CN108368594A - 具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性的高强度钢材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及用作用于压力容器、离岸结构等的材料的钢材，更具体地，涉及具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性的高强度钢材及其制造方法，所述高强度钢材包含0.04重量％至0.14重量％的碳(C)、0.05重量％至0.60重量％的硅(Si)、0.6重量％至1.8重量％的锰(Mn)、0.005重量％至0.06重量％的可溶性铝(Sol.Al)、0.005重量％至0.05重量％的铌(Nb)、0.01重量％或更小(不包括0重量％)的钒(V)、0.012重量％至0.030重量％的钛(Ti)、0.01重量％至0.4重量％的铜(Cu)、0.01重量％至0.6重量％的镍(Ni)、0.01重量％至0.2重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.3重量％的钼(Mo)、0.0002重量％至0.0040重量％的钙(Ca)、0.006重量％至0.012重量％的氮(N)、0.02重量％或更小(不包括0重量％)的磷(P)、和0.003重量％或更小(不包括0重量％)的硫(S)，以及余量为Fe和其他不可避免的杂质；并且包含铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体‑奥氏体(MA)复合相的混合组织作为显微组织，其中MA相的分数为3.5％或更小(不包括0％)。

Description

具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性 的高强度钢材及其制造方法

技术领域

本公开内容涉及用作用于压力容器、离岸结构等的材料的钢材，更具体地，涉及具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性的高强度钢材及其制造方法。

背景技术

近来，由于能源的枯竭，采矿区域已移至深海区或极寒区，并因此，采矿和储存设施变得越来越大且越来越复杂。要求用于其中的钢材具有优异的低温韧性以确保高强度和设备稳定性以减轻重量。

同时，由于在制造如上所述的具有强度和韧性的钢材以形成钢管或其他复杂结构的过程中经常发生冷变形，因此要求钢材显著避免由于冷变形引起的应变时效所导致的韧性降低。

由于应变时效引起的韧性降低的机理如下：将通过夏氏(Charpy)冲击试验测量的钢材的韧性通过试验温度下的屈服强度与断裂强度之间的相关关系来解释；当钢材在试验温度下的屈服强度高于断裂强度时，钢材发生脆性断裂而没有延性断裂，因此冲击能量值降低，但是当屈服强度低于断裂强度时，钢材变形为延性的，因此在加工硬化期间吸收冲击能量，并且当屈服强度达到断裂强度时变为发生脆性断裂。也就是说，随着屈服强度与断裂强度之间的差异增大，变形为延性的钢材的量增加，使得待吸收的冲击能量增加。因此，在使钢材经历冷变形以用于制造形成钢管或其他复杂结构时，钢材的屈服强度随着变形继续而增加，并因此，与断裂强度的差异变小，其伴随着冲击韧性降低。

因此，为了防止由冷变形引起的韧性降低，常规地，已经提出并应用以下方法：显著降低钢材中使用的碳(C)或氮(N)的量或者添加元素(例如，钛(Ti)、钒(V)等)以使这些元素以最小量或更大析出，以用于抑制因变形后的时效现象所引起的强度增加的方法；在冷变形之后进行SR(应力消除)热处理以减少产生于钢材中的位错等，由此降低由加工硬化而增加的屈服强度的方法；添加元素(例如，镍(Ni)等)以降低堆垛层错能以促进位错的移动，以用于增加钢材在低温下的延性的方法；等等。

然而，随着结构等不断变得更大且更复杂，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温度的水平。因此，用常规方法难以有效地防止由钢材的应变时效引起的韧性降低。

而且，为了提高对结构等的生产率影响最大的焊接工艺的效率，应该增加焊接热输入量来减少焊接道次数，但是随着焊接热输入量增加，焊接热影响区的组织可能较粗，导致低温下的冲击特性劣化。

(非专利文献1)Ti添加对低碳钢线材的应变时效的影响(Effect of Ti additionon strain aging of low-carbon steel wire rod)(Ikuo Ochiai,Hiroshi Ohba,Ironand Steel,第75卷(1989),第4期,第642-页)

