CN101883875A - 具有出色低温韧性的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

具有出色低温韧性的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN101883875A
CN101883875A CN2008801187677A CN200880118767A CN101883875A CN 101883875 A CN101883875 A CN 101883875A CN 2008801187677 A CN2008801187677 A CN 2008801187677A CN 200880118767 A CN200880118767 A CN 200880118767A CN 101883875 A CN101883875 A CN 101883875A
Authority
CN
China
Prior art keywords
weight
steel plate
steel
temperature
rolling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN2008801187677A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101883875B (zh
Inventor
安晟秀
俞张镕
金基浩
朴忠载
李泰雨
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from KR1020070124672A external-priority patent/KR100951296B1/ko
Priority claimed from KR1020080045190A external-priority patent/KR101018159B1/ko
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN101883875A publication Critical patent/CN101883875A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101883875B publication Critical patent/CN101883875B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明提供了一种通过控制冷却速率并在奥氏体转变温度之上获得的高强度钢板，其具有针状铁素体和贝氏体作为主要微观结构且具有奥氏体/马氏体(M&A)作为第二相。该高强度钢板含有：碳(C)：0.03-0.10重量％，硅(Si)：0.1-0.4重量％，锰(Mn)：1.8重量％或更低，镍(Ni)：1.0重量％或更低，钛(Ti)：0.005-0.03重量％，铌(Nb)：0.02-0.10重量％，铝(Al)：0.01-0.05重量％，钙(Ca)：0.006重量％或更低，氮(N)：0.001-0.006重量％，磷(P)：0.02重量％或更低，硫(S)：0.005重量％或更低，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。所述制造高强度钢板的方法可用于经济地且有效地制造高强度钢，该高强度钢能够具有出色的性能，如高强度和高韧性，因为针状铁素体和贝氏体可有效地形成而无需加入昂贵的元素，如钼(Mo)。

