CN113227426A - 具有优异的脆性断裂抗力的结构钢和用于制造其的方法 - Google Patents

具有优异的脆性断裂抗力的结构钢和用于制造其的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113227426A
CN113227426A CN201980084416.7A CN201980084416A CN113227426A CN 113227426 A CN113227426 A CN 113227426A CN 201980084416 A CN201980084416 A CN 201980084416A CN 113227426 A CN113227426 A CN 113227426A
Authority
CN
China
Prior art keywords
surface layer
layer portion
less
structural steel
steel
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
CN201980084416.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113227426B (zh
Inventor
李一彻
曹财荣
姜相德
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
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN113227426A publication Critical patent/CN113227426A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113227426B publication Critical patent/CN113227426B/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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • 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
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

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

根据本发明的一个方面的具有优异的脆性断裂抗力的结构钢按重量％计包含0.02％至0.12％的C、0.01％至0.8％的Si、1.5％至2.5％的Mn、0.005％至0.5％的Al、0.02％或更少的P、0.01％或更少的S、0.0015％至0.015％的N、以及剩余部分的Fe和不可避免的杂质，其中外侧的表面层部分和内侧的中心部分沿厚度方向在显微组织上区分，表面层部分包含回火贝氏体作为基体组织，中心部分包含贝氏体铁素体作为基体组织，以及通过NRL落锤试验的NDT温度可以为‑70℃或更低。

Description

具有优异的脆性断裂抗力的结构钢和用于制造其的方法
技术领域
本公开涉及结构钢和用于制造其的方法，并且更特别地，涉及通过优化钢组成、显微组织和制造工艺而有效地改善脆性断裂抗力的结构钢和用于制造其的方法。
背景技术
随着近来建筑结构、交通用钢管、桥梁等的尺寸不断增大的趋势，对开发具有高强度特性的结构钢的需求增加。在过去，通过应用热处理法例如淬火-回火以满足这样的高强度特性来生产钢，但是近来，就降低生产成本和确保可焊性而言，通过轧制之后冷却生产的钢已经取代了现有的热处理钢。在通过轧制之后冷却生产的钢的情况下，冲击韧性由于细化的显微组织而得到改善，但是从钢的表面层部分沿厚度方向由于过度的冷却可能形成具有高强度的显微组织例如贝氏体或马氏体，从而因其硬相而可能容易发生脆性断裂。
海军研究实验室(NRL，Naval Research Lab.)落锤试验是用于测量脆性断裂抗力的典型方法。NRL落锤试验是由美国海军研究所NRL于1953年开发的用以检验脆性断裂止裂能力的测试方法，这已经在ASTM E208中标准化。在该测试中，在尺寸为52mm×140mm或90mm×360mm的钢板的表面的中心部分中形成用于出现裂纹的短而脆的焊道，并且在脆性焊道的中心部分处通过加工出缺口来获得测试片，并在其上进行测试。将测试片在数个温度下冷却，其后，将脆性焊道面朝下，支撑测试片的两端，并且将重物从相反侧落下以从缺口的前端产生裂纹。获得作为在裂纹沿测试片的厚度方向扩展和测试片断裂时的最高温度的无延性转变温度(NDT)，并且与在发生脆性断裂时的极限温度相比，以便得到评估。即，可以将具有较低NDT温度的钢评估为具有优异的脆性断裂抗力。
