CN111566249A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明一个方面的高强度钢板可以按重量％，包含C：0.05～0.20％，Si：0.15～0.55％，Mn：0.9～1.75％，Al：0.001～0.05％，P：0.03％以下，S：0.03％以下，Cr：0.05～0.3％，Ni：0.05～0.6％，Cu：0.005～0.35％，Mo：0.05～0.2％，V：0.005～0.07％，Nb：0.005～0.04％，Ca：0.0005～0.005％，Ti：0.005～0.025％，N：0.002～0.006％，B：不足0.0005％，剩余量的Fe及不可避免的杂质，满足Cu+Ni+Cr+Mo：1.5％以下；Cr+Mo：0.4％以下；V+Nb：0.1％以下；及Ca/S：1.0以上的关系，包含回火马氏体及回火贝氏体的混合组织作为微细组织。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度钢板及制造方法，详细而言，涉及一种拉伸强度及冲击韧性优秀、尤其适合核电站的核反应堆安全壳用的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
构成核电站使用的结构、设备等的材料，根据其种类、用途、安全性等而利用多样的材料。特别是作为核反应堆安全壳(containment vess el)用材料而使用钢材，主要使用以厚钢板材料按正火热处理法制造的A516-70钢。
但是，A516-70钢在保证核电站安全性方面表现出稍低的拉伸强度(500MPa水平)，因此其使用范围极为有限。即，这是因为A516-70钢由于拉伸强度为稍低水平，因而利用其制作核电站的核反应堆安全壳(con tainment vessel)时，无法承受内部的高压力而存在破损或爆炸的危险性。因此，迫切需要开发一种既具有既定水平以上的拉伸强度，又尤其适合核反应堆安全壳的材料。
为了提高拉伸强度而在钢材中大量添加高价的合金元素或执行另外的热处理时，虽然提高了拉伸强度，但由于添加合金元素，费用不可避免增加，而且存在伴随其他不同附属性问题的可能性。
专利文献1作为能用作核电站核反应堆安全壳用的高强度钢板，提出一种提高了拉伸强度的高强度钢板。但专利文献1的钢板虽然具备能用作核反应堆安全壳用钢板的水平的拉伸强度，但低温韧性及无延性转变温度(nil-ductility temperature)特性差，不适合核反应堆安全壳用材料。
(专利文献1)大韩民国公开专利公报第10-2010-0076745号(2010年7月6日公开)
发明内容
要解决的技术课题
根据本发明的一个方面，可以提供一种拉伸强度、低温韧性及无延性转变温度(nil-ductility temperature)特性优秀、尤其适合核电站核反应堆安全壳(containmentvessel)用材料的高强度钢板及其制造方法。
本发明的课题不限于上述的内容。从本发明说明书的内容，只要是普通技术人员，理解本发明的其他课题方面便没有任何困难。
解决技术问题的手段
本发明一个方面的高强度钢板可以按重量％，包含C：0.05～0.20％，Si：0.15～0.55％，Mn：0.9～1.75％，Al：0.001～0.05％，P：0.03％以下，S：0.03％以下，Cr：0.05～0.3％，Ni：0.05～0.6％，Cu：0.005～0.35％，Mo：0.05～0.2％，V：0.005～0.07％，Nb：0.005～0.04％，Ca：0.0005～0.005％，Ti：0.005～0.025％，N：0.002～0.006％，B：不足0.0005％，剩余量的Fe及不可避免的杂质，满足Cu+Ni+Cr+Mo：1.5％以下；Cr+Mo：0.4％以下；V+Nb：0.1％以下；及Ca/S：1.0以上的关系，包含回火马氏体及回火贝氏体的混合组织作为微细组织。
所述回火马氏体可以包含30～60％的面积分数，所述回火贝氏体包含40～70％的面积分数，所述回火马氏体及所述回火贝氏体的面积分数之和为100％。
所述回火马氏体可以包含40～60％的面积分数，所述回火贝氏体可以包含40～60％的面积分数。
