具有优异的低温应变时效冲击特性的厚钢板及其制造方法与流程

本公开涉及具有优异的低温应变时效冲击特性的厚钢板及其制造方法，并且更特别地涉及可以用作造船、海事结构等中的材料的具有优异的低温应变时效冲击特性的厚钢板及其制造方法。

背景技术：

最近，由于陆地或近海能源资源的枯竭，采矿区已逐渐移到深海区域或寒冷区域。因此，钻孔、采矿和存储设施由于设施的扩大、集成等而变得越来越复杂。其中使用的钢材需要具有优异的低温韧性以确保结构的稳定性，特别是，需要使由于在结构的制造过程中因冷加工产生的应变时效现象等而导致的韧性的降低最小化。

通常，应变时效冲击特性通过如下来评估：使钢板经受几个百分比的拉伸应变，使钢板在约250℃下时效化1小时，对时效化的钢板进行处理以制备冲击试样，然后在冲击试样上进行冲击试验。应变时效现象越严重，钢板的韧性降低得越快，并且韧性的降低也可能增加。在这种情况下，应用钢板的部位和结构的寿命可能缩短并且稳定性可能受到影响。因此，近年来，为了增加经受应变的钢板的寿命以增加结构的稳定性的目的，需要具有高的抗应变时效现象的钢板。

当屈服强度大于断裂强度时，可能出现因应变时效现象而导致的冲击韧性的劣化。换句话说，屈服强度与断裂强度之间的差越大，钢材的延展性的应变量越大，并且吸收的冲击能量可能增加。因此，当进行冷变形以将钢材应用于结构时，钢材的屈服强度可能增加，以减小屈服强度与断裂强度之间的差，这伴随着冲击韧性的降低。

由于屈服强度的增加而导致的韧性的降低可能是由使钢材经受应变以将钢材中的间隙元素(例如c、n等)随时间固定至位错而引起的。

为了防止因冷变形而导致的韧性的降低，通常，已经应用以下方法：显著减少溶解在钢材中的碳(c)或氮(n)的量以抑制因变形后的时效现象而导致的强度增加的方法；添加诸如镍(ni)等的元素以降低堆垛层错能来促进位错的移动的方法等。或者，已经使用了在冷变形之后进行应力消除热处理以减少钢材中产生的位错等，从而降低通过加工硬化而增加的屈服强度的方法，并且作为其实例，公开了以下的非专利文献1。

然而，随着结构等不断变得更大和更复杂，钢材所需的冷变形量增加，并且使用环境的温度也降低至北冰洋的温度水平。因此，用常规方法难以有效地防止由于钢材的应变时效引起的韧性降低。

[现有技术文献]

(非专利文献1)theeffectofprocessingvariablesonthemechanicalpropertiesandstrainageingofhigh-strengthlow-alloyvandvnsteels(vkheikkinen和jdboyd,canadianmetallurgicalquarterly第15卷第3期(1976),第219～页)

技术实现要素：

技术问题

本公开的一个方面是提供具有优异的低温应变时效冲击特性的厚钢板及其制造方法。

技术方案

根据本公开的一个方面，具有优异的低温应变时效冲击特性的厚钢板按重量计包含：c：0.04％至0.1％，si：0.05％至0.4％，mn：1.0％至2.0％，p：0.01％或更少，s：0.003％或更少，al：0.015％至0.04％，ti：0.005％至0.02％，cu：0.35％或更少(不包括0)，ni：0.05％至0.8％，nb：0.003％至0.03％，n：0.002％至0.008％，ca：0.0002％至0.0050％，cr：0.009％或更少，mo：0.0009％或更少，余量的fe和其他不可避免的杂质，并且显微组织包含95面积％或更多的平均晶粒尺寸为10μm或更小的铁素体。

根据本公开的一个方面，制造具有优异的低温应变时效冲击特性的厚钢板的方法包括：在1020℃至1150℃下对钢坯进行再加热，所述钢坯按重量计包含：c：0.04％至0.1％，si：0.05％至0.4％，mn：1.0％至2.0％，p：0.01％或更少，s：0.003％或更少，al：0.015％至0.04％，ti：0.005％至0.02％，cu：0.35％或更少(不包括0)，ni：0.05％至0.8％，nb：0.003％至0.03％，n：0.002％至0.008％，ca：0.0002％至0.0050％，cr：0.009％或更少，mo：0.0009％或更少，余量的fe和其他不可避免的杂质；以5个道次或更少(包括0个道次)对经再加热的钢坯进行再结晶区轧制操作以获得棒材；以及在ar3或更高的温度下对棒材进行非再结晶区轧制操作以获得热轧钢材。

