在低温下具有增强的脆性裂纹扩展抗力和断裂萌生抗力的高强度钢材及其制造方法与流程

本公开涉及可以优选地应用于造船和海事结构用钢的在低温下具有增强的裂纹萌生及扩展抗力的高强度钢材以及用于制造该高强度钢材的方法。

背景技术：

随着能源的枯竭，开采逐渐转移到深海地区或极寒地区，并且开采和储存设施的结构变得越来越大且越来越复杂。因此，其中使用的钢材变得更厚，并且具有待被增强以减轻结构的重量的趋势。

随着钢材变得更厚且更坚固，要添加的合金成分的量可能增加，并且相对大量的合金组分的添加在焊接处理中引起韧性劣化的问题。

焊接热影响区的韧性劣化的原因如下。

在焊接处理期间，在暴露于1200℃或更高的高温的热影响区中，不仅其显微组织可能由于高温而粗化，而且低温下硬的显微组织可能由于随后的快速冷却速率而增加从而使在低温下韧性劣化。另外，由于各个道次的焊接，热影响区可能经历各种温度变化历史。特别地，在最终道次经过奥氏体-铁素体的两相温度区域的区域中，奥氏体可以通过逆转变而产生，并且周边部分中的c可能聚集并变得集中。在随后的冷却中，其一部分可以转变成高硬度的马氏体，或者由于增大的淬透性而可以保持为奥氏体。这被称为马氏体-奥氏体复合相或ma相。具有高硬度的ma相不仅可以具有尖锐的形状而给予高的应力集中，而且还可以通过由于高硬度而使软铁素体基体的变形集中在周边部分中而充当断裂的萌生点。因此，为了提高低温下的裂纹萌生及扩展抗力，应优先使在焊接处理期间ma相在热影响区中的生成最小化。此外，由于断裂萌生及扩展在使用环境的温度如极地地区中那样低时变得更容易，因而需要进一步抑制ma相。

为了解决上述问题，已经开发了下述方法：①在钢材中产生细夹杂物以使得在焊接热影响区于高温下粗化之后在冷却处理中通过夹杂物形成致密的针状铁素体并同时抑制ma相的方法(通常被称为氧化物冶金)；②减少c、si、mn、mo、sol.al、nb等的添加量的方法，这些元素通过提高加热到两相区域时产生的奥氏体的稳定性来促进ma相的产生；③使ni含量大幅增加的方法，ni可以是提高针形铁素体或各种贝氏体的铁素体基体的低温韧性的元素；④在焊接处理之后将焊接处理中的热影响区再加热至200℃至650℃的温度并将所制备的ma相分解以降低其硬度的方法；等等。

然而，随着组织逐渐变大并且使用环境变为极地环境，存在如下问题：通过简单地应用上述常规方法可能难以充分确保低温下的脆性裂纹扩展抗力和断裂萌生抗力。

因此，需要开发在低温下具有增强的脆性裂纹扩展抗力和断裂萌生抗力的高强度钢材以及用于制造该高强度钢材的方法。

(现有技术文件)

(专利文献1)韩国专利公报no.2002-0028203

技术实现要素：

技术问题

本公开的一方面在于提供在低温下具有增强的裂纹萌生及扩展抗力的高强度钢材以及用于制造该高强度钢材的方法。

此外，本公开的目的不限于上述说明。另外，本公开的目的可以通过本说明书的全部内容来理解，并且本领域普通技术人员将理解的是，在理解本公开的其他问题的方面并没有困难。

技术方案

根据本公开的一方面，在低温下具有增强的裂纹萌生及扩展抗力的高强度钢材按重量计包含：碳(c)：0.01％至0.07％；硅(si)：0.002％至0.2％；锰(mn)：1.7％至2.5％；可溶铝(sol.al)：0.001％至0.035％；铌(nb)：0.03％或更少(不包括0％)；钒(v)：0.01％或更少(不包括0％)；钛(ti)：0.001％至0.02％；铜(cu)：0.01％至1.0％；镍(ni)：0.01％至2.0％；铬(cr)：0.01％至0.5％；钼(mo)：0.001％至0.5％；钙(ca)：0.0002％至0.005％；氮(n)：0.001％至0.006％；磷(p)：0.02％或更少(不包括0％)；硫(s)：0.003％或更少(不包括0％)；氧(o)：0.0025％或更少(不包括0％)；余量的铁(fe)和不可避免的杂质，并且该高强度钢材满足关系表达式1，