所述钢板的无延性转变温度(nil-ductility transition temperature)可以为-50℃以下。
所述钢板的拉伸强度可以为600MPa以上。
所述钢板的夏比冲击韧性在-60℃下可以为250J以上。
所述微细组织的晶粒形状比(长轴/短轴)可以为1.1～2.5。
本发明一个方面的高强度钢板可以将钢坯再加热到1050～1250℃温度范围，所述钢坯按重量％包含C：0.05～0.20％，Si：0.15～0.55％，Mn：0.9～1.75％，Al：0.001～0.05％，P：0.03％以下，S：0.03％以下，Cr：0.05～0.3％，Ni：0.05～0.6％，Cu：0.005～0.35％，Mo：0.05～0.2％，V：0.005～0.07％，Nb：0.005～0.04％，Ca：0.0005～0.005％，Ti：0.005～0.025％，N：0.002～0.006％，B：不足0.0005％，剩余量的Fe及不可避免的杂质，满足Cu+Ni+Cr+Mo：1.5％以下；Cr+Mo：0.4％以下；V+Nb：0.1％以下；及Ca/S：1.0以上；的关系；在Tnr～Tnr+100℃温度范围下轧制所述钢坯而提供钢板；在870～950℃温度范围下对所述钢板进行奥氏体化热处理；将所述奥氏体化热处理的钢板急冷到300℃以下的温度范围；在595～700℃的温度范围下对所述急冷的钢板进行回火热处理而制造。
所述轧制的累积压下量可以为50～90％。
借助于所述轧制，所述钢板微细组织的晶粒形状比(长轴/短轴)可以控制在1.1～2.5范围。
所述奥氏体化热处理可以执行1.6*t(其中t指钢板厚度(mm))+(10～30分钟)时间。
所述回火热处理可以执行2.4*t(其中t指钢板厚度(mm))+(10～30分钟)时间。
发明效果
根据本发明优选的一个方面，可以提供一种确保600MPa以上拉伸强度、-60℃下250J以上的夏比冲击韧性及-50℃以下的无延性转变温度(nil-ductility temperature)特性而尤其适合于核电站核反应堆安全壳(cont ainment vessel)的高强度钢板及其制造方法。
最佳实施方式
本发明涉及高强度钢板及其制造方法，下面说明本发明优选实施例。本发明的实施例可以变形为多种形态，不得将本发明的范围解释为限定于以下说明的实施例。本实施例提供用于向相应发明所属技术领域的普通技术人员更详细地说明本发明。
下面对本发明的钢组成进行更详细说明。除非下面另有不同地说明，否则代表各元素含量的％以重量为基准。
本发明一个实施方案的高强度钢板按重量％可以包含C：0.05～0.2％，Si：0.15～0.55％，Mn：0.9～1.75％，Al：0.001～0.05％，P：0.03％以下，S：0.03％以下，Cr：0.05～0.3％，Ni：0.05～0.6％，Cu：0.005～0.35％，Mo：0.05～0.2％，V：0.005～0.07％，Nb：0.005～0.04％，Ca：0.0005～0.005％，Ti：0.005～0.025％，N：0.002～0.006％，B：不足0.0005％，剩余量的Fe及不可避免的杂质。
碳(C)：0.05～0.2％
碳(C)是对确保强度有效的元素，因而本发明为了防止基质相的强度低下，可以将碳(C)含量的下限限制为0.05％。相反，碳(C)过多添加时，韧性及熔接性低下，不适合用作核反应堆安全壳(containment vessel)用，本发明可以将碳(C)含量的上限限制为0.2％。因此，本发明的碳(C)含量可以为0.05～0.2％，更优选的碳(C)含量可以为0.08～0.15％。
硅(Si)：0.15～0.55％
硅(Si)是为了脱氧效果、固溶强化效果及冲击转变温度上升效果而添加的元素。因此，本发明为了达成这种效果，可以将硅(Si)含量的下限限制为0.15％。优选的硅(Si)含量的下限可以为0.2％，更优选的硅(Si)含量的下限可以为0.3％。不过，硅(Si)过多添加时，钢板的熔接性低下，会在钢板表面严重形成氧化皮膜，因而本发明可以将硅(Si)含量的上限限制为0.55％。优选的硅(Si)含量的上限可以为0.5％，更优选的硅(Si)含量的上限可以为0.4％。