(非专利文献2)加工变量对高强度低合金V和V-N钢的机械特性和应变时效的影响(The effect of processing variables on the mechanical properties and strainageing of high-strength low-alloy V and V-N steels)(V.K.Heikkinen和J.D.Boyd,CANADIAN METALLURGICAL QUARTERLY第15卷第3期(1976),第219-页)

发明内容

技术问题

本公开内容的一个方面为提供这样的钢材及其制造方法：其不仅可以确保高强度和高韧性，而且还可以显著避免由于冷变形引起的强度提高，并且具有优异的焊接热影响区冲击特性，从而适当地用作压力容器、离岸结构等的材料。

技术方案

根据本公开内容的一个方面，具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性的高强度钢材包含0.04重量％至0.14重量％的碳(C)、0.05重量％至0.60重量％的硅(Si)、0.6重量％至1.8重量％的锰(Mn)、0.005重量％至0.06重量％的可溶性铝(Sol.Al)、0.005重量％至0.05重量％的铌(Nb)、0.01重量％或更小(不包括0重量％)的钒(V)、0.012重量％至0.030重量％的钛(Ti)、0.01重量％至0.4重量％的铜(Cu)、0.01重量％至0.6重量％的镍(Ni)、0.01重量％至0.2重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.3重量％的钼(Mo)、0.0002重量％至0.0040重量％的钙(Ca)、0.006重量％至0.012重量％的氮(N)、0.02重量％或更小(不包括0重量％)的磷(P)、和0.003重量％或更小(不包括0重量％)的硫(S)，以及余量为Fe和其他不可避免的杂质；以及

包含铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体-奥氏体(MA)复合相的混合组织作为显微组织，其中MA相的分数为3.5％或更小(不包括0％)。

根据本公开内容的另一个方面，用于制造具有低温应变时效冲击特性的高强度钢材的方法包括将满足上述组分组成的钢板坯再加热至1080℃至1250℃的范围内的温度；控制轧制经再加热的板坯至780℃或更高的轧制终了温度(rolling end temperature)，由此制造热轧钢板；通过风冷或水冷使所述热轧钢板冷却；以及在冷却之后，使所述热轧钢板经历850℃至960℃的温度范围内的正火热处理。

有益效果

如上所述，根据本公开内容的一个示例性实施方案，可以提供具有优异的低温应变时效冲击特性以及还具有优异的焊接热影响区冲击特性，同时具有高强度的热处理钢材，并且所述钢材可以适当地用作用于压力容器、离岸结构等的材料，遵循更大和更复杂的趋势。

附图说明

图1是表示根据本公开内容的一个方面的钢材的拉伸曲线中下屈服强度(loweryield strength)和抗拉强度的图。

具体实施方式

随着用作用于压力容器、离岸结构等的材料的钢材的冷变形量不断增加，本发明人深入研究了开发这样的钢材，其可以防止由应变时效引起的钢材的韧性降低，具有高强度和高韧性，以及具有优异的焊接热影响区的低温韧性，从而提高生产率，结果，确定可以提供具有有利于由钢组分组成和制造条件的优化确保上述物理特性的显微组织的钢材，从而完成本公开内容。

特别地，本公开内容的钢材可以通过优化钢组分组成中对MA相形成具有影响的元素的含量而显著减少MA相(马氏体-奥氏体复合相)来有效地防止由应变时效引起的韧性降低。

下文中，将详细描述本公开内容。

优选的是根据本公开内容的一个方面的具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性的高强度钢材包含0.04重量％至0.14重量％的碳(C)、0.05重量％至0.60重量％的硅(Si)、0.6重量％至1.8重量％的锰(Mn)、0.005重量％至0.06重量％的可溶性铝(Sol.Al)、0.005重量％至0.05重量％的铌(Nb)、0.01重量％或更小(不包括0重量％)的钒(V)、0.012重量％至0.030重量％的钛(Ti)、0.01重量％至0.4重量％的铜(Cu)、0.01重量％至0.6重量％的镍(Ni)、0.01重量％至0.2重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.3重量％的钼(Mo)、0.0002重量％至0.0040重量％的钙(Ca)、0.006重量％至0.012重量％的氮(N)、0.02重量％或更小(不包括0重量％)的磷(P)、和0.003重量％或更小(不包括0重量％)的硫(S)。

