本发明涉及一种低温韧性和伸长率优异且屈服比小的用于高强度厚管线(linepipe)的钢材及其制造方法，更具体地，涉及一种可以用于建筑、管线和海上构造物等的用途的用于管线的钢材及其制造方法。
背景技术：
随着采矿和输送环境变得恶劣，对具有高强度和优异的低温韧性的api钢材的需求逐渐增加。此外，在使用用于输送原油或天然气的钢管时，为了提高输送效率，增加输送压力，近年来输送压力达到120个大气压。特别地，随着以气候条件恶劣的西伯利亚、阿拉斯加等的寒冷地区为中心进行油田开发，正积极进行将油田地区的丰富的天然气资源通过管线输送到消费地区的项目。对于这种管线项目，考虑到高的输送天然气的压力和对于极低温和地面的变形的耐久性，主要采用厚材料的同时具备低温断裂韧性和低屈服比特性的钢材。
特别地，厚度为20mm以上的厚钢材的情况下，确保厚度中心部的抗断裂传播性非常重要。钢材的厚度增加时，轧制时绝对压下量不足，并且难以确保充分的冷却速度，因此铁素体晶粒变得粗大，并且由于中心部偏析和连铸时偏析到内部裂纹中的杂质，发生低温韧性劣化的问题。
为了实现现有的用于管线的厚钢材的优异的dwtt延性断裂率，进行了大量的研究。通常，为了确保低温韧性，对于厚管线钢材而言，为了确保中心部的抗断裂传播性，必须细化初始奥氏体粒度或进行低温轧制至铁素体转变开始温度(ar3)之上才可以确保温度为-30℃水平的中心部的抗断裂传播性(dwtt特性)。但是，这种钢材无法充分固溶在板坯中析出或晶化的nb(c、n)，因此通过nb(c、n)的再析出的析出强化效果不充分。因此，通常采用添加大量的昂贵的mo或ni等的合金来补偿强度和韧性的制造方法。其中，专利文献1是代表性的技术。所述技术包括以下制造条件：将板坯的提取温度设定为1000-1150℃，并且在ar3以上的温度下终止轧制，然后在ar3以下的温度下开始冷却。特别地，将冷却开始温度限制为ar3-50℃至ar3，冷却停止温度限制为300-550℃。通过这样的制造条件，实现具有50-80％的平均粒径为5μm以下的铁素体并且具有纵横比为6以下的贝氏体的双相(dualphase)(二相)组织，从而实现了85％的dwtt延性断裂率的转变温度为-20至-30℃。但是，用这样的双相组织难以制造出满足客户要求的最低条件即在相对于轧制方向的30度方向上的屈服强度为540mpa以上、拉伸强度为670mpa以上、在-60℃下的冲击能量为190j以上、满足85％以上的dwtt延性断裂率的最低温度为-18℃以下、屈服比小于0.85、总伸长率为39％以上的钢材。
[现有技术文献]
(专利文献1)日本公开专利公报第2010-077492号
技术实现要素：
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供一种低温韧性和伸长率优异且屈服比小的用于高强度厚管线的钢材及其制造方法。
技术方案
本发明的一个实施方式提供一种低温韧性和伸长率优异且屈服比小的用于高强度厚管线的钢材，以重量％计，所述钢材包含：c：0.03-0.055％、si：0.1-0.35％、mn：1.7-2.2％、al：0.01-0.04％、ti：0.005-0.025％、n：0.008％以下、nb：0.08-0.12％、cr：0.2-0.45％、ni：0.2-0.35％、cu：0.05-0.3％、mo：0.2-0.4％、p：0.02％以下、s：0.002％以下、ca：0.0005-0.004％、v：0.01-0.04％、b：0.0005％以下、余量的fe和其它不可避免的杂质，并且满足以下关系式1至关系式4的条件，以面积％计，微细组织包含：多边形铁素体：1-5％、针状铁素体：60-75％、贝氏铁素体：20-30％和岛状马氏体：5％以下，
[关系式1]19≤(mo/96)/(p/31)≤30
[关系式2]1.42≤cr+2mo+cu+ni+1000b≤1.75