近来，为了确保大型结构的稳定性，该趋势要求作为大型结构的材料而提供的钢具有优异的脆性断裂抗力，并且将具有满足-70℃或更低的水平的NDT温度的钢评估为具有特别适用于大型结构的脆性断裂抗力。
因此，迫切需要开发通过轧制之后冷却而制造的具有优异的NDT温度特性的钢以具有优异的脆性断裂抗力，同时有效地确保经济有效性和可焊性。
专利文献1提出了用于钢的表面层部分的晶粒细化的技术，但是表面层部分主要由等轴铁素体晶粒和细长的铁素体晶粒形成，因此，该技术不能应用于抗拉强度为800MPa或更高的高强度钢。此外，在专利文献1中，为了使表面层部分晶粒细化，轧制工艺基本上必须在表面层部分中在回收热的中间进行，这使得难以控制轧制过程。
(相关技术文献)
(专利文献1)日本特许公开第2002-020835号(于2002年1月23日公开)
发明内容
技术问题
本公开的一个方面可以提供具有优异的脆性断裂抗力的结构钢和用于制造其的方法。
本公开的技术问题不限于以上描述。本领域技术人员将不难从本公开的一般内容中理解本公开的另外的技术问题。
技术方案
根据本公开的一个方面，具有优异的脆性断裂抗力的结构钢按重量％计包含0.02％至0.12％的碳(C)、0.01％至0.8％的硅(Si)、1.5％至2.5％的锰(Mn)、0.005％至0.5％的铝(Al)、0.02％或更少的磷(P)、0.01％或更少的硫(S)、0.0015％至0.015％的氮(N)、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，其中外侧的表面层部分和内侧的中心部分可以沿厚度方向在显微组织上彼此区分，表面层部分可以包含回火贝氏体作为基体组织，中心部分可以包含贝氏体铁素体作为基体组织，以及基于海军研究实验室(NRL)落锤试验的无延性转变(NDT)温度可以为-70℃或更低。
表面层部分可以包括在钢的上部中的上表面层部分和在钢的下部中的下表面层部分，并且上表面层部分和下表面层部分可以各自具有钢的厚度的3％至10％的厚度。
表面层部分还可以包含新鲜马氏体作为第二组织，并且回火贝氏体和新鲜马氏体可以以95面积％或更大的分数包含在表面层部分中。
表面层部分还可以包含奥氏体作为残余组织，并且奥氏体可以以5面积％或更小的分数包含在表面层部分中。
贝氏体铁素体可以以95面积％或更大的分数包含在中心部分中。
表面层部分的平均晶粒尺寸可以为3μm或更小(不包括0μm)。
中心部分的平均晶粒尺寸可以为5μm至20μm。
钢按重量％计还可以包含选自以下中的一者或更多者：0.01％至2.0％的镍(Ni)、0.01％至1.0％的铜(Cu)、0.01％至1.0％的铬(Cr)、0.01％至1.0％的钼(Mo)、0.005％至0.1％的钛(Ti)、0.005％至0.1％的铌(Nb)、0.005％至0.3％的钒(V)、0.0005％至0.004％的硼(B)、以及0.006％或更少的钙(Ca)。
表面层部分的高角度晶界(即，大角度晶界)分数可以为45％或更大。
根据本公开的另一个方面，用于制造具有优异的脆性断裂抗力的结构钢的方法包括：在1050℃至1250℃的温度范围内对板坯进行再加热，所述板坯按重量％计包含0.02％至0.12％的碳(C)、0.01％至0.8％的硅(Si)、1.5％至2.5％的锰(Mn)、0.005％至0.5％的铝(Al)、0.02％或更少的磷(P)、0.01％或更少的硫(S)、0.0015％至0.015％的氮(N)、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质；在Tnr℃至1150℃的温度范围内对板坯进行粗轧以提供粗轧棒材；以5℃/秒或更高的冷却速率将粗轧棒材一次冷却至Ms℃至Bs℃的温度范围；将经一次冷却的粗轧棒材保持为使得其表面层部分通过热回收再加热至(Ac1+40℃)至(Ac3-5℃)的温度范围；对经热回收处理的粗轧棒材进行精轧；以及以5℃/秒或更高的冷却速率将经精轧的钢二次冷却至200℃至500℃的温度范围。
板坯按重量％计还可以包含选自以下的一者或两者或更多者：0.01％至2.0％的镍(Ni)、0.01％至1.0％的铜(Cu)、0.01％至1.0％的铬(Cr)、0.01％至1.0％的钼(Mo)、0.005％至0.1％的钛(Ti)、0.005％至0.1％的铌(Nb)、0.005％至0.3％的钒(V)、0.0005％至0.004％的硼(B)、以及0.006％或更少的钙(Ca)。
粗轧棒材可以紧接在粗轧之后通过水冷却进行一次冷却。
一次冷却可以基于粗轧棒材的表面层部分的温度在Ae3+100℃或更低的温度下开始。
粗轧棒材可以在Bs℃至Tnr℃的温度范围内进行精轧。