有益效果

根据本公开的一个方面，可以提供具有优异的低温应变时效冲击特性和优异的屈服强度的厚钢板。

附图说明

图1是根据本公开的一个实施方案的本发明实施例1的显微组织的拍摄的照片。

图2是根据本公开的一个实施方案的比较例1的显微组织的拍摄的照片。

具体实施方式

在下文中，将详细描述本公开。首先，将描述本公开的合金组成。以下描述的合金组成的含量意指按重量计。

碳(c)：0.04％至0.1％

在本公开中，c可以是对于固溶强化有效的元素，并且可以通过nb等作为碳氮化物存在以确保拉伸强度。为了获得该效果，c含量可以为0.04％或更大。当c含量超过0.1％时，不仅可能促进马氏体-奥氏体(ma)的形成，而且还可能产生珠光体而使低温下的冲击特性和疲劳特性劣化。此外，由于应变时效冲击特性随着固溶c的量的增加而降低，因此c含量可以在0.04％至0.1％的范围内。更优选地，c含量可以在0.04％至0.08％的范围内以更稳定地确保低温下的韧性。

硅(si)：0.05％至0.4％

si可以是辅助al以使钢水脱氧并确保屈服强度和拉伸强度所需的元素。si含量可以在0.4％或更小的范围内以确保低温下的冲击特性和疲劳特性。此外，当si含量超过0.4％时，si可能防止c的扩散而促进ma的形成。为了将si含量控制为0.05％或更小，可能存在炼钢过程中的处理时间可能大大增加的缺点。因此，si含量可以在0.05％至0.4％的范围内。si含量更优选在0.05％至0.2％的范围内以通过使ma的形成最小化来更稳定地确保韧性。

锰(mn)：1.0％至2.0％

mn可以以1.0％或更大的量添加，因为mn通过固溶强化对强度的增加具有相对大的影响。当mn含量超过2.0％时，由于韧性可能由于mns夹杂物的形成或中心部分的偏析而劣化，因此mn含量可以在1.0％至2.0％的范围内。考虑到提高强度的效果和由于偏析引起的韧性降低，mn含量更优选在1.3％至1.7％的范围内。

磷(p)：0.01％或更小

由于p可能是引起晶界偏析的元素并且可能引起钢的脆化，因此其上限需要限制为0.01％。

硫(s)：0.003％或更小

s可能主要与mn结合而形成mns夹杂物，其是降低低温下的韧性的因素。因此，为了确保低温下的韧性和低温下的疲劳特性，需要将s含量限制为0.003％或更小。

铝(al)：0.015％至0.04％

在本公开中，al不仅可以是钢的主要脱氧剂，而且还可以是在应变时效期间固定n所需的元素。为了充分获得该效果，可以添加0.015％或更多的al。当al超过0.04％时，al2o3夹杂物的分数和尺寸可能增加而导致低温下的韧性降低。此外，类似于si，由于在基材和焊接热影响区中形成ma促进低温下的韧性和低温下的疲劳特性劣化，因此al含量可以在0.015％至0.04％的范围内。al更优选在0.015％至0.025％的范围内以通过使ma的形成最小化来更稳定地确保韧性。

钛(ti)：0.005％至0.02％

ti可以是通过与引起应变时效的n结合形成氮化钛(tin)而减少固溶n的元素。氮化钛可以用于通过抑制显微组织的粗化而有助于微小化(miniaturization)，并且可以提高韧性。为了获得该效果，可以以至少0.005％的量添加ti。当ti含量超过0.02％时，析出物可能相当粗而引起破坏。在这种情况下，未与n结合的固溶ti可能残留而形成碳化钛(tic)，从而使基材的韧性和焊接部的韧性劣化。因此，ti含量可以在0.005％至0.02％的范围内。更优选地，ti的范围可以为0.005％至0.017％以防止氮化物的粗化。

铜(cu)：0.35％或更小(不包括0)

cu可以是不使冲击特性显著劣化并且通过固溶和析出提高强度的元素。当cu含量超过0.35％时，可能出现由于热冲击而导致的钢板的表面开裂。因此，cu含量可以在0.35％或更小的范围内。

镍(ni)：0.05％至0.8％

ni可以是可以同时提高强度和韧性的元素，虽然提高强度的效果不大。可以以0.05％或更大的量添加ni以充分获得该效果。由于ni是相对昂贵的元素，所以当ni含量超过0.8％时，经济效率可能降低。因此，ni含量可以具有0.05％至0.8％的范围。从提高强度和韧性的观点出发，ni的范围更优选为0.2％至0.8％。