[关系式3]4<{3c/12+mn/55}×100≤4.9
[关系式4]600≤400c+6800nb+600v+800ti+300al≤820
(其中，所述关系式1至关系式4中记载的合金元素的含量为重量％)。
本发明的另一个实施方式提供一种低温韧性和伸长率优异且屈服比小的用于高强度厚管线的钢材的制造方法，所述方法包括以下步骤：在1160-1300℃下加热钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：c：0.03-0.055％、si：0.1-0.35％、mn：1.7-2.2％、al：0.01-0.04％、ti：0.005-0.025％、n：0.008％以下、nb：0.08-0.12％、cr：0.2-0.45％、ni：0.2-0.35％、cu：0.05-0.3％、mo：0.2-0.4％、p：0.02％以下、s：0.002％以下、ca：0.0005-0.004％、v：0.01-0.04％、b：0.0005％以下、余量的fe和其它不可避免的杂质，并且满足以下关系式1至关系式4的条件；在1070-1140℃下提取加热的所述钢坯；一次轧制，对提取的所述钢坯进行轧制并在930-960℃下终止轧制以获得钢材；对所述钢材进行一次水冷以将所述钢材冷却至890-925℃；二次轧制，对一次水冷的所述钢材进行轧制并在840-860℃下终止轧制；三次轧制，对二次轧制的所述钢材进行轧制并在770-820℃下终止轧制；在740-760℃下开始冷却三次轧制的所述钢材以进行二次水冷；在400-520℃下将二次水冷的所述钢材进行收卷；以及以10-40℃/秒的冷却速度对收卷的所述钢材进行三次水冷100秒以上，
[关系式1]19≤(mo/96)/(p/31)≤30
[关系式2]1.42≤cr+2mo+cu+ni+1000b≤1.75
[关系式3]4<{3c/12+mn/55}×100≤4.9
[关系式4]600≤400c+6800nb+600v+800ti+300al≤820
(其中，所述关系式1至关系式4中记载的合金元素的含量为重量％)。
有益效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种低温韧性和伸长率优异且屈服比小的用于高强度厚管线的钢材及其制造方法。
最佳实施方式
以下，对根据本发明的一个实施方式的低温韧性和伸长率优异且屈服比小的用于高强度厚管线的钢材进行说明。首先，对本发明的合金组成进行说明。其中，除非另有说明，以下说明的合金组成的单位是指重量％。
c：0.03-0.055％
c是用于强化钢的最经济且有效的元素，但是当大量添加时，所述c在铸造板坯时促进厚度中心部的偏析，从而降低焊接性、成型性和韧性。当所述c小于0.03％时，需要相对大量地添加其它合金元素以获得本发明所期望的强度，因此是不经济的，当所述c超过0.055％时，焊接性、成型性和韧性可能会降低。因此，所述c的含量优选具有0.03-0.055％的范围。所述c含量的下限更优选为0.031％，进一步优选为0.032％，最优选为0.034％。所述c含量的上限更优选为0.053％，进一步优选为0.051％，最优选为0.049％。
si：0.1-0.35％
si不仅是使钢水脱氧所需的元素，而且是还表现出固溶强化效果的元素。当所述si小于0.1％时，钢水的脱氧不充分，因此难以获得清洁的钢，当所述si超过0.35％时，在热轧时由于si而形成红色氧化皮，导致钢板表面形状变得非常差，并且具有降低延展性的缺点。因此，所述si的含量优选具有0.1-0.35％的范围。所述si含量的下限更优选为0.13％，进一步优选为0.16％，最优选为0.18％。所述si含量的上限更优选为0.34％，进一步优选为0.33％，最优选为0.32％。
mn：1.7-2.2％