Description

具有出色低温韧性的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种能够用于管道、建筑结构、离岸建筑物等的钢板，以及其制造方法，更具体地说，本发明涉及由于具有出色的低温韧性而能够在恶劣环境下稳定使用的高强度钢板，以及其制造方法。
背景技术
为提高管道的运行效率，需要以增加的每小时量运输石油或气体。为此，不可避免地需要确保钢具有高强度。另外，还需要确保钢具有低温韧性，因为石油和气体采掘(diggings)会逐渐扩展至低温区域。
由于对大型结构如建筑结构和离岸建筑物的需要日益增加，并且操作条件(操作温度、连接结构等)的恶劣情况越来越严重，因此对具有高强度和高韧性的钢的需求也已逐渐增加。
为促进钢强度的改进，现有技术中已提出同时提高钢板的硬度和强度的技术，包括：添加提高淬透性的元素，从而在冷却步骤中形成一个低温转变相。但是，所提出的该技术的问题在于：当钢板内部形成低温转变微观结构如马氏体时，钢板的韧性可能会由于其内部残余应力的作用而严重劣化。也即，由于钢板具有两种不相容的物理特性，即强度和韧性，本领域已经公认钢的韧性随强度而降低。
自此，人们不断地尝试提供一种具有高韧性的高强度钢。由于这些努力，热机械控制法(TMCP)得以问世，并被用于具有高韧性的高强度钢中。
TMCP是通过控制轧制压下率(reduction ratio by rolling)和轧制温度来制造具有期望的物理特性的钢板的方法的总称。此处，TMCP的条件可由期望的物理特性决定。由此，TMCP通常被分为两个步骤：在高温和严格条件下进行的受控轧制过程和在合适冷却速率下的加速冷却过程。
使用TMCP获得的钢板在钢板内部可含有细晶粒，或者根据TMCP的条件而具有期望的微观结构。因此，从理论上讲，容易地控制钢板的物理特性以获得期望的特性是可能的。
为通过TMCP的加速冷却过程制造具有期望强度的钢板，需要在钢板中形成硬质微观结构，如现有技术中所述。因此，仍需要添加提高淬透性的合金元素，从而形成硬质微观结构形式的低温转变微观结构。
这种提高淬透性的元素的问题在于：由于其非常昂贵，因此会使制造成本增加。因此，在高强度钢的领域人们热切地尝试增加钢的强度。另外，人们不断地尝试确保钢的低温韧性。
通常，TMCP的轧制过程根据精轧温度和起始冷却温度被广泛地分为两种方法。首先，一种是单相区轧制法，其中精轧温度和冷却在高于Ar3温度下进行，所述Ar3温度下奥氏体转变成铁素体微观结构；另一种方法是双相区轧制法，其中精轧温度和冷却在低于Ar3温度下进行。
单相区轧制法的优点在于，在轧钢机设备上的负载低，这是因为单相区轧制法的轧制温度高于双相区轧制法的轧制温度，并且，因为单相区轧制法的轧制时间比双相区轧制法的轧制时间短，可降低制造成本。但是，单相区轧制法有很多问题，即需要添加具有出色淬透性的昂贵的合金元素来提高钢的强度，这是因为在冷却期间可能会形成转变微观结构，但添加合金元素会对制造成本带来沉重负担，并且在所制备的钢板的内部会在冷却过程中出现不均匀的转变，这引起钢板的平整度较差。
相反，由于在轧制过程期间奥氏体会向铁素体转变，因而加入的淬透性元素的量微乎其微，因此双相区轧制法不会具有由于加入合金元素所造成的与成本增加相关的问题，但是，由于轧制温度低，轧钢机设备上的负载高，并且制造成本可能会由于制造时间长而增加。
通过对常规TMCP的实际应用，现有技术中已提出多种制造结构钢的方法。例如，一种制造具有贝氏体或马氏体微观结构作为低温转变相的钢的技术，包括：在刚好高于Ar3温度的温度下轧制钢，以及对轧制的钢加速冷却至接近150至500℃。
但是，这种技术的问题在于，由于轧制钢中的多边形铁素体可能会根据初始冷却速率形成，因此不容易根据合金组分实现合适的冷却速率。另外，由于钢在至多刚好高于Ar3温度的温度下轧制，因此会向轧钢机设备施加负载，同时会延长轧制时间，这会引起高的制造成本。
作为另一种替换方法，有一种确保钢具有足够的低温韧性同时采用常规TMCP的技术，例如还包括：在低于Ac1转变温度(该温度下铁素体转变成奥氏体)下对钢板进行回火。
但是，这种技术还应包括为使钢板在冷却之后回火而进行的加热操作。因此，该技术依然有钢生产中的能量增加的问题，并且由于额外的回火步骤导致制造成本较高。
因此，对一种能够解决上述问题的用于制造钢板的开创性的稳定方法一直具有需求。
发明内容
技术问题
本发明设计用于解决现有技术中的问题，因此，本发明的一个目的是提供一种具有出色特性如强度和低温韧性的钢板，其能够通过缩短轧制时间和无需添加昂贵合金元素来减少制造成本。
另外，本发明的另一个目的在于提供一种制造本发明的一个示例性实施方案中的钢板的方法。
技术方案
本发明的一个方面提供一种具有出色低温韧性的高强度钢板。本发明中，高强度高韧性的钢板含有：碳(C)：0.03-0.10重量％，硅(Si)：0.1-0.4重量％，锰(Mn)：1.8重量％或更低，镍(Ni)：1.0重量％或更低，钛(Ti)：0.005-0.03重量％，铌(Nb)：0.02-0.10重量％，铝(Al)：0.01-0.05重量％，钙(Ca)：0.006重量％或更低，氮(N)：0.001-0.006重量％，磷(P)：0.02重量％或更低，硫(S)：0.005重量％或更低，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。
这样钢板的微观结构可具有针状铁素体和贝氏体作为主要的微观结构，且具有奥氏体/马氏体(M&A)作为第二相，针状铁素体的晶粒尺寸范围为10μm(微米)或更小(不包括0(μm))，且贝氏体的板条束尺寸(packet size)范围为5μm(微米)或更小(不包括0(μm))。
另外，奥氏体/马氏体组元(M&A)可具有10％或更小(不包括0％)的面积分数。本发明中，高强度钢板的屈服强度可在500-650MPa的范围内，并且-40℃下的夏氏冲击吸收能(Charpy impact-absorbed energy)可为300J或更高。
本发明的一个方面提供一种制造高强度高韧性的钢板的方法。本发明中，该方法包括：在1050至1180℃下加热钢坯，其中所述钢坯含有碳(C)：0.03-0.10重量％，硅(Si)：0.1-0.4重量％，锰(Mn)：1.8重量％或更低，镍(Ni)：1.0重量％或更低，钛(Ti)：0.005-0.03重量％，铌(Nb)：0.02-0.10重量％，铝(Al)：0.01-0.05重量％，钙(Ca)：0.006重量％或更低，氮(N)：0.001-0.006重量％，磷(P)：0.02重量％或更低，硫(S)：0.005重量％或更低，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；在奥氏体重结晶的第一温度范围内将所述加热的钢坯第一热轧一次或多次(第一轧制步骤)；在奥氏体不发生重结晶且高于Ar3的稍低于第一温度范围的第二温度范围内，将经第一热轧的钢板第二热轧一次或多次，以制备精轧的钢板(第二轧制步骤)；将精轧的钢板冷却至300-600℃(加速冷却操作)；以及空气冷却或将冷却的热轧钢板保持在室温下。
这里，第一轧制步骤中的压下率可在20-80％的范围内，第二轧制步骤中的压下率可在60-80％的范围内。另外，加速冷却过程可含有两个步骤：第一个步骤为以30-60℃/秒的冷却速率将精轧的钢板冷却至贝氏体转变起始温度(Bs)和Ar3温度之间(第一冷却步骤)；将经第一冷却的热轧钢板以10-30℃/秒的冷却速率冷却至300-600℃(第二冷却步骤)。
有益效果
如上文所述，本发明的一个示例性实施方案的钢板以及钢板的制造方法可用于高效能地制造能够确保出色性能如高强度和高韧性的结构钢，因为针状铁素体和贝氏体有效地在钢板中形成，而未添加昂贵的合金元素，如Mo。
附图说明
图1是示出一种常规的钢板制造方法中以及本发明的一个示例性实施方案的钢板制造方法中的冷却过程的示意图：标记A代表常规的冷却方法，标记B代表本发明的冷却方法。
图2是用光学显微镜拍摄的本发明的钢A1的照片，其具有针状铁素体和贝氏体作为主要的微观结构。
图3是用扫描电子显微镜拍摄的本发明的钢A1中作为主要微观结构的针状铁素体的照片。
图4是用扫描电子显微镜拍摄的本发明的钢A1中作为主要微观结构的贝氏体的照片。
具体实施方式
下文中将更详细地描述本发明的示例性实施方案。
为解决上述现有技术中的问题，本发明人已发现可通过采用单相区轧制法来形成具有出色强度和韧性的钢板的微观结构，从而缩短制造时间和提高钢板强度，其中所述方法被用来增加初始冷却速率。因此，本发明基于上述事实完成。