锰(Mn)：0.9～1.75％
锰(Mn)是对确保强度有效的元素，本发明为了达成这种效果，可以将锰(Mn)含量的下限限制为0.9％。优选的锰(Mn)含量的下限可以为1.0％，更优选的锰(Mn)含量的下限可以为1.2％。不过，锰(Mn)与硫(S)结合而形成诸如MnS的非金属夹杂物，锰(Mn)过多添加时，常温延伸率及低温韧性会低下。因此，本发明可以将锰(Mn)含量的上限限制为1.75％。优选的锰(Mn)含量的上限可以为1.7％，更优选的锰(Mn)含量的上限可以为1.6％。
铝(A1)：0.001～0.05％
铝(Al)是强有力的脱氧剂元素，因而本发明为了制钢工序中的脱氧效果，可以将铝(Al)含量的下限限制为0.001％。不过，铝(Al)过多添加时，脱氧效果饱和，相反，导致制造成本上升，本发明可以将铝(A1)含量的上限限制为0.05％。更优选的铝(A1)含量可以为0.01～0.04％。
磷(P)：0.03％以下
磷(P)是损害低温韧性的元素，因而优选最大限度将其含量管理在低水平。不过，磷(P)作为制钢工序中不可避免含有的元素，完全去除其会需要过大的费用，本发明可以将磷(P)含量的上限限制为0.03％。优选的磷(P)含量的上限可以为0.02％，更优选的磷(P)含量的上限可以为0.01％。
硫(S)：0.03％以下
硫(S)也是与磷(P)一同对低温韧性产生不良影响的元素，因而优选最大限度将其含量管理在低水平。不过，硫(S)象磷(P)一样，作为在制钢工序中不可避免含有的元素，完全去除其会需要过大费用，本发明可以将硫(S)含量的上限限制为0.03％。优选的硫(S)含量的上限可以为0.02％，更优选的硫(S)含量的上限可以为0.01％。
铬(Cr)：0.05～0.3％
铬(Cr)是有助于增大强度的元素，因而本发明为了达成这种效果，可以将铬(Cr)含量的下限限制为0.05％。不过，铬(Cr)作为昂贵的元素，过多添加时，在经济性方面不推荐。因此，本发明可以将铬(Cr)含量的上限限制为0.3％。因此，本发明的铬(Cr)含量可以为0.05～0.3％，更优选的铬(Cr)含量可以为0.05～0.2％。
镍(Ni)：0.05～0.6％
镍(Ni)是对提高低温韧性有效的元素。因此，本发明为了达成这种效果，可以将镍(Ni)含量的下限限制为0.05％。不过，镍(Ni)为昂贵的元素，因而过多添加时导致生产费用上升，本发明可以将镍(Ni)含量的上限限制为0.6％。因此，本发明的镍(Ni)含量可以为0.05～0.6％，更优选的镍(Ni)含量可以为0.2～0.6％。
铜(Cu)：0.005～0.35％
铜(Cu)是对增加强度有效的元素。因此，本发明为了达成这种效果，可以将铜(Cu)含量的下限限制为0.005％。不过，铜(Cu)是昂贵的元素，因而过多添加时导致生产费用上升，本发明可以将铜(Cu)含量的上限限制为0.35％。因此，本发明的铜(Cu)含量可以为0.005～0.35％，更优选的铜(Cu)含量可以为0.01～0.3％。
钼(Mo)：0.05～0.2％
钼(Mo)是对提高强度有效的合金元素，是形成硫化物而防止发生龟裂的元素。因此，本发明为了达成这种效果，可以将钼(Mo)含量的下限限制为0.05％。不过，钼(Mo)也是昂贵的元素，过多添加时导致生产费用上升，本发明可以将钼(Mo)含量的上限限制为0.2％。因此，本发明的钼(Mo)含量可以为0.05～0.2％，更优选的钼(Mo)含量可以为0.1～0.2％。
钒(V)：0.005～0.07％
钒(V)是对提高低温韧性有效的元素。因此，本发明为了达成这种效果，可以将钒(V)含量的下限限制为0.005％。不过，钒(V)也是昂贵的元素，过多添加时导致生产费用上升，本发明可以将钒(V)含量的上限限制为0.07％。因此，本发明的钒(V)含量可以为0.005～0.07％，更优选的钒(V)含量可以为0.01～0.07％。
铌(Nb)：0.005～0.04％