下文中，将详细描述如上所述控制由本公开内容提供的高强度钢材的合金组分的原因。本文中，除非另有说明，否则各组分的含量是指重量％。

C：0.04％至0.14％

碳(C)(其为对确保钢的强度有利的元素)与珠光体或铌(Nb)、氮(N)等结合而作为碳氮化物存在，并因此是用于确保抗拉强度的主要元素。该C的含量小于0.04％不是优选的，因为基体上的抗拉强度可能降低；而当含量大于0.14％时，过量产生珠光体，因此低温应变时效冲击特性可能劣化。

因此，在本公开内容中优选将C的含量限制为0.04％至0.14％。

Si：0.05％至0.60％

硅(Si)(其为钢的脱氧和脱硫作用以及还为固溶强化而添加的元素)优选以0.05％或更大添加以确保屈服强度和抗拉强度。然而，硅的含量大于0.60％不是优选的，因为可焊接性和低温冲击特性降低，并且钢表面容易氧化，使得可能严重地形成氧化物膜。

因此，在本公开内容中优选将Si的含量限制为0.05％至0.60％。

Mn：0.6％至1.8％

优选的是锰(Mn)以0.6％或更大添加，因为锰通过固溶强化对强度增加具有大的影响。然而，当Mn的含量过量时，在厚度方向上在钢板的中心的偏析变得严重，并且同时促进MnS(其为非金属夹杂物)和偏析的S的形成。产生于中心的MnS夹杂物通过轧制被拉伸，结果，使低温韧性和耐层状撕裂特性显著劣化，并因此，优选将Mn的含量限制为1.8％或更小。

因此，在本公开内容中优选将Mn的含量限制为0.6％至1.8％。

Sol.Al：0.005％至0.06％

可溶性铝(Sol.Al)与Si一起用作钢制造过程中的强脱氧剂，并且优选在单独或以组合形式脱氧时添加至少0.005％的Sol.Al。然而，当Sol.Al的含量大于0.06％时，上述效果饱和，并且作为所得脱氧的产物而产生的氧化性夹杂物中Al₂O₃的分数大于必要地增加，并且尺寸更大。因此，在精炼期间不易除去，导致低温韧性显著降低，因此不是优选的。

因此，在本公开内容中优选将Sol.Al的含量限制为0.005％至0.06％。

Nb：0.005％至0.05％

当再加热板坯时铌(Nb)具有固溶于奥氏体中的显著效果，由此增加奥氏体的淬透性，并且在热轧时作为细碳氮化物(Nb，Ti)(C，N)析出，从而抑制在轧制或冷却期间的重结晶，以精细地形成最终显微组织。另外，随着Nb的添加量增加，促进贝氏体或MA的形成而增加强度，然而，Nb的含量大于0.05％不是优选的，因为容易形成过量的MA或在厚度方向上在中心形成粗析出物，从而使钢的中心的低温韧性劣化。

因此，在本公开内容中优选将Nb的含量限制为0.005％至0.05％，更有利地0.02％或更大，还更有利地0.022％或更大。

V：0.01％或更小(不包括0％)

当加热板坯时钒(V)几乎全部再次固溶，并因此，在轧制、正火热处理之后几乎没有由析出或固溶引起的强度增加的效果。另外，V是相对昂贵的元素，并且在将其以大量添加时导致成本增加，因此，考虑到这点，优选添加0.01％或更小的V。

Ti：0.012％至0.030％

钛(Ti)在高温下主要作为TiN形式的六方析出物存在，或者与Nb等形成碳氮化物(Nb，Ti)(C，N)析出物而抑制焊接热影响区中的晶粒生长。为此，优选添加0.012％或更大的Ti，然而，当Ti的含量过量且大于0.030％时，在厚度方向上在钢的中心产生比所需要的更粗的碳氮化物，并充当断裂裂纹起始点，从而相当大地降低焊接热影响区冲击特性。

因此，在本公开内容中优选将Ti的含量限制为0.012％至0.030％。

Cu：0.01％至0.4％

铜(Cu)具有通过固溶和析出而大幅提高强度，且不显著影响应变时效冲击特性的效果，然而，当过量添加时，引起钢表面的裂纹，并且是昂贵的元素，因此，考虑到这一点，优选将Cu的含量限制为0.01％至0.4％。