下文中，将依次更详细地描述为达到上述目的的本发明的各个条件，如钢板的组成、亚结构和制造方法。
(组成)
根据本发明的一个示例性实施方案，钢板的组成被限定成可使钢板具有足够的强度和焊接韧性。
碳(C)：0.03-0.10重量％
碳(C)是一种最有效的通过固溶强化而强化焊接金属和基体的元素，其也提供沉淀强化，主要通过形成小的碳化铁(渗碳体)、铌的碳氮化物[Nb(C，N)]、钒的碳氮化物[V(C，N)]和Mo2C的晶粒或沉淀(碳化钼的一种形式)而实现。此外，Nb的碳氮化物可通过使奥氏体晶粒细化而用于同时提高钢板的强度和低温韧性，所述细化通过在热轧过程中延迟奥氏体重结晶和抑制晶粒生长来实现。
碳也增加淬透性，即增加冷却期间在钢中形成更硬和更强的微观结构的能力。当C的含量小于0.03重量％时，不能获得这些作用，而当C的含量超过0.1重量％时，钢在现场焊接后通常易于冷裂，并且易于降低钢板及其焊接HAZ的韧性。
硅(Si)：0.1-0.4重量％
硅(Si)的作用是帮助Al使熔化的钢脱氧，并用作一种固溶强化元素。因此，Si的加入量为0.1重量％或更多。相反，当Si以大于0.4重量％的含量添加时，在轧制过程中会由Si形成红锈，因此钢板的表面形状不佳，且钢板的现场可焊性以及其焊接热影响区的韧性会劣化。但是，不需要加入Si来使熔化的钢脱氧，因为Al或Ti也具有脱氧作用。
锰(Mn)：1.8重量％或更低
锰(Mn)是一种在固溶强化钢方面有效的元素。因此，加入Mn来增加钢的强度，这是由于其具有提高钢的淬透性的作用。但是，当Mn以大于1.8重量％的含量添加时，在钢制造过程的板坯成型操作期间，中心偏析可得到加剧，并且钢的韧性可受到劣化。此外，过量添加Mn使得钢的淬透性过分提高，这会引起现场可焊性较差，并因此使焊接热影响区的韧性劣化。
镍(Ni)：1.0重量％或更低
镍(Ni)是一种能提高低碳钢的物理特性而不会不利地影响低碳钢的原位可焊性和低温韧性的元素。具体而言，Ni用于形成少量的硬相，如马氏体-奥氏体组元，与Mn和Mo组分相比，已知其会降低低碳钢的低温韧性，以及提高焊接热影响区的韧性。
另外，Ni用于抑制在连续成型和热轧过程期间加入Cu的钢中产生的表面裂纹的出现。但是，Ni非常昂贵，并且过量添加Ni可能会使焊接热影响区的韧性劣化。因此，加入的Ni的上限被设定为约1.0重量％。
钛(Ti)：0.005-0.03重量％
钛(Ti)通过形成Ti氮化物细颗粒(TiN)有助于晶粒的细化，从而抑制奥氏体晶粒在板坯再加热期间的粗糙分布。此外，TiN通过从熔化的钢中除去N而用于提高钢的韧性，以及防止奥氏体晶粒在焊接热影响区的粗糙分布。为充分除去N，Ti以比所加入的N高出3.4倍的含量加入。
另外，Ti是一种可用于增强基体金属和焊接热影响区的强度并使基体金属和焊接热影响区的晶粒细化的元素。因此，Ti的作用是抑制晶粒在轧制过程之前的加热过程中的生长，因为其在钢中以TiN形式存在。此外，与氮反应后仍残余的Ti被熔化进钢中，并与碳结合形成TiC沉淀。这样，所得的TiC沉淀足够精细从而提高钢的强度。
具体而言，当所加入的Al的含量非常低时，Ti形成Ti氧化物，其用作焊接热影响区中的晶粒内的针状铁素体的成核位点。为通过TiN沉淀抑制奥氏体晶粒的生长并形成TiC沉淀从而增强钢的强度，Ti应以至少0.005重量％的含量加入。
同时，当所加入的Al的含量超过0.03重量％时，形成具有粗糙微观结构的Ti的氮化物并其被Ti的碳化物过分固化，这不利地影响了钢的低温韧性。另外，当钢板被焊接以制造钢管时，钢板被骤然加热至其熔点，从而将TiN溶解入固溶体中，这引起焊接热影响区韧性的劣化。因此，所加入的Ti的上限含量被设定为0.03重量％。
铌(Nb)：0.02-0.10重量％
铌(Nb)的作用是通过细化奥氏体晶粒来同时提高钢的强度和韧性。在热轧过程期间形成的Nb的碳氮化物通过延迟奥氏体重结晶和抑制晶粒的生长来细化奥氏体晶粒。具体而言，已知当Nb与Mo一起加入时，Nb能延迟奥氏体重结晶和改进奥氏体晶粒的细化，并通过沉淀强化和淬透性提高而具有固溶强化作用。
为获得这些效果，根据本发明的一个示例性实施方案，Nb以0.02重量％或更高的含量存在。具体而言，Nb可提高奥氏体未重结晶温度(Tnr)，从而提高轧制温度。因此，Nb更优选地以0.035重量％或更高的含量存在，以降低制造成本。
但是，当Nb以大于0.10重量％的含量添加时，难以预计到钢的强度和韧性方面有进一步提高，并且因为奥氏体未重结晶温度由于Nb碳氮化物的过度沉淀而极大增加，材料的各向异性和制造成本会较高，且焊接热影响区的可焊接性和韧性会受到不利的影响。
铝(Al)：0.01-0.05重量％
通常，添加铝(Al)的目的是使钢脱氧。另外，焊接热影响区的韧性可通过细化微观结构和从焊接热影响区的粗糙晶粒区除去N而提高。因此，以0.01重量％的含量加入Al。
但是，当所加入的Al的含量大于0.05重量％时，可能形成铝的氧化物(Al2O3)从而降低基体金属和焊接热影响区的韧性。另外，脱氧可通过加入Ti和Si进行。因此，Al不是必须加入的。
钙(Ca)：0.006重量％或更低
钙(Ca)被广泛地用于控制MnS夹杂物的形状以及提高钢的低温韧性。但是，当Ca以过量的含量加入时，形成大量的彼此结合的CaO--CaS，从而形成粗夹杂物。为防止钢的洁净水平降低并且提高钢的现场可焊性，Ca的上限被限定至0.006重量％。
氮(N)：0.001-0.006重量％
氮(N)的作用是抑制奥氏体晶粒在板坯的加热期间生长，TiN沉淀的作用是抑制奥氏体晶粒在焊接热影响区的生长。但是，过量添加N会促使在板坯的表面形成缺陷，且存在溶解的氮会导致基体金属和焊接热影响区的韧性劣化。
磷(P)：0.02重量％或更低
磷(P)与Mn结合以形成非金属夹杂物。本发明中，由于所得的非金属夹杂物引起钢的脆化，因此需要积极地降低P的含量。但是，当P的含量降低至限度值时，钢的制造方法的负载会显著增加，而当P的含量小于0.02重量％时，不会引起钢的严重脆化。
因此，Ti的上限被设定为0.02重量％。
硫(S)：0.005重量％或更低
硫(S)是一种与Mn结合以形成非金属夹杂物的元素。本发明中，所得的非金属夹杂物引起钢的脆化和红脆性。与组分P类似，考虑到钢的制造过程的负载，S的上限被限定至0.005重量％。
其他组分
本发明设计通过使用冷却速率来克服与钢的淬透性相关的问题，而不是添加一种具有提高冷却容量的作用的合金元素。因此，本发明基于一个事实，即不添加能够提高钢的淬透性的代表性元素，如Mo、Cr和V。但是，当钢产品的装配限制使得其难于达到本发明的一个示例性实施方案所要求的冷却速率时，可以添加痕量的提高淬透性的元素。
(微观结构)
在下述优选的条件下，应进一步限定微观结构的种类和形状，所述优选条件即：具有上述组成和含量的钢板被制造成具有出色平整性的高强度、高韧性的钢板。
也即，本发明中所提出的钢板的亚结构具有由针状铁素体和贝氏体微观结构组成的主要微观结构，并且还具有诸如奥氏体/马氏体(M&A)微观结构的第二相微观结构。
本发明中，针状铁素体的晶粒大小与贝氏体的板条束尺寸是对钢的冲击韧性具有显著影响的主要因素。因此，该主要因素越小，钢的冲击韧性越好。根据本发明的一个示例性实施方案，针状铁素体的晶粒大小被限定至最高为10μm(微米)，并且贝氏体的板条束尺寸被限定在最高为5μm(微米)。
当作为除主要结构以外的第二相结构的奥氏体/马氏体(M&A)过量地分布在钢板微观结构中时，奥氏体/马氏体(M&A)可能是钢的韧性降低的主要原因。因此，奥氏体/马氏体(M&A)的含量限定在10％或更低，基于钢板中微观结构的面积分数计。
具有该组分体系以及微观结构的本发明的一个示例性实施方案的钢板可具有500-650MPa的屈服强度，并且显示出-40℃的夏氏冲击吸收能为300J或更高。
(制造方法)
一般而言，制造本发明的一个示例性实施方案的钢板的方法包括：加热板坯；在奥氏体重结晶的第一温度范围内将加热的板坯热轧至少一次或多次；在低于奥氏体重结晶温度的温度下将经热轧的板坯精轧至少一次或两次；将精轧的钢板在两个冷却步骤中冷却，以及结束冷却。钢板用空气冷却，或者将钢板在冷却结束温度后的冷却之后保持在室温下。
下文中更详细描述了本发明一个示例性实施方案中的制造方法的各步操作。
板坯加热温度：1050-1180℃
板坯加热过程是将钢加热以有助于随后的轧制过程，并且有助于使钢板充分地具有期望的物理特性。因此，加热过程应在一个合适的温度范围内(取决于目的)进行。
加热过程中最重要的是尽可能地防止由过高加热温度引起的晶粒的过度粗糙的分布，以及均匀加热板坯以使钢板中的沉淀元素可充分溶解至固溶体中。