其中高强度钢材的显微组织包含总量为30面积％或更多的多边形铁素体和针状铁素体并且包含量为3.0面积％或更少的马氏体-奥氏体复合相(ma相)：

关系表达式1：5*c+si+10*sol.al≤0.5

(在关系表达式1中，各个元素符号指的是表示以重量％计的各个元素含量的值。)

根据本公开的另一方面，一种用于制造在低温下具有增强的裂纹萌生及扩展抗力的高强度钢材的方法，该方法包括：准备满足上述合金组成的板坯；

将板坯加热至1000℃至1200℃的温度；

在650℃或更高的温度下对经加热的板坯进行精热轧以获得热轧钢板；以及

将热轧钢板冷却。

另外，上述问题的解决方案未列出本公开的所有特征。本公开的各种特征及其优点和效果可以通过参照以下具体实施方案而得以更详细地理解。

有益效果

根据本公开的方面，提供了低温下的裂纹萌生及扩展抗力可以被显著增强的钢材以及用于制造该钢材的方法。

附图说明

图1是图示了用于实施例1至实施例3和比较例1、比较例2、比较例7和比较例8的ma相分数的变化(实线)和延性-脆性转变温度(虚线)根据关系表达式1的值变化的图。

图2是由光学显微镜拍摄的发明例1的显微组织的图像。

图3是由光学显微镜拍摄的比较例2的显微组织的图像。

具体实施方式

在下文中，将描述本公开的优选实施方案。然而，本公开的实施方案可以修改成各种其他形式，并且本公开的范围不限于下面描述的实施方案。此外，提供本公开的实施方案是为了向本领域技术人员更全面地解释本公开。

本公开的发明人进行了深入研究以进一步提高低温下的裂纹萌生及扩展抗力。结果是，发明人发现，可以通过合金元素、特别是c、si和sol.al之间的关系来精确地将钢材的显微组织控制成包含总量为30面积％或更多的多边形铁素体和针状铁素体，以及包含量为3.0面积％或更少的马氏体-奥氏体复合相(ma相)，从而显著增强低温下的裂纹萌生及扩展抗力，并且因此发明人已经基于这些发现完成了本公开。

在低温下具有增强的裂纹萌生及扩展抗力的高强度钢材

在下文中，将详细描述根据本公开的一个方面的在低温下具有增强的脆性裂纹扩展抗力和断裂萌生抗力的高强度钢材。

根据本公开的一个方面，可以提供一种在低温下具有增强的裂纹萌生及扩展抗力的高强度钢材，该高强度钢材按重量计包含：碳(c)：0.01％至0.07％；硅(si)：0.002％至0.2％；锰(mn)：1.7％至2.5％；可溶铝(sol.al)：0.001％至0.035％；铌(nb)：0.03％或更少(不包括0％)；钒(v)：0.01％或更少(不包括0％)；钛(ti)：0.001％至0.02％；铜(cu)：0.01％至1.0％；镍(ni)：0.01％至2.0％；铬(cr)：0.01％至0.5％；钼(mo)：0.001％至0.5％；钙(ca)：0.0002％至0.005％；氮(n)：0.001％至0.006％；磷(p)：0.02％或更少(不包括0％)；硫(s)：0.003％或更少(不包括0％)；氧(o)：0.0025％或更少(不包括0％)；余量的铁(fe)和不可避免的杂质，并且该高强度钢材满足关系表达式1，