铌(Nb)是固溶于奥氏体而增大奥氏体淬透性的元素。另外，铌(Nb)是与钛(Ti)一同与基质(Matric)整合而析出为碳氮化物(Nb(C，N))的元素，是获得本发明追求的600MPa以上拉伸强度的主要元素。因此，本发明为了达成这种效果，可以将铌(Nb)含量的下限限制为0.005％。不过，铌(Nb)过多添加时，在连铸过程中会形成粗大析出物而作为氢致开裂(HIC)的起点进行作用，本发明可以将铌(Nb)含量的上限限制为0.04％。因此，本发明的铌(Nb)含量可以为0.005～0.04％，更优选的铌(Nb)含量可以为0.01～0.03％。
钙(Ca)：0.0005～0.005％
钙(Ca)与硫(S)结合形成CaS析出物，是对抑制MnS的形成有效的元素。因此，本发明为了达成这种效果，可以将钙(Ca)含量的下限限制为0.0005％。不过，钙(Ca)过多添加时，与钢中的氧反应而生成作为非金属夹杂物的CaO，因而本发明可以将钙(Ca)含量的上限限制为0.005％。因此，本发明的钙(Ca)含量可以为0.0005～0.005％，更优选的钙(C a)含量可以为0.001～0.003％。
钛(Ti)：0.005～0.025％
钛(Ti)的适当含量可以根据氮(N)含量而动态地限制。如果钛(T i)含量比氮(N)含量相对较小时，TiN的生成量减少，不利于晶粒细微化。相反，如果钛(Ti)添加过量，则在加热工序中，TiN变得粗大，抑制晶粒生长的效果减小。因此，本发明可以考虑通常含有的氮(N)的含量(0.002～0.006％)来将钛(Ti)含量限制为0.005～0.025％范围。更优选的钛(Ti)含量可以为0.01～0.02％。
氮(N)：0.002～0.006％
氮(N)与钛(Ti)一同形成TiN析出物而使晶粒细微化，从而作为发挥增大母材的韧性及热影响部(HAZ)的冲击韧性作用的元素而广为所知，在本发明中，氮(N)是为了达成晶粒细微化目的而必须添加的元素。因此，本发明为了达成这种效果，可以将氮(N)含量的下限限制为0.002％。不过，氮(N)含量过多添加时，TiN的生成量过度增加，低温韧性会下降，本发明可以将氮(N)含量的上限限制为0.006％。因此，本发明的氮(N)含量可以为0.002～0.006％，更优选的氮(N)含量可以为0.002～0.004％。
硼(B)：不足0.0005％
本发明积极抑制硼(B)的含量，但完全去除制钢工序上不可避免地流入的硼(B)会耗费过多费用。因此，本发明可以将硼(B)含量限制为不足0.005％。优选的硼(B)含量可以为0.0002％以下，更优选的硼(B)含量可以为0.0001％以下。
本发明一个方面的高强度钢板可以满足Cu+Ni+Cr+Mo：1.5％以下；Cr+Mo：0.4％以下；V+Nb：0.1％以下；及Ca/S：1.0以上的关系。
下面对本发明的关系式进行更详细说明。
Cu+Ni+Cr+Mo：1.5％以下
Cr+Mo：0.4％以下
V+Nb：0.1％以下
Ca/S：1.0以上
Cu+Ni+Cr+Mo、Cr+Mo及V+Nb的关系作为压力容器用钢材的基本规格(ASTM A20)中分别限制的数值，Cu+Ni+Cr+Mo含量可以限制为1.5％以下，Cr+Mo含量可以限制为0.4％以下，而且，V+Nb含量可以限制为0.1％以下。另外，Ca/S之比作为使MnS夹杂物球状化而提高氢致开裂抵抗性的必需构成比，在不足1.0时，难以获得其效果，可以限制为其比率满足1.0以上。
下面对本发明的微细组织进行更详细说明。
本发明一个方面的高强度钢板可以包含回火马氏体及回火贝氏体的混合组织作为微细组织。
微细组织：回火马氏体及回火贝氏体的混合组织
对以前述合金组成配备的钢材进行急冷及回火处理时，钢材的微细组织具有回火马氏体及回火贝氏体的微细组织。在本发明中，回火马氏体及回火贝氏体按面积分数分别包含30～60％及40～70％，可以有效确保600Mpa级的拉伸强度、-50℃以下的无延性转变温度(nil-ductility tempe rature)特性及-60℃下250J以上的夏比拉伸强度。优选的回火马氏体的面积分数可以为40～60％，优选的回火贝氏体的面积分数可以为40～60％。另外，回火马氏体及回火贝氏体的面积分数之和可以为100％。
晶粒形状比：1.1≤长轴/短轴≤2.5