本公开的所有特征未作为用于解决以上问题的手段列出，并且将参照以下具体实施方案更详细地理解本公开的各种特征及其优点和效果。
有益效果
根据本公开的一个方面，可以提供具有优异的脆性断裂抗力、具有通过NRL落锤试验的-70℃或更低的NDT温度、同时具有高强度特性的结构钢和用于制造其的方法。
附图说明
图1是根据本公开的一个实施方案的钢试样的截面的照片。
图2是观察图1的试样的上表面层部分A和中心部分B的显微组织的照片。
图3是示意性地示出用于实施本公开的制造方法的设备的一个实例的图。
图4是示意性地示出本公开的由于热回收处理而引起表面层部分的显微组织的变化的概念图。
图5是示出实验测量的热回收到达温度与NDT温度之间的关系的图。
具体实施方式
本公开涉及具有优异的脆性断裂抗力的结构钢和用于制造其的方法，并且在下文中，将描述本公开的实施方案。本公开的实施方案可以以各种形式修改，并且本公开的范围不应被解释为限于以下描述的实施方案。提供本实施方案是为了向本公开所属领域的技术人员进一步说明本公开。
在下文中，将更详细地描述本公开的钢组成。在下文中，除非另有说明，否则表示各元素的含量的％和ppm基于重量。
根据本公开的一个方面的具有优异的脆性断裂抗力的结构钢按重量％计可以包含0.02％至0.12％的碳(C)、0.01％至0.8％的硅(Si)、1.5％至2.5％的锰(Mn)、0.005％至0.5％的铝(Al)、0.02％或更少的磷(P)、0.01％或更少的硫(S)、0.0015％至0.015％的氮(N)、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质。此外，根据本公开的一个方面的具有优异的脆性断裂抗力的结构钢按重量％计还可以包含0.01％至2.0％的镍(Ni)、0.01％至1.0％的铜(Cu)、0.01％至1.0％的铬(Cr)、0.01％至1.0％的钼(Mo)、0.005％至0.1％的钛(Ti)、0.005％至0.1％的铌(Nb)、0.005％至0.3％的钒(V)、0.0005％至0.004％的硼(B)、以及0.006％或更少的钙(Ca)。
碳(C)：0.02％至0.12％
在本公开中，碳(C)是确保淬透性的重要元素。此外，在本公开中，碳(C)也是显著影响贝氏体铁素体组织的形成的元素。因此，碳(C)需要以适当的范围包含在钢中以实现这样的效果，并且在本公开中，可以将碳(C)含量的下限限制为0.02％。碳(C)含量可以优选为0.03％或更大，并且更优选为0.04％或更大。然而，如果碳(C)含量超过一定范围，则钢的低温韧性可能降低，因此，在本公开中，可以将碳含量的上限限制为0.12％。因此，本公开的碳(C)含量可以为0.02％至0.12％。碳(C)含量可以优选为0.11％或更小，并且更优选为0.10％或更小。此外，在用于焊接组织而提供的钢的情况下，就确保可焊性而言，更优选将碳(C)含量的范围限制为0.03％至0.08％。
硅(Si)：0.01％至0.8％
硅(Si)是用作脱氧剂的元素并且是有助于改善强度韧性的元素。因此，为了获得该效果，在本公开中，可以将硅(Si)含量的下限限制为0.01％。硅(Si)含量可以优选为0.05％或更大，并且更优选为0.1％或更大。然而，过量添加硅(Si)可能使低温韧性和可焊性劣化，因此，在本公开中，可以将硅含量的上限限制为0.8％。硅(Si)含量可以优选为0.7％或更小，并且更优选为0.6％或更小。
锰(Mn)：1.5％至2.5％
锰(Mn)是用于通过固溶强化来改善强度的元素并且也是经济上提高淬透性的元素。因此，为了获得这样的效果，在本公开中，可以将锰(Mn)含量的下限限制为1.5％。锰(Mn)含量可以优选为1.6％或更大，并且更优选为1.7％或更大。然而，过量添加锰(Mn)可能由于淬透性的过度提高而使焊接部分的韧性显著劣化，因此，在本公开中，可以将锰(Mn)含量的上限限制为2.5％。锰(Mn)含量可以优选为2.45％或更小，并且更优选为2.4％或更小。
铝(Al)：0.005％至0.5％
铝(Al)是在经济方面对钢水进行脱氧的典型脱氧剂并且也是有助于改善钢的强度的元素。因此，为了实现这样的效果，在本公开中，可以将铝(Al)含量的下限限制为0.005％。铝(Al)含量可以优选为0.008％或更大，并且更优选为0.01％或更大。然而，过量添加铝(Al)可能导致水口在连续铸造期间堵塞，因此，在本公开中，可以将铝(Al)含量的上限限制为0.5％。铝(Al)含量可以优选为0.4％或更小，并且更优选为0.3％或更小。
磷(P)：0.02％或更小
磷(P)是有助于改善强度和耐腐蚀性的元素，但是由于磷(P)可以显著损害冲击韧性，因此优选将其含量保持地尽可能低。因此，本公开的磷(P)含量可以为0.02％或更小。
硫(S)：0.01％或更小