其中高强度钢材的显微组织包含总量为30面积％或更多的多边形铁素体和针状铁素体，以及包含量为3.0面积％或更少的马氏体-奥氏体复合相(ma相)：

关系表达式1：5*c+si+10*sol.al≤0.5

(在关系表达式1中，各个元素符号指的是表示以重量％计的各种元素含量的值。)

首先，将详细描述本公开的钢材的合金组成。在下文中，下面描述的每种成分的含量是基于重量而言的。

c：0.01％至0.07％

c可以是在形成针状铁素体或板条贝氏体以同时确保强度和韧性方面起重要作用的元素。

当c含量小于0.01％时，可能存在如下问题：由于因c的很少扩散而导致的转变成粗铁素体组织，钢材的强度和韧性可能降低。当c含量大于0.07％时，不仅可能使得ma相过量地产生，而且还可能形成粗ma相，从而使低温下的裂纹萌生抗力显著劣化。因此，c含量优选地为0.01％至0.07％。

此外，更优选的c含量的下限可以为0.015％，并且进一步更优选的c含量的下限可以为0.02％。另外，更优选的c含量的上限可以为0.065％，并且进一步更优选的c含量的上限可以为0.06％。

si：0.002％至0.2％

si可以是通常除了为了脱氧和脱硫效果的目的之外还为了固溶强化的目的而添加的元素。提高屈服强度和抗拉强度的效果可以忽略不计，而焊接处理中的热影响区中的奥氏体的稳定性可能会大幅增加，并且ma相的分数可能会增加。在本公开中，优选的是将si限制为0.2％或更少。然而，为了将si含量控制成小于0.005％，炼钢工艺中的处理时间可能大幅增加，从而导致生产成本增加并且生产率降低。因此，si含量的下限优选地为0.002％。

此外，si含量的更优选的下限可以为0.005％，并且si含量的进一步更优选的下限可以为0.006％。另外，si含量的更优选的上限可以为0.15％，并且si含量的进一步更优选的上限可以为0.1％。

mn：1.7％至2.5％

mn可以具有通过固溶强化增加强度的大的效果，并且可以不使低温下的韧性大幅降低，因此可以添加1.7％或更多的mn。更优选的是1.8％或更多，以充分确保强度。

当过量地添加mn时，偏析可能在钢板的厚度方向上的中央部分中变得严重，并且同时促进与偏析的s一起形成可以是非金属夹杂物的mns。在中央部分中产生的mns夹杂物可以通过随后的轧制操作而被拉伸，结果是，低温下的脆性裂纹扩展抗力和断裂萌生抗力会显著降低，使得mn含量的上限优选地为2.5％。

因此，mn含量优选地为1.7％至2.5％。此外，mn含量的更优选的下限可以为1.75％，并且mn含量的进一步更优选的下限可以为1.8％。另外，mn含量的更优选的上限可以为2.4％，并且mn含量的进一步更优选的上限可以为2.2％。

sol.al：0.001％至0.035％

除了si和mn之外，sol.al也可以在炼钢工艺中用作强脱氧剂，并且在单独或复合脱氧时应当添加至少0.001％以获得足够的这种效果。

当sol.al的含量超过0.035％时，上述效果可能饱和，因脱氧而产生的氧化夹杂物中的al2o3的分数可能增加得比需要的多，夹杂物的尺寸可能变大，并且在精炼期间sol.al可能不容易被除去。因此，可能存在钢材的低温韧性会大幅降低的问题。另外，与si类似，ma相在焊接热影响区中的产生会被促进，并且低温下的脆性裂纹萌生及扩展抗力可能大幅降低。