mn是对钢的固溶强化有效的元素，必须添加1.7％以上才可以发挥增加淬透性的效果和高强度。但是，当所述mn超过2.2％时，在炼钢工艺中铸造板坯时，在厚度中心部中偏析部变得非常发达，损害最终产品的焊接性，因此不优选。因此，所述mn的含量优选具有1.7-2.2％的范围。所述mn含量的下限更优选为1.73％，进一步优选为1.76％，最优选为1.78％。所述mn含量的上限更优选为2.15％，进一步优选为2.1％，最优选为2.05％。
al：0.01-0.04％
al在炼钢时与si一起作为脱氧剂添加，并且还具有固溶强化效果，但当所述al超过0.04％时，阻碍低温冲击韧性，当所述al小于0.01％时，脱氧效果不充分，因此降低韧性。因此，所述al的含量优选具有0.01-0.04％的范围。所述al含量的下限更优选为0.015％，进一步优选为0.02％，最优选为0.025％。所述al含量的上限更优选为0.038％，进一步优选为0.036％，最优选为0.035％。
ti：0.005-0.025％
ti是用于细化晶粒的非常有用的元素，在钢中以tin的形式存在，具有在用于热轧的加热过程中抑制晶粒的生长的效果，并且与氮反应后剩余的ti固溶于钢中并与碳结合以形成tic的析出物，这种tic的形成非常微细，因此大幅提高钢的强度。为了获得tin析出引起的奥氏体晶粒生长抑制效果和tic形成引起的强度增加，应添加至少0.005％以上的ti，但当所述ti超过0.025％时，通过焊接钢板来制造钢管时，由于快速加热至熔点，随着tin的再固溶，存在焊接热影响区的韧性劣化的缺点。因此，所述ti的含量优选具有0.005-0.025％的范围。所述ti含量的下限更优选为0.008％，进一步优选为0.012％，最优选为0.015％。所述ti含量的上限更优选为0.024％，进一步优选为0.023％，最优选为0.021％。
n：0.008％以下
限定n的成分的原因是由于添加了所述ti。通常，n固溶于钢中并析出而起到增加钢的强度的作用，这种能力远大于碳。但是，已知随着钢中存在的氮的增加，韧性大幅降低，因此通常的趋势是尽可能减少氮的含量。但是，在本发明中，存在适量的氮并与ti反应以形成tin，从而抑制再加热过程中的晶粒生长。但是，ti的一部分不与n反应而残留，并且需要在后续的工艺中与碳反应，因此所述n的含量优选具有0.008％以下的范围。所述n含量的上限更优选为0.007％，进一步优选为0.006％，最优选为0.005％。另外，所述n含量的下限更优选为0.001％，进一步优选为0.002％，最优选为0.003％。
nb：0.08-0.12％
nb是用于细化晶粒的非常有用的元素，并且是起到大幅提高钢的强度的作用的元素。为了获得所述效果，优选添加至少0.08％以上的所述nb，但当所述nb的含量超过0.12％时，由于析出过量的nb碳氮化物，对钢材的韧性有害，因此所述nb的含量优选具有0.08-0.12％的范围。所述nb含量的下限更优选为0.0803％，进一步优选为0.0806％，最优选为0.081％。所述nb含量的上限更优选为0.117％，进一步优选为0.114％，最优选为0.112％。
cr：0.2-0.45％
cr通常在直接快速冷却时增加钢的淬透性。此外，cr通常提高耐腐蚀性和抗氢致开裂性。并且，由于积聚有渗碳体和碳化物，显示出劣化的冲击特性，并且抑制制管后影响屈服强度的降低的珠光体组织的生成，从而可以获得良好的冲击韧性，并且制管后可以减少屈服强度的降低。为此，优选添加0.2％以上的cr，但当cr超过0.45％时，存在现场焊接后引起冷却裂纹的倾向，并且存在降低钢材和haz韧性的倾向。因此，所述cr的含量优选具有0.2-0.45％的范围。所述cr含量的下限更优选为0.21％，进一步优选为0.215％，最优选为0.22％。所述cr含量的上限更优选为0.43％，进一步优选为0.41％，最优选为0.39％。