Ni：0.01％至0.6％

镍(Ni)几乎没有强度增加效果，然而，在改善低温应变时效冲击特性方面是有效的，并且特别地，当添加Cu时，具有通过在再加热板坯时发生的选择性氧化来抑制表面裂纹的作用。为此，优选添加0.01％或更大的Ni，然而，考虑到由于高价格所产生的经济效率，优选将Ni的含量限制为0.6％或更小。

Cr：0.01％至0.2％

铬(Cr)具有通过固溶增加屈服强度和抗拉强度的微小效果，然而，减缓焊接或回火之后热处理期间的渗碳体分解速率，从而防止强度下降。为此，优选添加0.01％或更大的Cr，然而，Cr的含量大于0.2％不是优选的，因为制造成本升高，并且焊接热影响区的低温韧性也劣化。

Mo：0.001％至0.3％

钼(Mo)具有在热处理之后的冷却过程中延迟转变的作用，导致强度大幅增加，此外，像Cr那样在防止在焊接或回火后的热处理期间的强度下降中有效，并且通过杂质(例如P)的晶界偏析来防止韧性降低。为此，优选添加0.001％或更多的钼，然而，过量添加钼(其为昂贵的元素)在经济上也是不利的，因此，优选将Mo的含量限制为0.3％或更小。

Ca：0.0002％至0.0040％

当在Al脱氧之后添加钙(Ca)时，Ca与作为MnS存在的S结合而抑制MnS的产生，同时形成球状CaS，从而具有抑制钢材的中心的裂纹的效果。因此，为了使本公开内容中添加的S充分地形成为CaS，优选添加0.0002％或更多。然而，当Ca的含量大于0.0040％时，在形成CaS之后剩余的Ca与O结合而产生粗氧化性夹杂物，其在轧制时被拉伸并断裂而充当裂纹起始点。

因此，在本公开内容中优选将Ca的含量限制为0.0002％至0.0040％。

N：0.006％至0.012％

氮(N)具有与添加的Nb、Ti、Al等结合而形成析出物的作用，由此细化钢的晶粒而提高基底金属的强度和韧性，然而，当N的含量过多时，形成析出物，残余的N以原子状态存在而导致冷变形后的时效。因此，氮被认为是降低低温韧性的代表性元素。另外，在通过连铸制造板坯时，高温脆化促进表面裂纹。

因此，考虑到这一点，在本公开内容中优选将N的含量限制为0.006％至0.012％，更有利地0.006％或更大且小于0.010％。

P：0.02％或更小(不包括0％)

磷(P)在添加时具有增加强度的作用，然而，在本公开内容的热处理钢中，与增加强度的效果相比，磷(P)是由晶界偏析显著损害低温韧性的元素，因此，优选保持P的含量尽可能低。然而，由于在钢制造过程中过度地除去P需要大量的成本，因此优选将其含量限制在不影响物理特性的范围，即，0.02％或更小。

S：0.003％或更小(不包括0％)

硫(S)是与Mn结合而在厚度方向上在钢板的中心产生MnS夹杂物，从而使低温韧性劣化的代表性因素。因此，为了确保低温应变时效冲击特性，优选保持S的含量尽可能低，然而，由于过度地除去该S需要大量的成本，因此优选将其含量限制在不影响物理特性的范围，即，0.003％或更小。

本公开内容的剩余组分是铁(Fe)。然而，由于在常见钢制造过程中，可能从原材料或周围环境中不可避免地引入不期望的杂质，因此其可能无法排除。由于这些杂质是常见钢制造工艺中技术人员已知的，因此在本说明书中没有特别提及其全部内容。

满足如上所述合金组分组成的本公开内容的高强度钢材包含铁素体、珠光体、贝氏体和MA(马氏体-奥氏体)复合相的混合组织是优选的。

在该组织中，铁素体是最重要的，因为它允许钢材的延性变形，并且优选包含该铁素体作为主相，同时将平均尺寸精细地控制为15μm或更小。因此，通过细化铁素体晶粒，可增加晶界以抑制裂纹扩展，可以改善钢材的基础韧性，并且还可以显著降低由降低冷变形时加工硬化速率的效果而引起的强度增加，从而同时改善应变时效冲击特性。