因此，sol.al的含量优选地为0.001％至0.035％。

nb：0.03％或更少(不包括0％)

nb可以在板坯的再加热操作期间溶解在奥氏体中以提高奥氏体的淬透性，并且可以在热轧操作期间析出成细碳氮化物(nb,ti)(c,n)以抑制轧制或冷却操作期间的再结晶，由此对使最终的显微组织具有相对精细的尺寸具有非常大的效果。当以过大的量添加nb时，在焊接热影响区中ma相的产生会被促进，并且低温下的裂纹萌生及扩展抗力会被显著降低。因此，本公开中的nb含量可以被限制为0.03％或更少(不包括0％)。

v：0.01％或更少(不包括0％)

在对板坯进行再加热时，v可以几乎完全再溶解，并且在轧制操作之后在冷却操作期间，v大部分可以析出，以提高强度。在焊接热影响区中，v在高温下溶解而使淬透性大幅提高，从而促进了ma相的形成。因此，本公开中的v含量可以被限制为0.01％或更少(不包括0％)。

ti：0.001％至0.02％

ti可以通过在高温下主要呈精细的六方tin型析出物的形式或者通过在添加nb等时形成(ti、nb)(c、n)的析出物而具有抑制基材和焊接热影响区的晶粒生长的效果。

为了充分确保上述效果，优选的是添加量为0.001％或更多的ti，并且为了使效果最大化，优选地是根据所添加的n的含量来增加ti。当ti含量大于0.02％时，粗碳氮化物可能产生得比需要的多，这充当断裂裂纹的萌生点，这可能会使焊接热影响区的冲击特性大幅降低。因此，ti含量优选地为0.001％至0.02％。

cu：0.01％至1.0％

cu可以是能够通过固溶和析出来显著提高强度而不会使脆性裂纹扩展抗力和断裂萌生抗力大幅降低的元素。

当cu含量小于0.01％时，上述效果可能不足。当cu含量超过1.0％时，可能在钢板的表面上产生裂纹，并且cu可能是昂贵的元素，从而导致成本上升的问题。

ni：0.01％至2.0％

ni可以几乎不具有增加强度的效果，但是在改善低温下的裂纹萌生及扩展抗力方面会是有效的。特别地，当添加了cu时，ni可以具有抑制由于在再加热板坯时发生的选择性氧化而导致的表面开裂的效果。

当ni含量小于0.01％时，上述效果可能不足。ni可能是昂贵的元素，并且当其含量超过2.0％时，会存在成本上升的问题。

cr：0.01％至0.5％

cr可以具有小的由于固溶而提高屈服强度和抗拉强度的效果，但是可以通过以下而具有提高强度和韧性的效果：因它的高淬透性而允许在厚板材的缓慢冷却速率下形成精细的材料。

当cr含量小于0.01％时，上述效果可能不足。当cr含量超过0.5％时，不仅成本可能增加，而且焊接热影响区的低温韧性也可能劣化。

mo：0.001％至0.5％

mo可以具有延迟加速冷却处理中的相变并因此提高强度的效果，并且可以是具有防止由于诸如p等的杂质的晶界偏析而导致的韧性劣化的效果的元素。

当mo含量小于0.001％时，上述效果可能不足。当mo含量超过0.5％时，由于高淬透性而使得ma相在焊接热影响区中的产生可以被促进，并且低温下的裂纹萌生及扩展抗力可能会大幅劣化。

ca：0.0002％至0.005％

当在炼钢期间ca被al-脱氧然后添加至钢水时，ca可以与主要存在于mns中的s结合，由此抑制mns的产生并形成球形cas，从而抑制钢材的中央部分的开裂。因此，ca的添加量应为0.0002％或更多，以充分与所添加的s形成cas。

当过量地添加ca时，过量的ca可以与o结合而形成粗硬的氧化夹杂物，这些氧化夹杂物然后可以在随后的轧制中被拉伸并断裂，并且充当低温下的裂纹萌生点。因此，ca含量的上限优选地为0.005％。

n：0.001％至0.006％

n可以是与所添加的nb、ti和al一起形成析出物并使钢的晶粒细化以提高基材的强度和韧性的元素。n可以被认为是在过量添加的情况下以过量原子状态存在时在冷变形之后由于时效现象而降低低温韧性的最具代表性的元素。还已知通过连铸工艺生产的板坯可能由于在高温下脆化而促进表面开裂。