铌(nb)：0.003％至0.03％

nb可以是保持固溶状态或使碳氮化物析出、抑制轧制或冷却期间的再结晶、减小显微组织的晶粒尺寸并提高强度的元素。为了上述效果，可以以至少0.003％的量添加nb。当nb含量超过0.03％时，由于c亲和力，可能发生c聚集，从而促进ma相的形成，并且使低温下的韧性和断裂特性劣化。因此，nb含量可以在0.003％至0.03％的范围内。

氮(n)：0.002％至0.008％

n与c一起可以是引起应变时效的主要元素，并且期望将其保持为尽可能低。为了减少由于n引起的应变时效冲击特性的劣化，需要适当地包含al、ti、nb等。当n含量过高时，由于难以抑制应变时效的影响，因此n含量可以包括在0.008％或更小的范围内。当n含量超过0.002％时，在添加用于抑制应变时效冲击特性的元素的状态下，通过引起固溶强化或形成其他析出物，基材的韧性和焊接部的韧性可能劣化。因此，n含量可以在0.002％至0.008％的范围内。

钙(ca)：0.0002％至0.0050％

当在al脱氧后的炼钢过程期间向钢水中添加ca时，ca可以与s结合，其主要作为mns存在，以抑制mns的产生，同时形成球状cas，从而具有抑制钢材的中心部分中的裂纹的效果。因此，为了使在本公开中添加的s充分地形成为cas，可以添加0.0002％或更多。当ca含量大于0.0050％时，在形成cas之后剩余的ca与o结合而产生粗的氧化夹杂物，所述氧化夹杂物在轧制时被拉伸并断裂而充当低温下的裂纹萌生点。因此，ca含量可以在0.0002％至0.0050％的范围内。

铬(cr)：0.009％或更少

cr可以是强碳化物的形成元素，可以减少铁素体的分数，并且可以促进硬质相的形成，从而使冲击韧性劣化。因此，在本公开中，优选将cr含量保持为尽可能低或不包含cr，并且在本公开中，优选将其上限控制为0.009％。

钼(mo)：0.0009％或更少

以与cr类似的方式，mo也可以是强碳化物的形成元素，可以减少铁素体的分数，并且可以促进硬质相的形成，从而使冲击韧性劣化。因此，在本公开中，优选将mo含量保持为尽可能低或不包含mo，并且在本公开中，优选将其上限控制为0.0009％。

本公开的钢板的其他组分是铁(fe)。钢板中可能不可避免地包含原料或制造环境的杂质，并且这样的杂质可能无法从钢板中除去。这样的杂质对于制造工业中的普通技术人员来说是公知的，并因此在本公开中将不给出对杂质的具体描述。

本公开提供的厚钢板的显微组织可以包含95面积％或更多的平均晶粒尺寸为10μm或更小的铁素体。如上所述的铁素体的晶粒可以被微小化以改善在低温下的应变时效冲击特性。当铁素体的分数小于95面积％时，可能难以确保效果。更优选地，铁素体的分数为98面积％或更大。本公开的显微组织的剩余部分可以包含渗碳体和ma中的至少一者，并且其分数可以为5面积％或更小，并且更优选为2面积％或更小。

此外，铁素体的最大晶粒尺寸可以为20μm或更小。当铁素体的最大晶粒尺寸超过20μm或更小时，可能难以确保作为本公开的目标的低温应变时效冲击特性。

铁素体可以由多边形铁素体和针状铁素体组成。因此，如上所述，可以使可以为冲击韧性破坏的起点的硬质相最小化，并且可以将具有良好的冲击吸收的铁素体配置为显微组织，以确保低温下的冲击和应变时效冲击。

如上所述提供的本公开的厚钢板可以具有350mpa或更大的屈服强度、450mpa或更大的拉伸强度、200j或更大的在-60℃下的冲击韧性、以及100j或更大的在-60℃下的应变时效冲击韧性，并且可以确保优异的低温应变时效冲击特性以及高屈服强度。应变时效冲击韧性意指在施加5％至10％的拉伸应变之后，在250℃下进行时效处理1小时之后测量的冲击能量值。

此外，本公开的厚钢板可以具有40mm或更大的厚度。在本公开中，厚钢板的厚度的上限没有特别限制，但是可以具有例如100mm或更小的厚度。

本公开的厚钢板可以应用于需要弯曲过程、冷变形过程等的造船和海上结构工业，并且可以有助于具有优异的应变时效冲击特性以确保结构的稳定性并延长结构的寿命。

在下文中，将详细描述本发明的厚钢板的制造方法。

首先，可以在1020℃至1150℃下对具有上述合金组成的钢坯进行再加热。当再加热温度超过1150℃时，奥氏体的晶粒可能粗化而使韧性劣化，而当再加热温度低于1050℃时，可能无法充分利用ti、nb等而引起强度降低。