ni：0.2-0.35％
ni是奥氏体稳定化元素，抑制珠光体的形成，并且是促进作为低温转变组织的针状(acicular)铁素体的形成的元素，优选添加0.2％以上。但是，当所述ni超过0.35％时，由于ni是昂贵的元素，在成本上不利，并且存在阻碍焊接部的韧性的缺点。因此，所述ni的含量优选具有0.2-0.35％的范围。所述ni含量的下限更优选为0.23％，进一步优选为0.25％，最优选为0.27％。所述ni含量的上限更优选为0.34％，进一步优选为0.33％，最优选为0.31％。
cu：0.05-0.3％
cu是固溶于钢中而增加强度所必须的元素。为了充分获得所述效果，优选添加0.05％以上，但当所述cu超过0.3％时，存在板坯容易产生裂纹的缺点。因此，所述cu的含量优选具有0.05-0.3％的范围。所述cu含量的下限更优选为0.08％，进一步优选为0.12％，最优选为0.15％。所述cu含量的上限更优选为0.28％，进一步优选为0.25％，最优选为0.23％。
mo：0.2-0.4％
mo对于提高材料的强度非常有效，并且通过促进作为低温转变组织的针状(acicular)铁素体的生成而起到降低屈服比的作用。此外，由于积聚有渗碳体和碳化物，显示出劣化的冲击特性，并且制管后抑制影响屈服强度的降低的珠光体组织的生成，从而可以获得良好的冲击韧性，并且制管后可以减少屈服强度的降低。为了获得所述效果，优选添加0.2％以上的所述mo。但是，当所述mo超过0.4％时，由于所述mo是昂贵的元素，因此在成本上不利，抑制焊接低温裂纹，并且母材中形成低温转变相，因此存在韧性降低的缺点。因此，所述mo优选具有0.2-0.4％的范围。所述mo含量的下限更优选为0.23％，进一步优选为0.25％，最优选为0.27％。所述mo含量的上限更优选为0.395％，进一步优选为0.39％，最优选为0.385％。
p：0.02％以下
p是制造钢时不可避免地含有的元素，在本发明中，p的含量应控制得尽可能低。当添加p时，偏析在钢板的中心部，并且可能会用作裂纹起点或传播路径。理论上，将p的含量控制在0％是有利的，但是在制造工艺中不可避免地作为杂质被添加。因此，重要的是控制p含量的上限，在本发明中，优选将所述p含量控制在0.02重量％以下。所述p含量更优选为0.017％以下，进一步优选为0.013％以下，最优选为0.01％以下。
s：0.002％以下
s也是存在于钢中的杂质元素，其与mn等结合而形成非金属夹杂物，从而大幅损伤钢的韧性和强度，因此优选尽可能减少所述s含量，在本发明中，优选将所述s的含量控制在0.02％以下。所述s含量更优选为0.0019％以下，进一步优选为0.0017％以下，最优选为0.0015％以下。
ca：0.0005-0.004％
ca是用于球化mns非金属夹杂物的有用的元素，并且可以抑制在所述mns夹杂物周围形成裂纹。当所述ca的含量小于0.0005％时，不显示出mns夹杂物的球化效果。另一方面，当所述ca的含量超过0.004％时，反而生成大量cao系夹杂物，从而降低冲击韧性。因此，所述ca的含量优选具有0.0005-0.004％的范围。所述ca含量的下限更优选为0.001％，进一步优选为0.0015％，最优选为0.0018％。所述ca含量的上限更优选为0.0037％，进一步优选为0.0033％，最优选为0.003％。
v：0.01-0.04％
v与nb相似，但与nb相比，其效果不太明显。但是，一同添加v和nb时发挥显著优异的效果，并且进一步增加钢的强度。为了所述效果，需要添加至少0.01％以上，但当所述v超过0.04％时，析出过量的v碳氮化物，对钢材的韧性有害，特别是会降低焊接热影响区的韧性，从而降低现场焊接性。因此，所述v的含量优选具有0.01-0.04％的范围。所述v含量的下限更优选为0.015％，进一步优选为0.02％，最优选为0.022％。所述v含量的上限更优选为0.039％，进一步优选为0038％，最优选为0.037％。