当板坯的加热温度低于1050℃时，Nb未溶解至钢的固溶体中，这使得难以获得具有高强度的钢板。另外，晶粒被部分重结晶形成均匀的奥氏体晶粒，这使得难以获得具有高韧性的钢板。相反，当板坯的加热温度超过1180℃时，奥氏体晶粒过度粗糙地分布，这导致钢板中晶粒的尺寸增加，并且使钢板的韧性高度劣化。
轧制条件的控制
奥氏体晶粒应以一种可使钢板具有低温韧性的细的晶粒尺寸存在。这可通过控制轧制温度和压下率来实现。本发明的特征之一在于本发明的一个示例性实施方案中的轧制操作在两个温度区域内进行。另外，由于每个温度区域内的重结晶行为彼此不同，因此根据温度条件设定轧制操作具有不同条件。
(1)第一轧制步骤：在奥氏体重结晶温度区域内的轧制压下率为20-80％
板坯在奥氏体重结晶温度区域内轧制至少一次或两次或更多次，直至板坯的厚度达到其初始厚度的20-80％。奥氏体晶粒的尺寸可通过在奥氏体重结晶温度区域内轧制而减小。对于这些多次轧制操作，应仔细控制压下率和时间，以防止在奥氏体重结晶后奥氏体晶粒的生长。在上述过程中形成的细的奥氏体晶粒起提高最终钢板的韧性的作用。
(2)第二轧制步骤：在Tnr温度和Ar3温度之间的轧制压下率为60-80％
第一轧制步骤之后，将板坯在奥氏体重结晶温度(Tnr)区域之间至少轧制两次。这样，在奥氏体重结晶温度区域之间轧制的板坯被轧制直至经轧制的板坯的厚度达到其初始厚度的60-80％。然后，板坯的轧制在高于Ar3温度(该温度下奥氏体转变成铁素体微观结构)的温度下完成。
当板坯在Tnr和Ar3温度之间轧制时，晶粒破碎，并且晶粒的势能由于其内部形变而增加。然后，当板坯冷却时，晶粒容易转变成针状铁素体和贝氏体。由于轧制终止温度增加，钢板的制造时间变短，从而减少制造成本。这在加速冷却操作期间初始冷却速率较高时是可能的。此外，第一冷却条件在下文中更详细地描述。
第一冷却速率：30℃/秒或更高
冷却速率是提高钢板韧性和强度的一个重要因素。因此，冷却速率的增加会促进钢板亚结构中的晶粒细化，从而提高钢的韧性，并且促进内部硬质微观结构的形成，以提高钢的强度。
但是，如本发明所述从奥氏体区域进行加速冷却时，冷却过程中可能会形成多边形铁素体。因此，本发明的特征之一在于冷却速率在冷却过程开始时加速，以抑制多边形铁素体的形成。
当初始冷却速率小于30℃/秒时，会形成多边形铁素体，这使得不能确保钢的强度和低温韧性。但是，当第一冷却速率被加速至尽管冷却起始温度较高、但第一冷却速率不满足形成多边形铁素体的阶段时，可能形成针状铁素体和贝氏体的双相微观结构，这是本发明中需要的微观结构。
也即，当冷却速率可控制在高水平时，优选在60℃/秒的水平时，增加冷却起始温度成为可能，这意味着钢板可在高温下轧制。因此，轧钢机设备的负载低，并且可节约由于低轧制温度的轧制时间，这导致低制造成本。
更高的冷却速率使得钢坯可显示出其更出色的效果。但是，如图1所示，已揭示出：与常规冷却方法(A)相比，多边形铁素体的形成在本发明的冷却方法(B)中受到抑制。
第一冷却停止温度：Bs至Ar3
第一冷却步骤在低于Ar3温度(该温度下奥氏体转变成铁素体微观结构)且高于贝氏体转变起始温度Bs下结束。更优选地，第一冷却步骤在Bs+10℃的范围内停止，以稳定地获得针状铁素体和贝氏体。
第二冷却速率：10-30℃/秒
第一冷却步骤之后，以冷却速率10-30℃/秒进行第二冷却步骤，以形成针状铁素体和贝氏体。当钢板在小于10℃/秒的速率下冷却时，残余奥氏体和M&A的量会过量地增加，这降低了钢板的强度和韧性。因此，第二冷却速率的下限设定为10℃/秒。但是，当钢板在大于30℃/秒的速率下冷却时，钢板会由于过量的冷却水而扭曲，这导致钢板形状控制方面的缺陷。
第二冷却停止温度：300-600℃
为控制钢板的亚结构，需要将钢板冷却至冷却速率的作用能够被充分表现出的温度。当钢板冷却停止时的冷却停止温度超过600℃时，钢板的内部难于充分地形成细的晶粒和贝氏体相。因此，冷却停止温度的上限应设定在600℃。
同时，当冷却停止温度低于300℃时，冷却速率的作用可能会饱和，并且钢坯也可由于过度冷却而扭曲。此外，钢板的冲击韧性可能由于强度的过度增加而劣化。
下文中，更详细地描述本发明的以下示例性实施方案。
(实施例)
制备一个300mm厚的板坯，基于其组分和含量列于下表1中。然后，按照如下表2所示的制造条件将板坯加热、轧制并冷却，以制备30mm厚的钢板。
表1
Figure GPA00001143310700131
(其中，Tnr和Ar3的温度单位为℃(摄氏度)，以星号(*)标记的元素的含量单位为ppm(百万分之一份)，其它元素的含量单位为重量％)
如表1所列，已揭示出：本发明的钢A至D满足本发明的所有要求，但对比的钢E至H不满足本发明的要求。也就是说，对比的钢E的C含量过低，对比的钢F具有过高的C含量。另外，对比的钢G具有过高的Mn含量，对比的钢H具有过高的Nb含量，对比的钢I具有过低的Nb含量。
表2
Figure GPA00001143310700141
如表2中所列，已揭示出：本发明的A1至D1满足本发明的合金组成和制造条件的所有要求，但对比的钢A2至A7具有与表1中所示的本发明的钢A相同的合金组分，满足本发明的合金组成条件，但不满足本发明的制造条件。对比的钢E1至I1通过将本发明的制造条件应用至具有如表1所列的对比的钢E至I的合金组成的钢坯上而制造。
如表2中所列，已揭示出：本发明的钢A1至D1满足本发明的所有要求。另外，还揭示出对比的钢A2具有过高的板坯加热温度，对比的钢A3具有过低的板坯加热温度，对比的钢A4具有非常低的第一冷却速率，对比的钢A5具有非常低的第二冷却速率，对比的钢A6具有非常高的冷却终止温度，对比的钢A7具有非常低的冷却终止温度。
采集一部分钢板并测量针状铁素体和贝氏体的分数、针状铁素体的晶粒大小和贝氏体的板条束尺寸，所述钢板由具有如表1中所列组成的钢坯并根据表2所列的制造条件制备得到。另外，还测定了它们的抗拉强度、抗拉特性，并通过夏氏冲击试验测定它们在-40℃的冲击吸收能。测定结果列于下表3中。在表3中，抗拉特性和冲击吸收能是指在与轧制方向垂直的方向(管的圆周方向)上的试验结果。
另外，观察本发明的钢A1的微观结构，结果示于图2至4中。
表3
Figure GPA00001143310700151
AF：针状铁素体；B：贝氏体
如表3所列，已揭示出：所有本发明的具有本发明中所限定的组成和制造条件的钢显示出其期望的抗拉强度，并且它们在-40℃下的冲击吸收能也较高，为300J或更高。
另外，图2是用光学显微镜拍摄的示出本发明的钢A1的针状铁素体和贝氏体的照片，图3是用扫描电子显微镜拍摄的本发明的钢A1中的针状铁素体的照片，图4是用扫描电子显微镜拍摄的本发明的钢A1中贝氏体的照片。
如图2至4所示，已揭示出本发明中制备的本发明的钢A1具有精细的针状铁素体和贝氏体作为主要微观结构。
相反，已揭示出：满足本发明的组分体系的要求但具有不同的制造条件的对比的钢A2至A7不具有满足本发明要求的物理特性。
也就是说：
①对于对比的钢A2，板坯加热温度过高。在这种情况下，奥氏体的晶粒大小在钢板从加热炉中取出时分布可能较粗糙。因此，奥氏体晶粒的细化甚至在奥氏体重结晶温度内进行轧制加工之后也不能实现，这导致贝氏体的板条束尺寸增加，从而使钢板的冲击吸收能劣化。
②对于对比的钢A3，板坯的加热温度过低。在这种情况下，固溶强化作用由于存在合金元素而稍稍表现出来，这导致了钢板的强度劣化。
③对比的钢A4显示出其具有低的抗拉强度，这是因为在非常低的第一冷却速率下形成了多边形铁素体。
④对比的钢A5具有低的屈服强度和冲击吸收能，这是因为针状铁素体和贝氏体由于非常低的第二冷却速率而未充分地形成，并且针状铁素体的晶粒尺寸以及贝氏体的板条束尺寸分布粗糙。
⑤对比的钢A6具有低的抗拉强度，因为针状铁素体和贝氏体由于非常高的冷却终止温度而未充分地形成。
⑥对比的钢A7具有高的抗拉强度，但具有低的冲击吸收能，这是因为在非常低的冷却终止温度下形成了马氏体等。
同时，上述结果还显示出对比的钢E具有出色的韧性，但其抗拉强度严重劣化，这是因为对比的钢E中C的含量太低。对比的钢F、G和H具有令人满意的抗拉强度，但冲击吸收能不足，因为在这些对比的钢中，各自的C、Mn和Nb的含量过高。
具体而言，具有过高Nb含量的对比的钢H未显示出其由于奥氏体重结晶而对晶粒细化的充分的作用，因为奥氏体未重结晶温度已升高至最高达1407℃。另外，对比的钢I显示出其具有低冲击吸收能，因为由于在对比的钢I中Nb含量非常低，使得对奥氏体晶粒细化的效果未充分实现。
因此，上述实施例的结果已揭示出：满足本发明对组成和制造条件的要求的钢具有针状铁素体和贝氏体作为主要微观结构，其具有出色的物理特性，并且在成本和制造效率方面也非常出色。