除铁素体以外包括珠光体、贝氏体、MA等的硬相对于通过增加钢材的抗拉强度来确保高强度是有利的，然而，由于高硬度这样的硬相充当断裂起始点或扩展路径，从而使应变时效冲击特性劣化。因此，优选控制该分数，并且还优选将硬相的分数之和限制为18％或更小(不包括0％)。

特别地，由于MA相具有最高的强度，并且是通过变形由具有强脆性的马氏体转变的，因此它是使低温韧性最显著地劣化的因素。因此，可将MA相的分数优选限制为3.5％或更小(不包括0％)，更优选限制为1.0％至3.5％。

同时，具有如上所述显微组织的本公开内容的高强度钢材包含由添加的元素中的Nb、Ti、Al等产生的碳氮化物，并且碳氮化物抑制在轧制、冷却和热处理的过程中的晶粒生长而使晶粒是细的，并且在大的热输入焊接时起抑制焊接热影响区的晶粒生长的重要作用。为了显著增强所述效果，优选包含以重量比计0.01％或更大，优选0.01％至0.06重量％的具有300nm或更小的平均尺寸的碳氮化物。

下文中，将详细描述本公开内容的另一方面，用于制造具有优异的低温应变时效冲击特性的高强度钢材的方法。

优选的是首先，制造满足上述合金组分合金的钢板坯，然后为了获得满足本公开内容中的目标显微组织、碳化物条件等的钢材，进行热轧(控制轧制)、冷却和正火热处理。

在此之前，优选使所制造的钢板坯经历再加热过程。

在此，优选将再加热温度控制为1080℃至1250℃，并且当再加热温度低于1080℃时，在连铸期间产生于板坯中的碳化物的再固溶是困难的。因此，优选将再加热进行至至少50％或更多的添加的Nb可再次固溶的温度。然而，当温度高于1250℃时，奥氏体晶粒的尺寸过大，使得最终制造的钢材的机械物理特性(例如强度和韧性)大大劣化。

因此，在本公开内容中优选将再加热温度限制为1080℃至1250℃。

优选的是通过精轧如上所述经再加热的钢板坯来制造热轧钢板。在此，精轧工艺优选为控制轧制，并且优选将轧制终了温度控制为780℃或更高。

当轧制通过常见轧制工艺来进行时，轧制终了温度为约820℃至1000℃，然而，当其降低到低于780℃时，在其中Mn等在轧制期间不偏析的区域中淬火特性降低，从而在轧制期间产生铁素体，并且随着如此产生铁素体，固溶C等偏析进入残余奥氏体区域而集中。因此，在轧制之后在冷却期间C等集中的区域转变为贝氏体、马氏体或MA相，从而产生由铁素体和硬化组织形成的强层状结构。其中C等集中的层的硬化组织具有高硬度，并且还具有MA相的大幅增加的分数。因此，由于低温韧性经由硬化组织的增加和层状结构的布置降低，所以优选将轧制终了温度控制为780℃或更高。

通过风冷或水冷使根据上文通过控制轧制获得的热轧钢板冷却，然后使其经历恒温范围内的正火热处理，由此制造具有期望物理特性的钢材。

优选的是通过在850℃至960℃的温度范围内保持一定时间段，然后在空气中冷却来进行正火热处理。当正火热处理温度低于850℃时，珠光体和贝氏体中渗碳体和MA相的再固溶难以减少固溶C，使得难以确保强度，此外，最终残留的硬化相保持粗大，从而显著损害应变时效冲击特性。然而，当所述温度高于960℃时，晶粒生长发生而使应变时效冲击特性劣化。

当正火热处理在所述温度范围内进行时，优选将其保持{(1.3×t)+(10～60)}分钟(其中“t”表示钢材厚度(mm))，当保持时间短于此时，组织的均匀性是困难的，而当所述时间长于此时，生产率劣化。