硫(S)是形成非金属夹杂物例如MnS以显著抑制冲击韧性的元素，因此优选将其含量保持地尽可能低。因此，在本公开中，可以将硫(S)含量的上限限制为0.01％。然而，硫(S)是在炼钢过程期间不可避免引入的杂质，并且从经济角度讲，不期望将硫(S)控制到低于0.001％的水平，因此，本公开的硫(S)含量可以优选为0.001％至0.01％。
氮(N)：0.0015％至0.015％
氮(N)是有助于改善钢的强度的元素。然而，其过量添加可能使钢的韧性显著劣化，因此，在本公开中，将氮(N)含量的上限限制为0.015％。然而，氮(N)是在炼钢过程期间不可避免引入的杂质，并且从经济角度讲，不期望将氮(N)含量控制到小于0.0015％的水平，并且氮(N)含量可以优选为0.0015％至0.015％。
镍(Ni)：0.01％至2.0％
镍(Ni)几乎是唯一能够改善基体金属的强度和韧性二者的元素，并且为了实现这样的效果，在本公开中，可以添加0.01％或更多的镍(Ni)。镍(Ni)含量可以优选为0.05％或更大，并且更优选为0.1％或更大。然而，镍(Ni)是昂贵的元素，因此，就经济有效性而言，其过量添加是不期望的，此外，其过量添加可能使可焊性劣化，因此，在本公开中，可以将镍(Ni)含量的上限限制为2.0％。镍(Ni)含量可以优选为1.5％或更小，并且更优选为1.0％或更小。
铜(Cu)：0.01％至1.0％
铜(Cu)是在使基体金属的韧性的降低最小化的同时有助于改善强度的元素。因此，为了实现这样的效果，在本公开中，可以添加0.01％或更多的铜(Cu)。铜(Cu)含量可以优选为0.015％或更大，并且更优选为0.02％或更大。然而，过量添加铜(Cu)可能损害最终产品的表面的品质，因此，在本公开中，可以将铜(Cu)含量的上限限制为1.0％。铜(Cu)含量可以优选为0.8％或更小，并且更优选为0.6％或更小。
铬(Cr)：0.01％至1.0％
由于铬(Cr)是提高淬透性以有效地有助于提高强度的元素，因此，在本公开中，可以添加0.01％或更多的铬(Cr)。铬(Cr)含量可以优选为0.05％或更大，并且更优选为0.1％或更大。然而，过量的铬(Cr)含量可能使可焊性显著劣化，因此，在本公开中，可以将铬(Cr)的含量的上限限制为1.0％。铬(Cr)含量可以优选为0.8％或更小，并且更优选为0.6％或更小。
钼(Mo)：0.01％至1.0％
钼(Mo)是在仅添加少量的情况下显著改善淬透性的元素。钼(Mo)可以抑制铁素体的出现，从而显著改善钢的强度。因此，为了实现这样的效果，在本公开中，可以添加0.01％或更多的钼(Mo)。钼(Mo)含量可以优选为0.03％或更大，并且更优选为0.05％或更大。然而，过量的钼(Mo)含量可能过度提高焊接部分的硬度，因此，在本公开中，可以将钼(Mo)含量的上限限制为1.0％。钼(Mo)含量可以优选为0.8％或更小，并且更优选为0.6％或更小。
钛(Ti)：0.005％至0.1％
钛(Ti)是抑制在再加热期间晶粒的生长以显著改善低温韧性的元素。因此，为了实现这样的效果，在本公开中，可以添加0.005％或更多的钛(Ti)。钛(Ti)含量可以优选为0.007％或更大，更优选为0.01％或更大。然而，过量添加钛(Ti)可能导致诸如水口堵塞或由于中心部分的结晶而引起低温韧性的降低的问题，因此，在本公开中，可以将钛(Ti)含量的上限限制为0.1％。钛(Ti)含量可以优选为0.08％或更小，并且更优选为0.05％或更小。
铌(Nb)：0.005％至0.1％
铌(Nb)是在制造TMCP钢中发挥重要作用的元素之一并且也是以碳化物或氮化物的形式沉积以显著有助于改善基体金属和焊接部分的强度的元素。此外，在板坯的再加热期间溶解的铌(Nb)抑制奥氏体的再结晶并且抑制铁素体和贝氏体的转变，从而使组织细化。在本公开中，可以添加0.005％或更多的铌(Nb)。铌(Nb)含量可以优选为0.01％或更大，并且更优选为0.02％或更大。然而，过量的铌(Nb)含量可能形成粗大的析出物，从而在钢的边缘处产生脆性裂纹，因此，可以将铌(Nb)含量的上限限制为0.1％。铌(Nb)含量可以优选为0.09％或更小，并且更优选为0.07％或更小。
钒(V)：0.005％至0.3％
钒(V)与其他合金组成相比具有低的固溶温度并且在焊接热影响部分处析出以防止焊接部分的强度降低。因此，为了实现这样的效果，在本公开中，钒(V)含量可以优选为0.01％或更大，并且更优选为0.02％或更大。然而，过量添加钒(V)可能使钢的韧性降低，因此，在本公开中，可以将钒(V)含量的上限限制为0.3％。钒(V)含量可以优选为0.2％或更小，并且更优选为0.1％或更小。
硼(B)：0.0005％至0.004％