Claims (8)

1.一种高强度钢板，含有：碳(C)：0.03-0.10重量％，硅(Si)：0.1-0.4重量％，锰(Mn)：1.8重量％或更低，镍(Ni)：1.0重量％或更低，钛(Ti)：0.005-0.03重量％，铌(Nb)：0.02-0.10重量％，铝(Al)：0.01-0.05重量％，钙(Ca)：0.006重量％或更低，氮(N)：0.001-0.006重量％，磷(P)：0.02重量％或更低，硫(S)：0.005重量％或更低，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。
2.权利要求1的高强度钢板，其中钢板的微观结构包括针状铁素体和贝氏体作为主要的微观结构，和奥氏体/马氏体(M&A)作为第二相。
3.权利要求2的高强度钢板，其中所述针状铁素体具有10μm(微米)或更小(不包括0)的晶粒尺寸，所述贝氏体具有5μm(微米)或更小(不包括0)的板条束尺寸。
4.权利要求2的高强度钢板，其中所述奥氏体/马氏体组元(M&A)具有10％或更小(不包括0％)的面积分数。
5.权利要求1至4之一的高强度钢板，其中所述高强度钢板的屈服强度在500-650MPa的范围内，并且-40℃的夏氏冲击吸收能为300J或更高。
6.一种制造高强度钢板的方法，该方法包括：
在1050至1180℃加热钢坯，
其中所述钢坯含有：碳(C)：0.03-0.10重量％，硅(Si)：0.1-0.4重量％，锰(Mn)：1.8重量％或更低，镍(Ni)：1.0重量％或更低，钛(Ti)：0.005-0.03重量％，铌(Nb)：0.02-0.10重量％，铝(Al)：0.01-0.05重量％，钙(Ca)：0.006重量％或更低，氮(N)：0.001-0.006重量％，磷(P)：0.02重量％或更低，硫(S)：0.005重量％或更低，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；
将加热的钢坯在高于奥氏体重结晶温度(Tnr)的温度热轧至少一次或多次(第一轧制步骤)；
将经第一热轧的钢板在Ar3和Tnr温度之间精轧至少一次或多次以制备精轧的钢板(第二轧制步骤)；
将精轧的钢板以30-60℃/秒的冷却速率冷却至贝氏体转变起始温度(Bs)和Ar3温度之间(第一冷却步骤)；
将第一冷却过的热轧钢板以10-30℃/秒的冷却速率冷却至300-600℃(第二冷却步骤)；以及
空气冷却或将第二冷却的热轧钢板保持在室温。
7.权利要求6的方法，其中所述第一轧制步骤时的压下率在20-80％的范围内。
8.权利要求6或7的方法，其中所述第二轧制步骤时的压下率在60-80％的范围内。
CN2008801187677A 2007-12-04 2008-11-12 具有出色低温韧性的高强度钢板及其制造方法 Active CN101883875B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2007-0124672 2007-12-04
KR1020070124672A KR100951296B1 (ko) 2007-12-04 2007-12-04 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
KR1020080045190A KR101018159B1 (ko) 2008-05-15 2008-05-15 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR10-2008-0045190 2008-05-15
PCT/KR2008/006666 WO2009072753A1 (en) 2007-12-04 2008-11-12 High-strength steel sheet with excellent low temperature toughness and manufacturing method thereof