根据上文获得的高强度钢材具有优异的强度和韧性，此外可以有效地防止由冷变形时的应变时效引起的韧性降低，并且可以很好地确保焊接热影响区中的冲击特性。特别地，可以确保热处理之后的屈服比(YS(下屈服强度)/TS(抗拉强度))为0.65至0.80。

发明实施方式

下文中，将通过以下实施例具体描述本公开内容。然而，应注意，以下实施例仅用于通过举例说明来详细描述本公开内容，而不旨在限制本公开内容的权利范围。原因在于本公开内容的权利范围由权利要求中描述的主题以及能够由其合理推断的主题确定。

(实施例)

使具有下表1所示的组分组成的钢板坯在下表2所示的条件下经历再加热、热轧和正火热处理，由此制造具有6mm或更大的最终厚度的热轧钢板。

测量各个制造的热轧钢板的显微组织分数、尺寸和碳氮化物分数。另外，在5％拉伸的冷变形量之后，在250℃下时效化1小时的状态下测量夏氏冲击转变温度，其可表示各个热轧钢板的强度(抗拉强度和屈服强度)和应变时效冲击特性，并在下表3中示出。

对于各个热轧钢板的显微组织，将钢板截面抛光成镜面，并且根据需要用Nital或Lepera蚀刻，从而用光学或扫描电子显微镜在100X至500X放大倍数下测量样品的特定区域的图像，然后使用图像分析仪由测量的图像测量各个图像的分数。为了获得有统计学意义的值，对相同样品但在改变的位置处重复测量，并且计算平均值。

通过提取残余物方法测量具有300mm或更小的平均尺寸的细碳氮化物的分数。

作为拉伸特性值，由通过常见拉伸试验获得的标称应变-标称应力曲线分别测量下屈服强度、抗拉强度和屈服比(下屈服强度/抗拉强度)，并且通过预先添加0％、5％和8％作为拉伸应变，在250℃下使经拉伸的样品时效化1小时，然后进行夏氏V型缺口冲击试验来测量应变时效冲击特性值。

对于焊接评估，通过如下方式制造接头试样：使用广泛用于接合结构用钢材的埋弧焊(SAW)方法在7kJ/cm至50kJ/cm的热输入范围内对每个热轧钢板进行多层焊接，并且加工冲击试样，使得焊接热影响区域(HAZ)对应于夏氏冲击试样的凹口，由此测量冲击吸收能量值。

[表1]

[表2]

[表3]

(在上表3中，“F分数”是指铁素体分数，“F尺寸”是指铁素体晶粒的平均尺寸。

另外，所表示的硬化相分数(％)包括碳氮化物分数(％)。)

如上表1至3所示，满足本公开内容的全部组分组成和制造条件的热轧钢板具有高强度，并且即使在冷变形之后也确保优异的低温韧性，以及在大的热输入焊接之后也能很好地确保焊接热影响区低温韧性从而适当地用于压力容器、离岸结构等，遵循更大且更复杂的趋势。

然而，尽管钢组分组成满足本公开内容，但在再加热后热轧时的轧制终了温度过低的比较例1中，产生了由铁素体和硬化组织形成的强层状结构，并因此，低温韧性降低，显示出在5％冷变形之后的冲击转变温度较高，-34℃。

另外，在再加热温度过低的比较例2中，添加的Nb未充分地再次固溶，使得由相变控制或Nb析出所产生的强化效果明显小，并因此，下屈服强度小于350MPa，抗拉强度小于500MPa。

同时，在制造条件满足本公开内容但钢组分组成不满足本公开内容的比较例3至7中，确定了低强度或劣化的低温韧性。

其中，在C的含量不足的比较例3中，当轧制和热处理时产生粗铁素体晶粒，使得无法确保足够的强度。

在C的含量过量的比较例4中，硬化相分数大于18％，并且MA相的分数大幅增加，从而降低屈服比，导致在5％冷变形之后的高冲击转变温度。

在Ti的含量过量的比较例5中，相对于添加的N过量添加的Ti作为粗TiN析出物而产生，并且在5％冷变形之后被冲击时充当裂纹的起始点，导致较高的冲击转变温度，并且使焊接热影响区低温韧性劣化。