硼(B)是便宜的额外元素，但也是可以即使在添加少量的情况下也有效地提高淬透性的有益元素。此外，由于本公开中的硼(B)是即使在粗轧之后的冷却期间在低速冷却条件下也显著有助于形成贝氏体的元素，因此为了这样的效果，可以添加0.0005％或更多的硼(B)。硼(B)含量可以优选为0.0007％或更大，并且更优选为0.001％或更大。然而，过量添加硼(B)可能形成Fe23(CB)6，从而降低淬透性并且显著降低低温韧性，因此，在本公开中，可以将硼(B)含量的上限限制为0.004％。
钙(Ca)：0.006％或更小
钙(Ca)是控制非金属夹杂物例如MnS等的形状的元素并且改善低温韧性，因此，在本公开中，为了该效果，可以添加钙(Ca)。然而，过量添加钙(Ca)可能导致形成大量CaO-CaS以及由于结合而形成粗大的夹杂物，这可能使钢的清洁度和现场中的可焊性降低。因此，在本公开中，可以将钙(Ca)含量的上限限制为0.006％。
在本公开中，除上述钢组成之外的余量可以包含Fe和不可避免的杂质。在一般钢制造过程中可能无意混入的不可避免的杂质不可能被完全排除，这对于一般钢制造领域中的技术人员来说可能容易理解。此外，在本公开中，不完全排除添加除上述钢组成之外的组成。
根据本公开的一个方面的具有优异的脆性断裂抗力的结构钢在厚度方面没有特别限制，并且可以优选为具有10mm或更大的厚度的厚结构钢，并且更优选为具有20mm至100mm的厚度的厚结构钢。
在下文中，将更详细地描述本公开的显微组织。
本公开的结构钢可以被分成沿着钢的厚度方向在显微组织上彼此区分的与钢的表面相邻的表面层部分和位于表面层部分之间的中心部分。表面层部分可以被分成与钢的上部相邻的上表面部分和与钢的下部相邻的下表面层部分，并且上表面层部分和下表面层部分可以具有钢的厚度(t)的约3％至10％的厚度。
表面层部分可以包含回火贝氏体作为基体组织并且可以包含新鲜马氏体和奥氏体分别作为第二组织和残余组织。表面层部分中的由回火贝氏体和新鲜马氏体所占的分数可以为95面积％或更大，以及表面层部分中的由奥氏体组织所占的分数可以为5面积％或更小。表面层部分中的由奥氏体组织所占的分数可以为0面积％。
中心部分可以包含贝氏体铁素体作为基体组织，中心部分中的由贝氏体铁素体所占的分数可以为95面积％或更大。就确保期望的强度而言，贝氏体铁素体的更优选分数可以为98面积％或更大。
表面层部分的显微组织的平均晶粒尺寸可以为3μm或更小(不包括0μm)，中心部分的显微组织的平均晶粒尺寸可以为5μm至20μm。在此，表面层部分的显微组织的平均晶粒尺寸可以是指其中回火贝氏体、新鲜马氏体和奥氏体中每一者的平均晶粒尺寸为3μm或更小(不包括0μm)的情况，中心部分的显微组织的晶粒尺寸可以是指其中贝氏体铁素体的平均晶粒尺寸为5μm至20μm的情况。更优选地，中心部分的显微组织的平均晶粒尺寸可以为10μm至20μm。
图1是根据本公开的一个实施方案的钢试样的截面的照片。如图1中所示，根据本公开的一个实施方案的钢试样被分成与上表面和下表面相邻的上表面层部分A和下表面层部分A'以及在上表面层部分A与下表面层部分A'之间的中心部分B，上表面层部分A和下表面层部分A'与中心部分B之间的边界明显是肉眼可见的。即，可以看出，根据本公开的一个实施方案的钢的上表面层部分A和下表面层部分A'以及中心部分B在显微组织上彼此明显区分。
图2是观察图1的试样的上表面层部分A和中心部分B的显微组织的照片。图2的(a)和(b)示出了通过扫描电子显微镜(SEM)观察的试样的上表面层部分A的图像和使用电子背散射衍射(EBSD)法拍摄的试样的上表面层部分A的高角度晶界图的图像，以及图2的(c)和(d)示出了通过SEM观察的试样的中心部分B的图像和使用EBSD拍摄的试样的中心部分B的高角度晶界图的图像。如图2的(a)至(d)所示，可以看出，上表面层部分A包含平均晶粒尺寸为约3μm或更小的回火贝氏体和新鲜马氏体，而中心部分B包含平均晶粒尺寸为约15μm的贝氏体铁素体。
由于根据本公开的一个方面的具有优异的脆性断裂抗力的结构钢具有在显微组织上彼此区分的表面层部分和中心部分并且中心部分包含贝氏体铁素体作为基体组织，因此可以有效地确保抗拉强度超过780MPa，优选地抗拉强度为800MPa或更大的高强度特性。
此外，由于根据本公开的一个方面的具有优异的脆性断裂抗力的结构钢具有在显微组织上彼此区分的表面层部分和中心部分，并且相对细粒的表面层部分包含回火贝氏体作为基体组织和新鲜马氏体作为第二组织以及确保45％或更大的高角度晶界分数，因此可以确保-70℃或更低的NDT温度。因此，由于本公开的钢通过晶粒细化的表面层部分有效地抑制脆性裂纹的出现和发展，因此可以有效地确保脆性断裂抗力。
在下文中，将更详细地描述本公开的制造方法。
板坯再加热
由于本公开的制造方法中提供的板坯具有与上述钢的钢组成相应的钢组成，因此用上述钢的钢组成的描述替代板坯的钢组成的描述。