因此，在本公开中，考虑到ti含量为0.001％至0.02％，n的添加量可以被限制为0.001％至0.006％的范围。

p：0.02％或更少(不包括0％)

p可以起到提高强度的作用，但可以是使低温韧性劣化的元素。特别地，可能存在由于热处理钢中的晶界偏析而导致的低温韧性会大幅劣化的问题。因此，优选的是将p控制为尽可能低。通过炼钢工艺将p过量地除去可能是昂贵的。因此，p可以被限制为0.02％或更少。

s：0.003％或更少(不包括0％)

s可能是通过结合至mn而使得主要在钢板的厚度方向上的中央部分中引起mns夹杂物从而使低温韧性劣化的主要原因。因此，为了确保低温下的变形时效冲击特性，应在炼钢工艺中尽可能地除去s。特别地，当mn的添加量可以如本公开中那样高达1.7％或更多时，优选的是保持s的添加量极低，因为会容易地产生mns夹杂物。由于成本可能过高，因而s应被限制为少于0.003％。

o：0.0025％或更少(不包括0％)

o可以通过在炼钢工艺中添加诸如si、mn、al等的脱氧剂而形成为氧化夹杂物，并且然后可以被除去。当脱氧剂的量和除去夹杂物的过程不充分时，残留在钢水中的氧化夹杂物的量可能增加，并且夹杂物的尺寸可能大幅增加。以这种方式未被除去的粗的氧化夹杂物于是可以在炼钢工艺中的轧制操作期间保留为压碎形式或球形形式，并且可能会作为低温下的断裂的萌生点或作为裂纹的扩展路径。因此，为了确保低温下的冲击特性和ctod特性，应尽可能地抑制粗的氧化夹杂物，并且o含量可以被限制为0.0025％或更少。

本公开的剩余部分可以是铁(fe)。然而，在常规的制造过程中，可能不可避免地结合了不期望的来自原料或周围环境的杂质，使得这些杂质不能被排除。这些杂质可能在本说明书中未被具体提及，因为它们可能是制造领域的任何技术人员所已知的。

在这种情况下，不仅本公开的合金组成满足上述各元素含量，而且c、si和sol.al应满足以下关系表达式1。

关系表达式1：5*c+si+10*sol.al≤0.5

(在关系表达式1中，各个元素符号指的是表示以重量％计的各种元素含量的值。)

可以考虑每种元素对ma相形成的影响来设计关系1。如从图1可以看出的，随着关系表达式1的值增大，ma相分数增加(虚线)以增加可以作为钢材的低温冲击特性的延性-脆性转变温度(实线)。例如，随着关系表达式1的值增大，低温韧性趋于降低。因此，为了充分确保钢材的低温冲击特性和ctod值，优选的是将关系表达式1的值控制为0.5或更小。

另外，在可以是焊接部分的次临界再加热热影响区(sc-haz)中，尤其是在用于保证焊缝的低温ctod值的最重要的位置中，基材的显微组织可以几乎被保持。ma相可以具有与基材相比增加的显微组织。因此，通过将关系表达式1的值控制为0.5或更小，可以充分确保焊接部分的低温冲击特性和ctod值。

根据本公开的钢的显微组织可以包含总量为30面积％或更多的多边形铁素体和针状铁素体并且包含量为3.0面积％或更少的马氏体-奥氏体复合相(ma相)。

针状铁素体可以是最重要且最基本的显微组织，不仅由于细晶粒尺寸影响而提高强度，而且还防止在低温下产生的裂纹的扩展。由于多边形铁素体与针状铁素体相比可能相对较粗，因而多边形铁素体可能对强度的提高贡献相对较小，但多边形铁素体可能具有低位错密度和大倾角晶界，并且可能是极大地有助于抑制低温下的扩展的显微组织。