本发明为了确保高冲击韧性及强度而可以将晶粒形状比(长轴/短轴的比率)控制为既定范围，这种晶粒形状比可以通过轧制(再结晶控制轧制)工序进行控制。晶粒形状比不足1.1时，晶粒形状变圆，表面能量减小，难以期待晶粒细微化，难以确保充分的冲击韧性及强度。另外，晶粒形状比超过2.5时，形成晶粒所需的轧制负载过大，存在冲击韧性低下的忧虑，因而不推荐。因此，本发明可以将晶粒形状比(长轴/短轴的比率)限制为1.1～2.5范围。
下面对本发明的制造方法进行更详细说明。
本发明一个方面的高强度钢板可以将钢坯再加热到1050～1250℃温度范围，所述钢坯按重量％包含C：0.05～0.20％，Si：0.15～0.55％，Mn：0.9～1.75％，Al：0.001～0.05％，P：0.03％以下，S：0.03％以下，Cr：0.05～0.3％，Ni：0.05～0.6％，Cu：0.005～0.35％，Mo：0.05～0.2％，V：0.005～0.07％，Nb：0.005～0.04％，Ca：0.0005～0.005％，Ti：0.005～0.025％，N：0.002～0.006％，B：不足0.0005％，剩余量的Fe及不可避免的杂质，满足Cu+Ni+Cr+Mo：1.5％以下；Cr+Mo：0.4％以下；V+Nb：0.1％以下；及Ca/S：1.0以上；的关系；在Tnr～(Tnr+100℃)温度范围下轧制所述钢坯而提供钢板；在870～950℃温度范围下对所述钢板进行奥氏体化热处理；将所述奥氏体化热处理的钢板急冷；在595～700℃的温度范围下对所述急冷的钢板进行回火热处理而制造。
本发明钢坯的合金组成及其含量与前述高强度钢板的合金组成及其含量对应，对本发明钢坯的合金组成及其含量的说明，用对前述钢板的合金组成及其含量的说明替代。
钢坯再加热：1050～1250℃
在本发明中，可以将由前述合金组成配备的钢坯在1050～1250℃温度下再加热。这是因为，再加热温度不足1050℃时，溶质原子难以充分固溶，再加热温度超过1250℃时，奥氏体晶粒的大小过度粗大化，钢板的物性低下。
再结晶控制轧制：在Tnr～(Tnr+100℃)的温度范围，按每次轧制10％以上的压下率，累积压下量50～90％再结晶控制轧制，意味着在未再结晶以上的温度下进行轧制，未再结晶温度Tnr可以通过已公知的下述公式1导出。不过，在下述公式1中，各合金元素的单位意指重量％。
[公式1]
Tnr(℃)＝887-464×C+890×Ti+363×Al-357×Si+(6445×Nb-644×Nb1/2)+(732×V-230×V1/2)
为了提高强度，在再结晶控制轧制过程中，需要使原奥氏体的平均粒径细微化为30μm以下。原奥氏体的平均粒径超过30μm时，无法充分表现制品强度及韧性，因而无法保证可用作核反应堆安全壳的水平的安全性。为此，在本发明中，在Tnr～Tnr+100℃温度范围下实施轧制。
此时，在轧制区间，每次轧制施加10％以上压下率，最终按累积压下量50～90％范围实现轧制。这种压下量是为了将本发明要求的微细组织的平均大小(30μm以下)与晶粒形状比(长轴/短轴)控制在1.1～2.5。因此，累积压下量不足50％时，难以期待微细组织的细微化及晶粒形状比的控制效果，累积压下量超过90％时，轧制负载施加过大，因而会发生工序上的问题。
热处理及急冷：在870～950℃温度范围，进行1.6×t(t意味着钢板的厚度(mm))+(10～30分钟)时间的奥氏体化热处理后急冷工序，作为获得回火马氏体及回火贝氏体混合组织所需的重要工序，为了形成能够确保600MPa以上拉伸强度、250J以上的-60℃夏比冲击韧性及-50℃以下的无延性转变温度(nil-ductility temperature)特性的微细组织，需要严格控制工序条件。
在本发明中，可以在870～950℃温度范围，实施1.6×t(t意味着钢板的厚度(mm))+(10～30分钟)时间的奥氏体化热处理。这种奥氏体化热处理作为用于在急冷前使组织实现奥氏体化的加热处理，热处理的温度不足870℃时，固溶溶质元素难以再固溶，难以确保强度，热处理温度超过950℃时，出现晶粒生长，产生粗大粒，会损害低温韧性。因此，本发明的奥氏体化热处理温度范围可以限制为870～950℃的温度范围。