可以在1050℃至1250℃的温度范围内对用上述钢组成制造的板坯进行再加热。为了使铸造期间形成的Ti和Nb的碳氮化物充分溶解，可以将板坯的再加热温度的下限限制为1050℃。然而，如果再加热温度过高，则奥氏体可能变粗，并且对于粗轧棒材的表面层部分的温度达到粗轧之后的一次冷却开始温度可能需要过多的时间，因此，可以将再加热温度的上限限制为1250℃。
粗轧
可以在再加热之后进行粗轧以调节板坯的形状以及破坏铸造组织例如枝晶。为了控制显微组织，期望在高于奥氏体的再结晶停止时的温度(Tnr，℃)的温度下进行粗轧，并且考虑到一次冷却的冷却开始温度，优选将粗轧温度的上限限制为1150℃。因此，本公开的粗轧温度可以在Tnr℃至1150℃的范围内。此外，本公开的粗轧可以在累积压下率为20％至70％的条件下进行。
一次冷却
在粗轧结束之后，可以在粗轧棒材的表面层部分上进行一次冷却。一次冷却的优选冷却速率可以为5℃/秒或更高，并且一次冷却的优选冷却到达温度可以在Ms℃至Bs℃的温度范围内。如果一次冷却的冷却速率小于一定水平，则可能在表面层部分上形成多边形铁素体或粒状贝氏体组织，而不是板条贝氏体组织，因此，可以将一次冷却的冷却速率限制为5℃/秒或更高。此外，一次冷却的冷却方法没有特别限制，但是就冷却效率而言，水冷却是更优选的。同时，如果一次冷却的冷却开始温度太高，则通过一次冷却在表面层部分上形成的板条贝氏体组织可能变粗，因此，优选将一次冷却的开始温度限制为Ae3+100℃或更低的范围。
为了使热回收的效果最大化，本公开的一次冷却优选紧接在粗轧之后进行。图3是示意性地示出用于实施本公开的制造方法的设备1的一个实例的图。沿板坯5的移动路径顺序地布置粗轧装置10、冷却装置20、热回收器30和精轧装置40，并且粗轧装置10和精轧装置40分别包括粗轧辊12a和粗轧辊12b以及精轧辊42a和精轧辊42b，以进行板坯5和粗轧棒材5'的轧制。冷却装置20可以包括能够喷洒冷却水的棒材冷却器25和引导粗轧棒材5'的移动的辅助辊22。就使热回收效果最大化而言，更优选的是将棒材冷却器25直接设置在粗轧装置10之后。热回收器30设置在冷却装置20之后，并且粗轧棒材5'可以在沿着辅助辊32移动的同时被热回收。可以将热回收完成的粗轧棒材5'移动至精轧装置40以待精轧。在上文中，已经基于图3描述了根据本公开的一个方面的用于制造具有优异的脆性断裂抗力的高强度结构钢的设备，但是这样的设备1是用于实施本公开的设备的一个实例，并且不应将本公开必需解释为由图3中所示的设备1制造。
热回收处理
在进行一次冷却之后，可以进行热回收处理以通过在粗轧棒材的中心部分侧处的高热量保持粗轧棒材的表面层部分侧被再加热。可以将热回收处理进行到直至粗轧棒材的表面层部分的温度达到(Ac1+40℃)至(Ac3-5℃)的温度范围。通过热回收处理，可以将表面层部分的板条贝氏体转变成细化的回火贝氏体，并且可以将表面层部分中的一部分板条贝氏体逆转变成奥氏体。一部分逆转变奥氏体可以通过后续的精轧和二次冷却转变成新鲜马氏体。
图4是示意性地示出本公开的由于热回收处理而引起表面层部分的显微组织的变化的概念图。
如图4的(a)中所示，表面层部分的紧接在一次冷却之后的显微组织可以包含板条贝氏体组织。如图4的(b)中所示，随着热回收处理进行，表面层部分的板条贝氏体转变成回火贝氏体组织，并且表面层部分中的一部分板条贝氏体可以逆转变成奥氏体。在热回收处理之后，可以进行精轧和二次冷却，并且可以形成包含回火贝氏体和新鲜马氏体的两相混合组织，并且如图4的(c)中所示，可能部分残留奥氏体组织。
图5是示出实验测量的热回收处理到达温度、表面层部分的高角度晶界分数和NDT温度之间的关系的图。在图5的测试中，在满足本公开的合金组成和制造方法的条件下制造试样，并且通过改变热回收处理中的热回收处理到达温度进行测试。在此，使用EBSD法测量和评估取向差为15度或更大的高角度晶界的分数，并且通过上述NRL落锤试验测量NDT温度。如图5中所示，可以看出，当表面层部分的到达温度低于(Ac1+40℃)时，未充分地形成15℃或更高的高角度晶界且NDT温度超过-70℃。此外，当表面层部分的到达温度超过(Ac3-5℃)时，未充分地形成15℃或更大的高角度晶界且NDT温度超过-70℃。因此，在本公开中，可以将表面层部分的在热回收处理期间的到达温度限制为(Ac1+40℃)至(Ac3-5℃)的温度范围，由此可以使表面层组织细化，可以确保45％或更大的15℃或更大的高角度晶界分数，并且可以有效地确保-70℃或更低的NDT温度。
精轧
进行精轧以向粗轧棒材的奥氏体组织中引入不均匀的显微组织。精轧可以在等于或高于贝氏体转变开始温度(Bs)且低于奥氏体再结晶温度(Tnr)的温度范围内进行。
二次冷却