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101883875A true CN101883875A (zh) 2010-11-10
CN101883875B CN101883875B (zh) 2012-10-10

Family

ID=40717903

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2008801187677A Active CN101883875B (zh) 2007-12-04 2008-11-12 具有出色低温韧性的高强度钢板及其制造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US8647564B2 (zh)
EP (1) EP2240618B1 (zh)
CN (1) CN101883875B (zh)
ES (1) ES2402548T3 (zh)
WO (1) WO2009072753A1 (zh)

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103361554A (zh) * 2012-03-29 2013-10-23 株式会社神户制钢所 弯曲加工性、冲击特性和拉伸特性优异的钢板及其制造方法
CN103403204A (zh) * 2010-12-28 2013-11-20 Posco公司 在低温下具有优异韧性的高强度钢板及其制造方法
CN108431274A (zh) * 2015-12-23 2018-08-21 株式会社Posco 抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材
CN108441764A (zh) * 2018-04-02 2018-08-24 首钢集团有限公司 一种富Cu纳米析出超高强钢板及其制备方法
CN108699651A (zh) * 2016-03-02 2018-10-23 新日铁住金株式会社 低温用h形钢及其制造方法
CN109563601A (zh) * 2016-08-09 2019-04-02 株式会社Posco 具有低不均匀性和优异表面品质的高强度热轧钢板及其制造方法
CN109628854A (zh) * 2019-01-17 2019-04-16 河北敬业中厚板有限公司 一种超快冷工艺生产钢板的方法
CN112969809A (zh) * 2018-11-08 2021-06-15 株式会社Posco 具有良好耐海水腐蚀性能的结构用高强度钢和制造其的方法
CN113166904A (zh) * 2018-11-30 2021-07-23 株式会社Posco 具有优异的低温断裂韧性和延伸率的高强度钢板及其制造方法
CN113195750A (zh) * 2018-12-11 2021-07-30 瑞典钢铁技术有限公司 高强度钢材及其制造方法
CN113814269A (zh) * 2021-07-12 2021-12-21 燕山大学 细化低碳贝氏体钢中m-a组元的轧制工艺
WO2023284128A1 (zh) * 2021-07-12 2023-01-19 南京钢铁股份有限公司 低成本抗大线能量焊接420MPa级桥梁钢及生产方法