b：0.0005％以下
所述b极大地提高低碳钢中的淬透性，从而促进低温转变相的形成。特别地，所述b起到提升mo和nb的提高淬透性的效果，并增加晶界的强度，从而抑制穿晶裂纹。但是，添加过量的b将成为由于fe23(c,b)6的析出引起脆化的原因。因此，应考虑其它淬透性元素的含量来确定b的含量，所述b的含量优选具有0.0005％以下的范围。所述b含量的上限更优选为0.00045％，进一步优选为0.0004％，最优选为0.00035％。另一方面，所述b含量的下限更优选为0.00003％，进一步优选为0.00006％，最优选为0.00009％。
本发明的其余成分是铁(fe)。但是，在通常的制造过程中会从原料或周围环境不可避免地混入不期望的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于通常的制造过程中的技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中对其所有内容不进行特别提及。
另一方面，在本发明中，优选地，不仅应满足上述合金组成，而且还应满足以下关系式1至关系式4。以下关系式1至关系式4中记载的合金元素的含量为重量％。
[关系式1]19≤(mo/96)/(p/31)≤30
关系式1用于防止p的晶界偏析。当关系式1的值小于19时，通过形成fe-mo-p化合物而防止p的晶界偏析效果不充分，当关系式1的值超过30时，由于增加淬透性而形成低温转变相，因此冲击能量降低。
[关系式2]1.42≤cr+2mo+cu+ni+1000b≤1.75
关系式2用于获得微细的针状铁素体。当关系式2的值小于1.42时，难以确保强度，当关系式2的值超过1.75时，发生对冲击韧性有害的分离(separation)的可能性增加。
[关系式3]4<{3c/12+mn/55}×100≤4.9
关系式3用于抑制作为硬质第二相组织的岛状马氏体(ma)相的形成。c和mn的增加降低板坯的凝固温度，促进板坯中心的偏析，并且缩小δ铁素体的形成部分，因此在连铸中难以实现板坯的均质化。此外，mn是偏析在板坯中心部的代表性的元素，促进损害管的延展性的第二相的形成，c的增加扩大连铸时固相和液相的共存部分，从而加深偏析。因此，当关系式3的值超过4.9时，虽然强度增加，但是由于上述理由，板坯的非均质性增加，板坯中形成硬质第二相，因此会降低钢材和管的低温韧性。另一方面，当所述关系式3的值为4以下时，虽然有利于确保钢材的冲击韧性，但是存在难以确保强度的缺点。
[关系式4]600≤400c+6800nb+600v+800ti+300al≤820
关系式4用于通过微细的固溶强化和析出强化来确保强度。当关系式4的值小于600时，难以确保强度，当关系式4的值超过820时，组织的强度过度增加，因此存在伸长率和冲击韧性降低的缺点。
以面积％计，本发明的用于管线的钢材的微细组织优选包含：多边形铁素体：1-5％、针状铁素体：60-75％、贝氏铁素体(bainiticferrite)：20-30％和岛状马氏体：5％以下。所述多边形铁素体起到增加韧性和伸长率的作用。当所述多边形铁素体的分数小于1面积％时，存在韧性和伸长率降低的缺点，当所述多边形铁素体的分数超过5面积％时，存在强度降低的缺点。所述针状铁素体起到确保强度的作用。当所述针状铁素体的分数小于60面积％时，存在强度降低的缺点，当所述针状铁素体的分数超过75面积％时，存在低温韧性降低的缺点。所述贝氏铁素体起到确保强度的作用。当所述贝氏铁素体的分数小于20面积％时，存在强度降低的缺点，当所述贝氏铁素体的分数超过30面积％时，存在低温韧性降低的缺点。另外，本发明中岛状马氏体是影响低温韧性的不纯组织。但是，考虑到在制造工艺中不可避免地形成所述岛状马氏体，在本发明中，将所述岛状马氏体分数的上限控制在5面积％。