在完成精轧之后，可以进行二次冷却以在钢的中心形成贝氏体铁素体。二次冷却的优选冷却速率可以为5℃/秒或更大，并且二次冷却的优选冷却到达温度可以为500℃或更低。此外，如果二次冷却到达温度太低，则贝氏体铁素体的形成可能不再增加，而冷却所需的时间和成本可能过度增加，并且可能由于板形状变形等而产生设备载荷。因此，在本公开中，可以将二次冷却到达温度限制为200℃或更高。二次冷却的冷却方法也没有特别限制，但是就冷却效率而言，水冷却可能是优选的。如果二次冷却的冷却到达温度超过一定范围或冷却速率无法达到一定水平，则可能在钢的中心处形成粒状铁素体，从而导致强度降低，因此，在本公开中，可以将二次冷却的冷却到达温度限制为500℃或更低，并且可以将冷却速率限制为5℃/秒或更大。
(附图标记说明)
1：钢制造设备 10：粗轧装置 12a、12b：粗轧辊
20：冷却装置 22：辅助辊 25：棒材冷却器
30：热回收器 32：辅助辊 40：精轧装置
42a、42b：精轧辊 100：冷轧弯曲夹具 110：钢
发明实施方式
在下文中，将通过具体实施例更详细地描述本公开。
(实施例)
制备具有表1的钢组成的板坯，并且基于表1的钢组成计算转变温度并将其示于表2中。在下表1中，硼(B)、氮(N)和钙(Ca)的含量基于ppm。
[表1]
Figure BDA0003121467170000151
[表2]
Figure BDA0003121467170000161
使具有表1的组成的板坯在下表3的条件下经受粗轧、一次冷却和热回收处理，并在表4的条件下进行精轧和二次冷却。对于在表3和表4的条件下所制造的钢的评估结果示于下表5中。
对于各种钢材料，测量表面层的平均晶粒尺寸、表面层的高角度晶界分数、机械特性和NDT温度。其中，通过EBSD法以0.5m步尺寸测量500m*500m的区域，基于所测量的步尺寸创建了与相邻晶粒具有15度或更大的晶体取向差的晶界图，在此基础上评估平均晶粒尺寸和高角度晶界分数。对于屈服强度(YS)和抗拉强度(TS)，使三个测试片在板宽度方向经受抗拉强度测试，并且获得其平均值以及对其进行评估。NDT温度通过ASTM E208中规定的NRL落锤试验来评估，制备P-2型(厚度：19mm，宽度：51mmm，长度：127mm)试样，将试样完全浸入搅拌恒温器中以保持均匀的温度，其后，进行NRL落锤试验。
[表3]
Figure BDA0003121467170000171
[表4]
Figure BDA0003121467170000181
[表5]
Figure BDA0003121467170000191
钢种A、B、C、D和E是满足本公开的合金组成的钢。其中，可以看出在满足本公开的工艺条件的A-1、A-2、A-3、B-1、B-2、B-3、C-1、C-2、D-1、D-2、E-1和E-2中，表面层部分的高角度晶界分数为45％或更大，表面层部分的平均晶粒尺寸具有一定水平或更高水平，以及NDT温度为-70℃或更低。
在其中本公开的合金组成满足但热回收处理温度超过本公开的范围的A-4、B-4、C-3和D-3的情况下，可以看出，表面层部分的高角度晶界分数为45％或更小并且表面层部分的平均晶粒尺寸超过3μm，以及NDT温度超过-70℃。这是由于钢的表面层部分被加热到高于两相区域热处理温度段的温度，表面层部分的组织全部逆转变为奥氏体，因此，表面层部分的最终组织形成为板条贝氏体。
在其中本公开的合金组成满足但热回收处理温度低于本公开的范围的A-5、B-5、C-4和D-4的情况下，可以看出，表面层部分的高角度晶界分数为45％或更小，表面层部分的平均晶粒尺寸超过3μm，以及NDT温度超过-70℃。这是由于钢的表面层部分在一次冷却期间被过度冷却，因此逆转变奥氏体在表面层部分中无法充分形成。
在其中本公开的合金组成满足但二次冷却的冷却结束温度超过本公开的范围的A-6和C-5的情况下或在其中二次冷却的冷却速率不落在本公开的范围内的E-3的情况下，可以看出抗拉强度是相对低的。此外，作为观察各试样的中心部分的显微组织的结果，在满足本公开的合金组成和工艺条件的A-1、A-2、A-3、B-1、B-2、B-3、C-1、C-2、D-1、D-2、E-1和E-2的情况下，可以看出贝氏体铁素体形成在中心部分中，而在A-6、C-5和E-3的情况下，可以看出粒状铁素体形成为基体组织。即，可以看出，为了确保本公开的预期高强度特性，将中心部分的基体组织形成为贝氏体铁素体是有效的。
在不满足本公开的合金组成的F-1、G-1、H-1和I-1的情况下，可以看出即使满足本公开的工艺条件，抗拉强度也是相对低的，并且本公开中预期的高强度特性无法得到确保。
因此，在满足本公开的合金组成和工艺条件的实施例的情况下，可以看出，通过确保高强度特性和-70℃或更低的NDT温度可以有效地确保高强度特性和脆性断裂抗力。