在Nb的含量不足的比较例6中，由于由Nb再固溶所引起的相变延迟，未显示出通过晶粒细化和析出产生所产生的强化效果而使强度劣化。

在N的含量过量的比较例7中，相比于添加的Ti过量添加的N即使在正火热处理或焊接之后也以被固溶的状态的N存在，因此显示出5％冷变形之后的转变温度较高，并且焊接热影响区低温韧性被劣化。

在N含量不足的比较例8中，相比于添加的Ti，N的含量不显著，使得在较高温度下产生的TiN析出物变得较粗，并且没有促进晶粒细化，因此显示出5％冷变形之后的转变温度较高，并且焊接热影响区低温韧性被劣化。

Claims (10)

1.一种具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性的高强度钢材，所述钢材包含：0.04重量％至0.14重量％的碳(C)、0.05重量％至0.60重量％的硅(Si)、0.6重量％至1.8重量％的锰(Mn)、0.005重量％至0.06重量％的可溶性铝(Sol.Al)、0.005重量％至0.05重量％的铌(Nb)、0.01重量％或更小(不包括0重量％)的钒(V)、0.012重量％至0.030重量％的钛(Ti)、0.01重量％至0.4重量％的铜(Cu)、0.01重量％至0.6重量％的镍(Ni)、0.01重量％至0.2重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.3重量％的钼(Mo)、0.0002重量％至0.0040重量％的钙(Ca)、0.006重量％至0.012重量％的氮(N)、0.02重量％或更小(不包括0重量％)的磷(P)和0.003重量％或更小(不包括0重量％)的硫(S)，以及余量为Fe和其他不可避免的杂质；以及

包含作为显微组织的铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体-奥氏体(MA)复合相的混合组织，其中MA相的分数为3.5％或更小(不包括0％)。

2.根据权利要求1所述的高强度钢材，其中铌(Nb)以0.02％至0.05％的量被包含在内，氮(N)以0.006％或更大且小于0.010％的量被包含在内。

3.根据权利要求1所述的高强度钢材，其中除铁素体以外的其余相的分数之和为18％或更小(不包括0％)。

4.根据权利要求1所述的高强度钢材，其中铁素体晶粒度平均为15μm或更小。

5.根据权利要求1所述的高强度钢材，包含以重量比计为0.01％或更大的具有300nm或更小的平均尺寸的碳氮化物。

6.根据权利要求1所述的高强度钢材，其中屈服比(YS(下屈服强度)/TS(抗拉强度))为0.65至0.80。

7.一种用于制造具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性的高强度钢材的方法，所述方法包括：在1080℃至1250℃的温度范围内再加热钢板坯，所述钢板坯包含0.04重量％至0.14重量％的碳(C)、0.05重量％至0.60重量％的硅(Si)、0.6重量％至1.8重量％的锰(Mn)、0.005重量％至0.06重量％的可溶性铝(Sol.Al)、0.005重量％至0.05重量％的铌(Nb)、0.01重量％或更小(不包括0重量％)的钒(V)、0.012重量％至0.030重量％的钛(Ti)、0.01重量％至0.4重量％的铜(Cu)、0.01重量％至0.6重量％的镍(Ni)、0.01重量％至0.2重量％的铬(Cr)、0.001重量％至0.3重量％的钼(Mo)、0.0002重量％至0.0040重量％的钙(Ca)、0.006重量％至0.012重量％的氮(N)、0.02重量％或更小(不包括0重量％)的磷(P)和0.003重量％或更小(不包括0重量％)的硫(S)，以及余量为Fe和其他不可避免的杂质；

控制轧制经再加热的板坯使得轧制终了温度为780℃或更大，由此被制造成热轧钢板；

通过风冷或水冷使所述热轧钢板冷却；以及

在所述冷却之后，使所述热轧钢板经历在850℃至960℃的温度范围内的正火热处理。

8.根据权利要求7所述的方法，其中所述钢板坯包含0.02％至0.05％的铌(Nb)和0.006％或更大且小于0.010％的氮(N)。

9.根据权利要求7所述的方法，其中所述正火热处理进行{(1.3×t)+(10～60)}分钟，其中“t”是指钢材厚度(mm)。

10.根据权利要求7所述的方法，其中所述经再加热的板坯形成为50％或更多的Nb被再次固溶。