当多边形铁素体和针状铁素体的总量小于30面积％时，可能难以抑制低温下的裂纹萌生及扩展抗力，并且可能难以确保高强度。因此，多边形铁素体和针状铁素体的总和优选地为30面积％或更多、更优选地为40面积％或更多、并且甚至更优选地为50面积％或更多。

由于ma相因其高硬度而不接受变形，因而不仅使软铁素体基体的变形集中在周边部分中，而且还使与周围的铁素体基体的界面分离高于其限值，或者还破坏ma相自身，ma相可能充当裂纹萌生的萌生点，并且可能是导致钢的低温断裂特性劣化的最重要原因。因此，应将ma相控制为尽可能低，并且优选地是将ma相控制为3.0面积％或更少。

在这种情况下，当以等效圆直径测量时，ma相可以具有2.5μm或更小的平均尺寸。当ma相的平均尺寸大于2.5μm时，ma可能由于更加集中的应力而更可能断裂，并且可能充当裂纹的萌生点。

在这种情况下，多边形铁素体和针状铁素体可以不通过热轧操作被硬化。例如，它可以在热轧操作之后产生。

当热轧温度较低时，粗的先共析铁素体可以在热轧完成之前产生，之后，这些粗的先共析铁素体可以通过轧制被拉伸并且可以被硬化。残留的奥氏体可以保持呈带形式并且可以同时转变成具有高密度的硬化ma相的组织，使得钢材的低温冲击特性和ctod值可能劣化。

除了包含上述多边形铁素体、针状铁素体和ma相之外，本公开的钢材的显微组织可以包含贝氏体铁素体、渗碳体等。

此外，本公开的钢材可以包含夹杂物，其中在夹杂物中尺寸为10μm或更大的夹杂物可以具有11个/cm²或更少。尺寸可以是以等效圆直径测量的尺寸。

当尺寸为10μm或更大的夹杂物多于11个/cm²时，出现充当低温下的裂纹萌生点的问题。为了以这种方式控制粗的夹杂物，优选的是在二次精炼操作的最后阶段引入ca或ca合金，并且在ca或ca合金被引入之后用ar气进行鼓泡和回流至少3分钟。

本公开的钢材的屈服强度可以为480mpa或更大、在-40℃的冲击能量值可以为200j或更大并且在-20℃的ctod值可以为0.25mm或更大。本公开的钢材的抗拉强度可以为560mpa或更大。

此外，本公开的钢材可以具有-60℃或更低的延性-脆性转变温度(dbtt)。

用于制造在低温下具有增强的裂纹萌生及扩展抗力的高强度钢材的方法

在下文中，将详细描述本公开的另一方面的用于制造在低温下具有增强的裂纹萌生及扩展抗力的高强度钢材的方法。

本公开的另一方面的用于制造在低温下具有增强的裂纹萌生及扩展抗力的高强度钢材的方法可以包括：准备满足上述合金组成的板坯；将板坯加热至1000℃至1200℃的温度；在650℃或更高的温度下对经加热的板坯进行精热轧以获得热轧钢板；以及将热轧钢板冷却。

板坯准备操作

可以准备满足上述合金组成的板坯。

在这种情况下，准备板坯还可以包括：在二次精炼操作的最后阶段将ca或ca合金引入钢水中并且在ca或ca合金被引入之后用ar气进行鼓泡和回流至少3分钟。这是为了控制粗的夹杂物。

板坯加热操作

可以将板坯加热至1000℃至1200℃。

当板坯的加热温度低于1000℃时，在连铸处理期间可能难以使板坯中产生的碳化物再溶解，从而缺乏偏析元素的均匀化。因此，优选的是将钢板加热至1000℃或更高，在1000℃或更高的情况下，所添加的nb的50％或更多可以被再溶解。