所述多边形铁素体的平均有效晶粒尺寸优选为13μm以下。通过以这种方式进行控制，可以获得增加低温韧性的效果。
所述针状铁素体的平均有效晶粒尺寸优选为11μm以下。通过以这种方式进行控制，可以获得确保强度并抑制低温韧性劣化的效果。
所述贝氏铁素体的平均有效晶粒尺寸优选为14μm以下。通过以这种方式进行控制，可以获得确保强度并抑制低温韧性劣化的效果。
所述岛状马氏体的平均有效晶粒尺寸优选为0.8μm以下。通过以这种方式进行控制，可以获得最小化低温韧性的降低的效果。
另一方面，上述平均有效晶粒是指将晶粒假定为球形后利用ebsd对晶粒进行平均而获得的值。
就如上所述提供的本发明的用于管线的钢材而言，所述钢材在相对于轧制方向的30度方向上的屈服强度为550mpa以上，拉伸强度为660mpa以上，屈服比为0.83以下，在-10℃下的分离长度小于5mm，在-10℃下的冲击能量为320j以上，总伸长率为42％以上，满足85％以上的dwtt延性断裂率的最低温度为-30℃以下，因此所述钢材具有低屈服比，并且可以确保优异的强度、低温韧性和伸长率。另外，已知本技术领域中通常钢材在相对于轧制方向的30度方向上的屈服强度具有钢材的屈服强度中的最低值，在本发明中，可以确保如上所述的高屈服强度。此外，本发明的钢材可以是厚度为20mm以上的厚材料。
以下，对根据本发明的一个实施方式的低温韧性和伸长率优异且屈服比小的用于高强度厚管线的钢材的制造方法进行说明。
首先，在1160-1300℃下加热满足上述合金组成和关系式1至关系式4的钢坯。当所述钢坯加热温度低于作为在连铸过程中析出的添加合金元素充分再固溶的温度的1160℃时，热轧后的工艺中(ti,nb)c、nbc等的析出物会减少。因此，通过将所述钢坯加热温度保持在1160℃以上，促进析出物的再固溶，并保持适当的尺寸的奥氏体晶粒度，可以提高材料的强度并在卷板的长度方向上获得均匀的微细组织。另一方面，当所述钢坯加热温度超过1300℃时，由于奥氏体晶粒的异常晶粒生长，强度降低，并且存在韧性劣化的缺点。因此，所述钢坯加热温度优选为1160-1300℃。所述加热温度的下限更优选为1165℃，进一步优选为1170℃，最优选为1180℃。所述加热温度的上限更优选为1280℃，进一步优选为1260℃，最优选为1240℃。
加热所述钢坯时的加热时间优选为55分钟以上。当所述加热时间小于55分钟时，难以充分固溶在连铸过程中析出的合金元素，板坯厚度和长度方向的均热度低，因此轧制性差，并且可能会引起最终钢板的物理性质的偏差。因此，加热所述钢坯时的加热时间优选为55分钟以上，虽然优选进行尽可能多的时间，但是考虑到生产性，优选进行90分钟以下。
之后，在1070-1140℃下提取加热的所述钢坯。当所述提取温度低于1070℃时，轧制载荷增加，存在设备超负荷的缺点，当所述提取温度超过1140℃时，存在再结晶奥氏体尺寸变得粗大的缺点。因此，所述提取温度优选具有1070-1140℃的范围。所述提取温度的下限更优选为1080℃，进一步优选为1090℃，最优选为1100℃。所述提取温度的上限更优选为1138℃，进一步优选为1136℃，最优选为1134℃。
之后，进行一次轧制，在所述一次轧制中对提取的所述钢坯进行轧制并在930-960℃下终止轧制以获得钢材。当所述一次轧制终止温度低于930℃时，存在轧制载荷增加的缺点，当所述一次轧制终止温度超过960℃时，存在奥氏体晶粒变得粗大的缺点。因此，所述一次轧制终止温度优选具有930-960℃的范围。所述一次轧制终止温度的下限更优选为934℃，进一步优选为937℃，最优选为940℃。所述一次轧制终止温度的上限更优选为957℃，进一步优选为953℃，最优选为950℃。