另外，在本发明中，奥氏体化热处理可以实施1.6*t(其中t指钢板的厚度(mm))+(10～30分钟)时间。奥氏体化热处理时间过短时，加热时间不充分，无法期待充分的奥氏体化效果，会难以使组织均质化。相反，奥氏体化热处理时间过长时，制品生产时间延长，生产率会低下。因此，本发明的奥氏体化热处理时间可以限定为1.6*t(其中t指钢板的厚度(mm))+(10～30分钟)。作为参考，在钢板制造工序中，可以将1.6*t确定为加热时间，达到目标温度时，将10～30分钟确定为维持时间，执行奥氏体化热处理。
奥氏体化热处理结束的钢板进行急冷处理，优选地，进行水冷处理，可以相变为马氏体及贝氏体混合组织。本发明中的急冷处理不特别限制其条件，只要是比如通常的水冷的急冷处理方法，均可应用于本发明的急冷。不过，为了获得本发明希望的微细组织，优选结束奥氏体化热处理的钢板冷却到300℃以下的温度。
回火热处理：在595～700℃温度范围实施2.4×t(t意味着钢板的厚度(mm))+(10～30分钟)时间
在本发明中，为了优秀的拉伸强度、无延性转变温度特性及低温韧性，对急冷处理为300℃以下的钢材进行回火热处理，去除组织的残留应力，因而可以具有回火马氏体及回火贝氏体组织。
本发明的回火热处理温度范围可以限制为595～700℃。这是因为，回火热处理温度不足595℃时，碳化物等的析出不顺畅，回火热处理温度超过700℃时，钢材的强度会低下。
另外，本发明的回火热处理为了获得充分的回火效果，可以实施2.4*t(其中t指钢板的厚度(mm))+(10～30分钟)时间。作为参考，在钢板制造工序中，可以将2.4*t确定为加热时间，达到目标温度时，将10～30分钟确定为保持时间，执行回火热处理。
具体实施方式
下面通过实施例，更具体说明本发明。不过，需要注意的是，后述实施例只是为为了对本发明举例并进一步具体化，并非为了限制本发明的权利范围。
制造以下表1的合金组成配制的钢坯。
【表1】
Figure BDA0002547263560000111
Figure BDA0002547263560000121
利用以所述发明钢及比较钢的组成制造的各个钢坯，如下表2条件所示，进行再加热、再结晶控制轧制、奥氏体化热处理及急冷、回火热处理，制造了试片，评价各个试片的强度、低温韧性、无延性转变温度(nil-ductility transition temperature)等物性，将其结果显示于下表3。在下表3中，低温冲击韧性通过对在-60℃下具有V形缺口的试片进行夏比冲击试验而获得的夏比冲击能量值来评价。另外，无延性转变温度(nil-ductilitytransition temperature)是基于根据ASTM E208-06方法实施的落重试验转变温度设置的结果值。
【表2】
Figure BDA0002547263560000122
*晶粒形状比：晶粒长轴/晶粒短轴
**比较材料的急冷温度为正火温度
【表3】
Figure BDA0002547263560000131
***冲击韧性：T方向(在轧制方向上呈直角形成V-缺口)冲击韧性
****NDT转变温度：根据ASTM208-06方法实施的落重试验转变温度
考查所述表2及表3的结果，可以确认发明例1至发明例7具有面积分数30～60％的回火马氏体及面积分数40～70％的回火贝氏体混合组织的微细组织，确保了600MPa以上的拉伸强度、-60℃下300J以上的冲击韧性及-50℃以下的无延性转变温度(nil-ductilitytemperature)特性。
相反，比较例1的情形可以确认，钢组成满足本发明的钢组成，但再结晶控制轧制累积压下量未达到本发明的范围，无法满足本发明的微细组织面积分数，因此，无法确保-50℃以下的无延性转变温度(nil-duct ility temperature)特性。
另外，比较例2至比较例5的情形可以确认，钢组成无法满足本发明的钢组成，具有面积分数80％以上的回火马氏体及面积分数20％以下的回火贝氏体混合组织的微细组织，拉伸强度、冲击韧性及无延性转变温度((nil-ductility temperature)特性差。
因此，本发明一个实施例的钢板将钢组成、微细组织及制造工序控制在最佳条件，确保了600MPa以上的拉伸强度、-60℃下250J以上的夏比冲击韧性及-50℃以下的无延性转变温度(nil-ductility temperature)特性，可以提供具备适合核电站核反应堆安全壳的物性的高强度钢板。