Families Citing this family (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5423737B2 (ja) * 2010-08-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN102400053B (zh) * 2010-09-07 2014-03-12 鞍钢股份有限公司 屈服强度460MPa级建筑结构用钢板及其制造方法
JP5177310B2 (ja) 2011-02-15 2013-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
CN102323981B (zh) * 2011-08-26 2014-04-02 首钢总公司 一种预测热轧钢材奥氏体静态再结晶组织演变的方法
MX2013009560A (es) * 2011-09-27 2013-09-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Bobina laminada en caliente para tuberia de linea y metodo de fabricaicon de la misma.
JP5708431B2 (ja) * 2011-10-19 2015-04-30 新日鐵住金株式会社 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板およびその製造方法
JP6094139B2 (ja) * 2011-12-21 2017-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板およびその製造方法
CN103014498A (zh) * 2012-12-21 2013-04-03 首钢总公司 一种355MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及生产方法
KR101482359B1 (ko) 2012-12-27 2015-01-13 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법
US10041159B2 (en) 2013-02-28 2018-08-07 Jfe Steel Corporation Thick steel plate and production method for thick steel plate
CN105008574B (zh) 2013-03-12 2018-05-18 杰富意钢铁株式会社 多层焊接接头ctod特性优良的厚钢板及其制造方法
WO2014141633A1 (ja) * 2013-03-12 2014-09-18 Ｊｆｅスチール株式会社 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP6136547B2 (ja) * 2013-05-07 2017-05-31 新日鐵住金株式会社 高降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6210112B2 (ja) * 2013-06-25 2017-10-11 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法
BR112015029358B1 (pt) * 2013-07-25 2020-12-01 Nippon Steel Corporation placa de aço para tubo para condução e tubo para condução
RU2637202C2 (ru) * 2013-08-30 2017-11-30 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Листовая сталь для толстостенной высокопрочной магистральной трубы, обладающая превосходными сопротивлением воздействию кислой среды, сопротивлением смятию и низкотемпературной вязкостью, а также магистральная труба
CN104264054B (zh) * 2014-09-19 2017-02-22 宝山钢铁股份有限公司 一种550MPa级的耐高温管线钢及其制造方法
CN104372257A (zh) * 2014-11-20 2015-02-25 南京钢铁股份有限公司 利用返红余热提高强韧性的低合金高强中厚板及其制法
KR101657828B1 (ko) * 2014-12-24 2016-10-04 주식회사 포스코 Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법
RU2606357C1 (ru) * 2015-09-02 2017-01-10 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаных толстых листов из низколегированной стали для атомного и энергетического машиностроения
CN105112815B (zh) * 2015-10-14 2017-01-18 山东钢铁股份有限公司 一种低温韧性优异的超厚规格管线钢板及制造方法
KR101758520B1 (ko) * 2015-12-23 2017-07-17 주식회사 포스코 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법
JP6565719B2 (ja) * 2016-01-29 2019-08-28 日本製鉄株式会社 溶接熱影響部靱性に優れた厚板鋼材
KR101899694B1 (ko) * 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 저온 충격인성 및 ctod 특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
KR101908819B1 (ko) * 2016-12-23 2018-10-16 주식회사 포스코 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR101949036B1 (ko) * 2017-10-11 2019-05-08 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
KR102095509B1 (ko) * 2017-12-22 2020-03-31 주식회사 포스코 고강도 열연 도금강판 및 그의 제조방법
JP6572963B2 (ja) * 2017-12-25 2019-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP7159785B2 (ja) * 2018-10-22 2022-10-25 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用鋼材
KR102109277B1 (ko) * 2018-10-26 2020-05-11 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 그 제조방법
KR102164112B1 (ko) * 2018-11-29 2020-10-12 주식회사 포스코 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR102209581B1 (ko) * 2018-11-29 2021-01-28 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
JP7284380B2 (ja) * 2019-02-08 2023-05-31 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
CN113549846A (zh) * 2021-07-13 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 一种低温性能优异的550MPa级海工钢及其制造方法
CN113564479B (zh) * 2021-07-30 2023-08-01 日钢营口中板有限公司 一种低温韧性良好的大壁厚站场用钢及其制造方法
CN113981323B (zh) * 2021-10-29 2022-05-17 新余钢铁股份有限公司 一种改善火工矫正性能Q420qE钢板及其制造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0313524A (ja) * 1989-06-10 1991-01-22 Kobe Steel Ltd 鋼板表面及び板厚中央部の靭性の優れた厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法
JPH0860292A (ja) * 1994-08-23 1996-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼
CN1082561C (zh) * 1997-06-26 2002-04-10 川崎制铁株式会社 钢管及其制造方法
KR100435428B1 (ko) * 1999-06-17 2004-06-10 주식회사 포스코 열간압연-냉각에 의한 다목적 내후성 강재의 제조방법 및 제조강판
CA2381405C (en) * 2000-06-07 2008-01-08 Nippon Steel Corporation Steel pipe excellent in formability and method of producing the same
JP3869747B2 (ja) * 2002-04-09 2007-01-17 新日本製鐵株式会社 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法
WO2004111286A1 (ja) 2003-06-12 2004-12-23 Jfe Steel Corporation 低降伏比高強度高靭性の厚鋼板と溶接鋼管及びそれらの製造方法
JP4507730B2 (ja) * 2003-07-16 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法
JP4507747B2 (ja) 2003-07-31 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法
JP4580157B2 (ja) * 2003-09-05 2010-11-10 新日本製鐵株式会社 Ｂｈ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板およびその製造方法
US20070193665A1 (en) * 2004-03-11 2007-08-23 Hitoshi Furuya Steel plate excellent in machineability and in toughness and weldability and method of production of the same
JP4660250B2 (ja) * 2004-04-07 2011-03-30 新日本製鐵株式会社 大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板
KR101105128B1 (ko) * 2004-12-22 2012-01-16 주식회사 포스코 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 후물광폭 강판의 제조법
KR100723156B1 (ko) * 2005-12-23 2007-05-30 주식회사 포스코 변형능 및 취성파괴 정지 특성이 우수한 항복강도552ＭＰａ 급 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법
US20090301613A1 (en) * 2007-08-30 2009-12-10 Jayoung Koo Low Yield Ratio Dual Phase Steel Linepipe with Superior Strain Aging Resistance