在所述一次轧制时优选以每个道次12％以上的压下率对钢坯进行3次以上的轧制。当未以每个道次12％以上的压下率进行3次以上的轧制时，可能不会发生100％的再结晶，并且可能会难以细化再结晶组织。
之后，对所述钢材进行一次水冷以将所述钢材冷却至890-925℃。当所述一次冷却停止温度低于890℃时，存在轧制载荷增加的缺点，当所述一次冷却停止温度超过925℃时，存在奥氏体晶粒变得粗大的缺点。因此，所述一次冷却停止温度优选具有890-925℃的范围。所述一次冷却停止温度的下限更优选为895℃，进一步优选为900℃，最优选为910℃。所述一次冷却停止温度的上限更优选为923℃，进一步优选为921℃，最优选为920℃。
在所述一次冷却时，冷却速度优选具有20-40℃/秒的范围。当所述一次冷却速度小于20℃/秒时，在板坯厚度方向上的均热度低，因此可能会引起最终钢板的物理性质的偏差。特别地，板坯中心部的温度降低得不充分，因此无法期待再结晶区的低温轧制效果。由此，最终钢板的厚度中心部中形成粗大的贝氏体，dwtt特性可能会劣化。另一方面，由于设备的特性，所述冷却速度难以超过40℃/秒。因此，所述一次水冷时的冷却速度优选具有20-40℃/秒的范围。所述一次水冷时的冷却速度的下限更优选为22℃/秒，进一步优选为23℃/秒，最优选为25℃/秒。所述一次水冷时的冷却速度的上限更优选为38℃/秒，进一步优选为36℃/秒，最优选为35℃/秒。
之后，进行二次轧制，在所述二次轧制中对一次水冷的所述钢材进行轧制并在840-860℃下终止轧制。当所述二次轧制终止温度超过860℃时，由于在轧制过程中形成的变形带消失，轧制的效果消失，当所述二次轧制终止温度低于840℃时，在三次轧制时轧制载荷增加，因此存在难以轧制的问题。所述二次轧制终止温度的下限更优选为842℃，进一步优选为844℃，最优选为846℃。所述二次轧制终止温度的上限更优选为858℃，进一步优选为856℃，最优选为854℃。
在所述二次轧制时，优选以每个道次20％以上的压下率对钢材进行3次以上的轧制。在厚材料的情况下，重要的是均匀地细化板坯中心部组织，为了将压下量充分地施加至中心部，优选以每个道次20％以上的压下率进行3次以上的轧制。
之后，进行三次轧制，在所述三次轧制中对二次轧制的所述钢材进行轧制并在770-820℃下终止轧制。当所述三次轧制终止温度超过820℃时，由于最终微细组织粗大，无法获得期望的强度和冲击韧性，当所述三次轧制终止温度低于770℃时，屈服比可能会劣化，并且可能会发生精轧机的设备负荷问题。所述三次轧制终止温度的下限更优选为775℃，进一步优选为778℃，最优选为790℃。所述三次轧制终止温度的上限更优选为817℃，进一步优选为813℃，最优选为810℃。
另一方面，在本发明中，所述二次轧制和所述三次轧制对应于未再结晶区轧制。对应于未再结晶区轧制的所述二次轧制和所述三次轧制时的累积压下率优选超过80％。当所述累积压下率为80％以下时，奥氏体不能充分被压扁，因此可能难以获得微细的转变组织。因此，所述二次轧制和所述三次轧制时的累积压下率优选超过80％。所述二次轧制和所述三次轧制时的累积压下率更优选为82％以上，进一步优选为84％以上，最优选为85％以上。
之后，在740-760℃下开始冷却三次轧制的所述钢材，并以10-40℃/秒的冷却速度进行二次水冷。当所述二次水冷开始温度低于740℃或超过760℃时，可能难以确保本发明所要获得的针状铁素体和贝氏铁素体的分数。此外，为了获得微细的析出物，即使控制合金组成和其它制造条件，当所述二次水冷时的冷却速度小于10℃/秒时，析出物的平均尺寸也可能会变得粗大。这是因为随着冷却速度变快，形成大量的核，因此析出物变得微细。冷却速度越快，析出物的尺寸越微细，因此无需限制冷却速度的上限，但即使冷却速度快于40℃/秒，析出物的细化效果也不会进一步提高，因此所述水冷时的二次冷却速度优选具有10-40℃/秒的范围。所述二次水冷开始温度的下限更优选为742℃，进一步优选为744℃，最优选为746℃。所述二次水冷开始温度的上限更优选为758℃，进一步优选为756℃，最优选为754℃。所述二次水冷时的冷却速度的下限更优选为12℃/秒，进一步优选为14℃/秒，最优选为16℃/秒。所述二次水冷时的冷却速度的上限更优选为38℃/秒，进一步优选为36℃/秒，最优选为35℃/秒。