当板坯的加热温度超过1200℃时，奥氏体晶粒尺寸可能生长得过大，并且由于随后的轧制操作，进一步的细化可能不足。因此，钢板的诸如抗拉强度和低温韧性的机械特性可能会大幅劣化。

热轧操作

可以在650℃或更高的温度下对经加热的板坯进行热轧，以获得热轧钢板。

当精热轧温度低于650℃时，在轧制操作期间mn等可能不会偏析，并且可能在具有低淬火性的区域中产生先共析铁素体，并且由于铁素体形成而已经溶解的c等可能偏析并聚集于残余奥氏体区域中。结果是，在轧制操作之后的冷却操作期间，c等聚集的区域可能转变成上贝氏体、马氏体或ma相，并且可能产生由铁素体和硬化的显微组织构成的强的层状结构。c聚集层的硬化显微组织不仅可以具有高硬度，而且可以增加ma相的分数。结果是，硬组织的增加和呈层状结构的布置可能使低温韧性大幅劣化。因此，精轧温度应被限制为650℃或更高。

冷却操作

可以使热轧钢板冷却。

在这种情况下，可以使热轧钢板以2℃/秒至30℃/秒的冷却速率冷却至200℃至550℃的冷却结束温度。

当冷却速率小于2℃/秒时，冷却速率可能太慢而不能避免粗的铁素体和珠光体转变部分，并且强度和低温韧性可能劣化。当冷却速率超过30℃/秒时，可能形成粒状贝氏体或马氏体而使强度增大，但是低温韧性可能大幅劣化。

当冷却结束温度低于200℃时，很可能形成马氏体或ma相。当冷却结束温度高于550℃时，可能难以产生诸如针状铁素体的显微组织，并且可能形成粗的珠光体。

同时，根据需要，被冷却的热轧钢板还可以包括将被冷却的热轧钢板加热至450℃至700℃的温度、将钢板保持(1.3*t+10)分钟至(1.3*t+200)分钟、并将钢板冷却的回火操作。t是通过以mm单位测量热轧钢板的厚度而获得的值。

当ma过量产生时，ma可以被分解，高位错密度可以被除去，并且即使是相对少量的nb等也可以作为碳氮化物析出，以进一步提高屈服强度或低温韧性。

当加热温度低于450℃时，铁素体基体的软化可能不充分，并且可能出现由于p偏析等引起的脆化现象，这可能使韧性劣化。当加热温度高于700℃时，晶粒的恢复和生长可能迅速发生，并且当温度高于上述温度时，钢板可能部分地转变成奥氏体，其屈服强度可能大幅降低，并且其低温韧性可能劣化。

当保持时间少于(1.3*t+10)分钟时，组织的均匀化可能无法充分进行，并且当保持时间多于(1.3*t+200)分钟时，其生产率可能降低。

发明实施方式

在下文中，将通过实施例更具体地描述本公开。然而，应当指出的是，以下实施例可以旨在更详细地说明本公开，而不是限制本公开的范围。本公开的范围可以由权利要求中阐述的事项和由此合理推断的事项确定。

具有下面的表1中所示的组成的板坯在下面的表2中所示的条件下被加热、热轧并冷却，以生产钢材。

观察由此准备的钢材的显微组织，并且其特性被测量并在下面的表3中示出。

在对上述准备的钢材以下面的表2中所示的焊接热量输入进行焊接之后，焊接热影响区(schaz)的冲击能量值(-40℃)和ctod值(-20℃)被测量并列于下面的表3中。由于钢材的冲击能量值(-40℃)和ctod值(-20℃)高于焊接热影响区，因而没有对钢材进行单独测量。

在这种情况下，关于钢材的显微组织，对钢材的断面进行镜面抛光，并且根据目的用nital或lepera进行腐蚀，并且用光学显微镜或扫描电子显微镜在100倍至5000倍的放大倍数下测量其样品的一定区域。然后，使用图像分析仪通过测得的图像来测量相的分数。为了获得有统计学意义的值，通过改变相同样品的位置来重复测量相同的样品并确定其平均值。