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103403204A (zh) * 2010-12-28 2013-11-20 Posco公司 在低温下具有优异韧性的高强度钢板及其制造方法
CN103361554B (zh) * 2012-03-29 2015-07-15 株式会社神户制钢所 弯曲加工性、冲击特性和拉伸特性优异的钢板及其制造方法
CN103361554A (zh) * 2012-03-29 2013-10-23 株式会社神户制钢所 弯曲加工性、冲击特性和拉伸特性优异的钢板及其制造方法
CN108431274A (zh) * 2015-12-23 2018-08-21 株式会社Posco 抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材
US10900099B2 (en) 2016-03-02 2021-01-26 Nippon Steel Corporation Steel H-shape for low temperature service and manufacturing method therefor
CN108699651A (zh) * 2016-03-02 2018-10-23 新日铁住金株式会社 低温用h形钢及其制造方法
CN109563601A (zh) * 2016-08-09 2019-04-02 株式会社Posco 具有低不均匀性和优异表面品质的高强度热轧钢板及其制造方法
CN108441764A (zh) * 2018-04-02 2018-08-24 首钢集团有限公司 一种富Cu纳米析出超高强钢板及其制备方法
CN112969809A (zh) * 2018-11-08 2021-06-15 株式会社Posco 具有良好耐海水腐蚀性能的结构用高强度钢和制造其的方法
CN112969809B (zh) * 2018-11-08 2023-12-15 浦项股份有限公司 具有良好耐海水腐蚀性能的结构用高强度钢和制造其的方法
CN113166904A (zh) * 2018-11-30 2021-07-23 株式会社Posco 具有优异的低温断裂韧性和延伸率的高强度钢板及其制造方法
CN113166904B (zh) * 2018-11-30 2023-10-27 浦项股份有限公司 具有优异的低温断裂韧性和延伸率的高强度钢板及其制造方法
CN113195750A (zh) * 2018-12-11 2021-07-30 瑞典钢铁技术有限公司 高强度钢材及其制造方法
US11505841B2 (en) 2018-12-11 2022-11-22 Ssab Technology Ab High-strength steel product and method of manufacturing the same
CN113195750B (zh) * 2018-12-11 2023-05-23 瑞典钢铁技术有限公司 高强度钢材及其制造方法
CN109628854A (zh) * 2019-01-17 2019-04-16 河北敬业中厚板有限公司 一种超快冷工艺生产钢板的方法
CN109628854B (zh) * 2019-01-17 2021-01-29 河北敬业中厚板有限公司 一种超快冷工艺生产钢板的方法
CN113814269A (zh) * 2021-07-12 2021-12-21 燕山大学 细化低碳贝氏体钢中m-a组元的轧制工艺
WO2023284128A1 (zh) * 2021-07-12 2023-01-19 南京钢铁股份有限公司 低成本抗大线能量焊接420MPa级桥梁钢及生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2240618B1 (en) 2013-01-23
US8647564B2 (en) 2014-02-11
US20100258219A1 (en) 2010-10-14
CN101883875B (zh) 2012-10-10
EP2240618A1 (en) 2010-10-20
WO2009072753A1 (en) 2009-06-11
ES2402548T3 (es) 2013-05-06
EP2240618A4 (en) 2011-12-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101883875B (zh) 具有出色低温韧性的高强度钢板及其制造方法
CN101868560B (zh) 具有优良低温韧性的高强度且低屈强比的结构用钢
CA2962472C (en) High-toughness hot-rolled high-strength steel with yield strength of grade 800 mpa and preparation method thereof
KR101388334B1 (ko) 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법
CN103221562A (zh) 具有优异的超低温韧性的高强度钢材料及其制备方法
JP2011052324A (ja) 三相ナノ複合鋼
WO2006009299A1 (ja) 溶接熱影響部の低温靭性が優れた溶接構造用鋼およびその製造方法
JP5659758B2 (ja) 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法
JP2007009324A (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法
CN101353765A (zh) 一种ct80级连续油管用钢及其制造方法和应用
JP5462069B2 (ja) 落重特性および母材靭性に優れた高強度厚鋼板
EP3889304B1 (en) High strength thick steel plate for linepipe having excellent low temperature toughness and ductility as well as low yield ratio, and method thereof
JP7236540B2 (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材及びその製造方法
CN113614268B (zh) 电阻焊钢管及其制造方法、以及钢管桩
CN104321455A (zh) 焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材及该复合钢板的制造方法
JP7411072B2 (ja) 低温衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法
JP4379085B2 (ja) 高強度高靭性厚鋼板の製造方法
JP2023506822A (ja) 低温衝撃靭性に優れた高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法
CN1989265A (zh) 焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢及其制造方法
JP2009127072A (ja) 高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法
JP2008013812A (ja) 高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法
RU2711696C1 (ru) Способ изготовления холоднокатаной стальной полосы из высокопрочной, содержащей марганец стали с trip-свойствами
US20120118425A1 (en) High-strength steel pipe and producing method thereof
KR101786258B1 (ko) 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20160078675A (ko) 저온인성이 우수한 다중 열처리형 에너지용 강재 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk Pohang City, South Korea

Patentee before: POSCO

CP03 Change of name, title or address
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230517

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

TR01 Transfer of patent right