以上通过实施例，详细说明了本发明，但也可以有与之不同形态的实施例。因此，记载的权利要求项的技术思想和范围不限定于实施例。

Claims (12)

1.一种高强度钢板，其中，
按重量％，包含C：0.05～0.20％，Si：0.15～0.55％，Mn：0.9～1.75％，Al：0.001～0.05％，P：0.03％以下，S：0.03％以下，Cr：0.05～0.3％，Ni：0.05～0.6％，Cu：0.005～0.35％，Mo：0.05～0.2％，V：0.005～0.07％，Nb：0.005～0.04％，Ca：0.0005～0.005％，Ti：0.005～0.025％，N：0.002～0.006％，B：不足0.0005％，剩余量的Fe及不可避免的杂质；
满足
Cu+Ni+Cr+Mo：1.5％以下，
Cr+Mo：0.4％以下，
V+Nb：0.1％以下，及
Ca/S：1.0以上的关系；
包含回火马氏体及回火贝氏体的混合组织作为微细组织。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，
所述回火马氏体包含30～60％的面积分数，
所述回火贝氏体包含40～70％的面积分数，
所述回火马氏体及所述回火贝氏体的面积分数之和为100％。
3.根据权利要求2所述的高强度钢板，其中，
所述回火马氏体包含40～60％的面积分数，
所述回火贝氏体包含40～60％的面积分数。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的高强度钢板，其中，
所述钢板的无延性转变温度为-50℃以下。
5.根据权利要求1至3中任一项所述的高强度钢板，其中，
所述钢板的拉伸强度为600MPa以上。
6.根据权利要求1至3中任一项所述的高强度钢板，其中，
所述钢板的夏比冲击韧性在-60℃下为300J以上。
7.根据权利要求1至3中任一项所述的高强度钢板，其中，
所述微细组织的晶粒形状比为1.1～2.5，其中所述晶粒形状比是长轴/短轴。
8.一种高强度钢板的制造方法，
将钢坯再加热到1050～1250℃温度范围，所述钢坯按重量％包含C：0.05～0.20％，Si：0.15～0.55％，Mn：0.9～1.75％，Al：0.001～0.05％，P：0.03％以下，S：0.03％以下，Cr：0.05～0.3％，Ni：0.05～0.6％，Cu：0.005～0.35％，Mo：0.05～0.2％，V：0.005～0.07％，Nb：0.005～0.04％，Ca：0.0005～0.005％，Ti：0.005～0.025％，N：0.002～0.006％，B：不足0.0005％，剩余量的Fe及不可避免的杂质；
满足
Cu+Ni+Cr+Mo：1.5％以下，
Cr+Mo：0.4％以下，
V+Nb：0.1％以下，及
Ca/S：1.0以上的关系；
在Tnr～Tnr+100℃温度范围下轧制所述钢坯而提供钢板；
在870～950℃温度范围下对所述钢板进行奥氏体化热处理；
将所述奥氏体化热处理的钢板急冷到300℃以下的温度范围；
在595～700℃的温度范围下对所述急冷的钢板进行回火热处理。
9.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，
所述轧制的累积压下量为50～90％。
10.根据权利要求8或9所述的高强度钢板的制造方法，其中，
借助于所述轧制，所述钢板微细组织的晶粒形状比控制在1.1～2.5范围，其中所述晶粒形状比是长轴/短轴。
11.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，
所述奥氏体化热处理执行1.6*t(其中t指钢板厚度(mm))+(10～30分钟)。
12.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，
所述回火热处理执行2.4*t(其中t指钢板厚度(mm))+(10～30分钟)。
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