可以以5个道次或更少(包括0个道次)对经再加热的钢坯进行再结晶区轧制操作以获得棒材。在本公开中，仅在热轧过程期间进行再结晶区轧制操作以匹配产品的宽度。例如，在本公开中，可以使再结晶区轧制操作最小化并使非再结晶区轧制操作最大化以实现晶粒细化。当再结晶区轧制操作超过5个道次时，可能存在非再结晶区轧制操作中的总压下量降低的问题。因此，在本公开中，有必要省略再结晶区轧制操作或使再结晶区轧制操作最小化。

可以在ar3或更高和约750℃或更高的温度下对棒材进行非再结晶区轧制操作以获得热轧钢材。当在非再结晶区轧制操作期间轧制温度低于ar3时，由于铁素体的拉伸而可能形成结构各向异性，从而具有使冲击韧性劣化的问题。

非再结晶区轧制操作中的压下量可以为再结晶区轧制操作中的压下量与非再结晶区轧制操作中的压下量之和的90％或更大(包括100％)。如上所述，再结晶区轧制操作可以以5个道次或更少(包括0个道次)进行，非再结晶区轧制操作中的压下量可以以90％或更大进行，以实现晶粒细化并确保优异的低温应变时效冲击特性。

还可以包括在非再结晶区轧制操作之后，通过水冷却过程等将热轧钢材以2℃/秒至15℃/秒的冷却速率冷却至300℃至500℃。当冷却速率小于2℃/秒时，可能难以确保目标强度。当冷却速率超过15℃/秒时，可能形成相对大量的硬质相，例如ma、贝氏体等，从而使韧性劣化。

在本公开中，为了获得更充分的时效冲击保证温度，在非再结晶区轧制操作之后可以不进行冷却。在这种情况下，拉伸强度可能略有下降。

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，以下实施例仅应当以描述性意义来考虑，而不是为了限制的目的。本发明的范围由所附权利要求限定，并且可以由此合理地推断出修改和变化。

(实施例)

在制备具有表1所示的合金组成的钢水之后，使用连铸操作来生产钢坯。将钢坯在表2所示的条件下再加热、热轧并冷却以制备厚钢板。在测量由此制备的厚钢板的显微组织和机械特性之后，结果示于下表3中。

[表1]

[表2]

[表3]

从表1至表3可以看出，在满足本公开提出的合金组成和制造条件的本发明实施例1至5的情况下，可以确认：铁素体的平均晶粒尺寸确保为10μm或更小，铁素体的分数确保为95面积％，屈服强度为350mpa或更大，拉伸强度为450mpa或更大，在-60℃下的冲击韧性为200j或更大，以及在-60℃下的应变时效冲击韧性为100j或更大。在不满足本公开的合金组成或制造条件的比较例1至3的情况下，可以看出不能确保本公开的期望的应变时效冲击韧性。

在满足合金组成、不进行再结晶区轧制操作且仅进行非再结晶区轧制操作的本发明实施例1和2的情况下，可以看出确保了细的显微组织和优异的机械特性。

在满足合金组成、为了产品的宽度控制而以两个道次进行再结晶区轧制操作、并进行非再结晶区轧制操作的本发明实施例3和4的情况下，可以看出确保了细的显微组织和优异的机械特性。

在满足合金组成、进行再结晶区轧制操作且不进行水冷却操作的本发明实施例5的情况下，可以看出相对于其中进行了水冷却操作的情况，具有略微降低的强度，但应变时效冲击特性优异。

在比较例1的情况下，比较例1满足本公开的合金组成，以8个道次进行再结晶区轧制操作并应用常规的tmcp工艺。在比较例1的情况下，可以看出由于铁素体晶粒的粗化而使低温应变时效冲击韧性低。

分别在其中c和n含量超过本公开的条件的比较例2和3的情况下，可以看出低温应变时效冲击韧性相对低，并且认为间隙元素c和n被固定至位错而使韧性劣化。特别地，在比较例2的情况下，可以看出由于因c的过量添加导致的珠光体增加而使冲击韧性劣化。

分别在比较例4和5的情况下，虽然比较例4和5满足本公开的制造条件，但是cr和mo含量超过本公开的条件，可以看出低温应变时效冲击韧性相对低。这被认为是由于在强碳化物形成元素mo和cr的影响下，铁素体分数的降低和硬质相的增加。

图1是本发明实施例1的显微组织的拍摄的照片。从图1中可以看出，在满足本公开的条件的本发明实施例1的情况下，可以确认显微组织的晶粒是细的。

图2是比较例1的显微组织的拍摄的照片。从图2中可以看出，在不满足本公开的条件的比较例1的情况下，可以确认显微组织的晶粒是粗的。