另外，通过用扫描电子显微镜扫描来测量尺寸为10μm或更大的夹杂物的数目并将其列于下面的表3的夹杂物列(个/cm²)中。

可以通过对通过常规拉伸试验获得的标称应变-标称应力曲线进行测量来描述钢材的特性。

通过夏比v型缺口冲击试验(charpyv-notchimpacttest)来测量焊接热影响区的冲击能量值(-40℃)和dbtt值。

根据bs7448标准，通过将样品加工成具有垂直于轧制方向的b(厚度)×b(宽度)×5b(长度)尺寸、插入疲劳裂纹以使疲劳裂纹长度为样品的约50％、并且在-20℃进行ctod试验来确定ctod值(-20℃)。在这种情况下，b是所生产的钢材的厚度。

[表1]

[表2]

[表3]

在表3中，pf+af是指多边形铁素体和针状铁素体的总和。

可以看出，满足本公开中提出的合金组成和制造条件二者的发明例1至发明例3具有优异的屈服强度以及热影响区的高冲击能量值和ctod值。

如表1至表3中所示，可以看出满足本公开提出的所有范围的发明例1至发明例3具有屈服强度为420mpa或更高的高强度，具有焊接热影响区中的高冲击吸收能量值，并且还具有ctod值方面的优异的低温韧性。因此，证明发明例1至发明例3适用于复杂和大型压力容器以及造船和海事结构。

在比较例1、比较例7和比较例8中，每个单独成分的范围均包括在本公开的范围内，但是由关系表达式1限定的低温硬化相的指数值超出本公开的范围的0.5。结果是，在生产的钢材和焊接热影响区中、特别是在次临界再加热热影响区(sc-haz)中促进了硬化相如ma，从而导致低温韧性的显著劣化。

在比较例2中，所添加的c含量超出本公开的范围。c可以是用于促进ma的最有力元素。在这种情况下，钢材和焊接热影响区的低温韧性以与比较例1类似的方式大幅劣化。

在比较例3中，所添加的mn含量低于本公开的范围。在这种情况下，mn含量非常低，使得硬化相如ma的形成大幅减少。此外，钢材和焊接热影响区的低温韧性大幅提高，但因mn引起的强度提高效果很小。因此，未获得高强度钢材。

在比较例4中，除o之外的所有元素的含量范围都满足本公开的范围，但是产品中的o含量超出本公开的范围，因为炼钢工艺中的夹杂物产生和除去管理是不充分的。当在炼钢工艺中o的除去不充分时，最终未除去的o可能作为氧化夹杂物存在，并且其分数和尺寸可能增加。这种粗的氧化夹杂物可能难以延展，并且在炼钢工艺中的低温轧制操作期间可能因轧制载荷而断裂，从而在钢材中以细长形状存在。这用作随后的加工或外部冲击中裂纹萌生及扩展的路径，这最终会导致钢材和焊接热影响区的低温韧性的显著劣化。

在比较例5和比较例6中，所有钢成分组成都满足本公开，但是生产条件不在本公开的范围内。

在比较例5中，所生产的板坯的再加热温度超出本发明的范围。当板坯再加热温度过高时，由于在高温和大气压下轧制，因而奥氏体生长被迅速促进，从而使低温韧性大幅劣化。

在比较例6中，精热轧温度低于本公开的范围。在这种情况下，在轧制过程结束之前产生了粗铁素体，这些粗铁素体然后在随后的轧制操作中作为拉伸形式提供。此外，残留的奥氏体保持呈带形式并转变成具有高密度的ma硬化相的组织。最后，由于粗的变形的组织以及局部高的ma硬化相，低温韧性被劣化。

尽管上面已经示出并描述了各示例性实施方案，但是对于本领域技术人员而言明显的是，可以在不脱离由所附权利要求限定的本公开的范围的情况下做出修改和变型。