之后，在400-520℃下将二次水冷的所述钢材进行收卷。当所述收卷温度超过520℃时，针状铁素体和贝氏铁素体的分数降低，岛状马氏体的分数增加，并且析出物生长得过于粗大，因此难以确保强度和低温韧性，另一方面，当所述收卷温度低于400℃时，形成马氏体等，因此冲击特性会变差。因此，所述收卷温度优选具有400-520℃的范围。所述收卷温度的下限更优选为415℃，进一步优选为430℃，最优选为440℃。所述收卷温度的上限更优选为510℃，进一步优选为500℃，最优选为490℃。
之后，对收卷的所述钢材进行三次水冷100秒以上。通过进行所述三次水冷100秒以上，可以防止收卷后卷板的换热，因此可以防止内圈部由于进一步的析出而导致韧性降低。所述三次水冷时间更优选为105秒以上，进一步优选为110秒以上，最优选为115秒以上。对所述三次水冷时间的上限不作特别限制。
在所述三次水冷时，冷却速度优选具有10-40℃/秒的范围。当所述三次水冷时的冷却速度小于10℃/秒时，存在无法有效地冷却卷板内部的潜热的缺点，当所述三次水冷时的冷却速度超过40℃/秒时，存在卷板的外圈部中岛状马氏体的分数增加的缺点。因此，所述三次水冷时的冷却速度优选具有10-40℃/秒的范围。所述三次水冷时的冷却速度的下限更优选为12℃/秒，进一步优选为14℃/秒，最优选为16℃/秒。所述三次水冷时的冷却速度的上限更优选为38℃/秒，进一步优选为36℃/秒，最优选为34℃/秒。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，需要注意的是，以下实施例仅用于例示本发明并进行更详细的说明，并不用于限制本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导出的内容确定。
(实施例)
通过连铸法将具有下表1和表2中记载的合金组成的钢水制成钢坯，然后在1160-1300℃下加热所述钢坯，然后在下表3和表4中记载的条件下提取，然后通过轧制、收卷和冷却来制造出厚度为21.6mm的热轧钢材。此时，一次轧制，即，再结晶区轧制终止温度为930-960℃。对于如上所述制造的热轧钢材，测量微细组织的种类和分数、有效晶粒尺寸和机械物理性质，然后示于下表5和表6中。此时，对于屈服强度，测量在相对于轧制方向的30度方向上的屈服强度。
另一方面，拍摄热轧钢材的断裂面，然后利用图像分析仪测量分离长度和dwtt延性断裂率。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
从所述表1至表6可知，在满足本发明提出的合金组成和制造条件的发明例1至发明例5的情况下，由于确保了适当分数的具有微细的有效晶粒尺寸的多边形铁素体、针状铁素体、贝氏铁素体和岛状马氏体，屈服强度为550mpa以上，拉伸强度为660mpa以上，屈服比为0.83以下，在-10℃下的分离长度小于5mm，在-10℃下的冲击能量为320j以上，总伸长率为42％以上，满足85％以上的dwtt延性断裂率的最低温度为-30℃以下，因此具有优异的强度、低温韧性、伸长率和低屈服比特性。
但是，在比较例1至比较例5的情况下，不满足本发明提出的合金组成和制造条件，无法确保本发明的微细组织的种类和分数，因此机械物理性质也不好。
在比较例6至比较例8的情况下，满足本发明提出的合金组成但不满足制造条件，无法确保本发明的微细组织的种类和分数，因此机械物理性质也不好。