虽然以上已经示出和描述了示例性实施方案，但是对于本领域技术人员明显的是，可以在不脱离如由所附权利要求限定的本公开的范围的情况下进行修改和变化。

Claims (14)

1.一种具有优异的脆性断裂抗力的结构钢，所述结构钢按重量％计包含，
0.02％至0.12％的碳(C)、0.01％至0.8％的硅(Si)、1.5％至2.5％的锰(Mn)、0.005％至0.5％的铝(Al)、0.02％或更少的磷(P)、0.01％或更少的硫(S)、0.0015％至0.015％的氮(N)、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，
其中外侧的表面层部分和内侧的中心部分沿厚度方向在显微组织上彼此区分，所述表面层部分包含回火贝氏体作为基体组织，所述中心部分包含贝氏体铁素体作为基体组织，以及基于海军研究实验室(NRL)落锤试验的无延性转变(NDT)温度为-70℃或更低。
2.根据权利要求1所述的结构钢，其中所述表面层部分包括在所述钢的上部中的上表面层部分和在所述钢的下部中的下表面层部分，并且所述上表面层部分和所述下表面层部分各自的厚度为所述钢的厚度的3％至10％。
3.根据权利要求1所述的结构钢，其中所述表面层部分还包含新鲜马氏体作为第二组织，并且所述表面层部分以95面积％或更大的分数包含所述回火贝氏体和所述新鲜马氏体。
4.根据权利要求3所述的结构钢，其中所述表面层部分还包含奥氏体作为残余组织，并且所述表面层部分以5面积％或更小的分数包含所述奥氏体。
5.根据权利要求1所述的结构钢，其中所述中心部分以95面积％或更大的分数包含所述贝氏体铁素体。
6.根据权利要求1所述的结构钢，其中所述表面层部分的平均晶粒尺寸为3μm或更小，不包括0μm。
7.根据权利要求1所述的结构钢，其中所述中心部分的平均晶粒尺寸为5μm至20μm。
8.根据权利要求1所述的结构钢，按重量％计还包含选自以下的一者或更多者：0.01％至2.0％的镍(Ni)、0.01％至1.0％的铜(Cu)、0.01％至1.0％的铬(Cr)、0.01％至1.0％的钼(Mo)、0.005％至0.1％的钛(Ti)、0.005％至0.1％的铌(Nb)、0.005％至0.3％的钒(V)、0.0005％至0.004％的硼(B)、以及0.006％或更少的钙(Ca)。
9.根据权利要求1所述的结构钢，其中所述表面层部分的高角度晶界分数为45％或更大。
10.一种用于制造具有优异的脆性断裂抗力的结构钢的方法，所述方法包括：
在1050℃至1250℃的温度范围内对板坯进行再加热，所述板坯按重量％计包含0.02％至0.12％的碳(C)、0.01％至0.8％的硅(Si)、1.5％至2.5％的锰(Mn)、0.005％至0.5％的铝(Al)、0.02％或更少的磷(P)、0.01％或更少的硫(S)、0.0015％至0.015％的氮(N)、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质；
在Tnr℃至1150℃的温度范围内对所述板坯进行粗轧以提供粗轧棒材；
以5℃/秒或更高的冷却速率将所述粗轧棒材一次冷却至Ms℃至Bs℃的温度范围；
将经一次冷却的粗轧棒材保持为使得其表面层部分通过热回收再加热至(Ac1+40℃)至(Ac3-5℃)的温度范围；
对经热回收处理的粗轧棒材进行精轧；以及
以5℃/秒或更高的冷却速率将经精轧的钢二次冷却至200℃至500℃的温度范围。
11.根据权利要求10所述的用于制造具有优异的脆性断裂抗力的结构钢的方法，其中所述板坯按重量％计还包含选自以下的一者或两者或更多者：0.01％至2.0％的镍(Ni)、0.01％至1.0％的铜(Cu)、0.01％至1.0％的铬(Cr)、0.01％至1.0％的钼(Mo)、0.005％至0.1％的钛(Ti)、0.005％至0.1％的铌(Nb)、0.005％至0.3％的钒(V)、0.0005％至0.004％的硼(B)、以及0.006％或更少的钙(Ca)。
12.根据权利要求10所述的用于制造具有优异的脆性断裂抗力的结构钢的方法，其中所述粗轧棒材紧接在粗轧之后通过水冷却进行一次冷却。
13.根据权利要求10所述的用于制造具有优异的脆性断裂抗力的结构钢的方法，其中所述一次冷却基于所述粗轧棒材的表面层部分的温度在Ae3+100℃或更低的温度下开始。
14.根据权利要求10所述的用于制造具有优异的脆性断裂抗力的结构钢的方法，其中所述粗轧棒材在Bs℃至Tnr℃的温度范围内进行精轧。
CN201980084416.7A 2018-12-19 2019-12-13 具有优异的脆性断裂抗力的结构钢和用于制造其的方法 Active CN113227426B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180165147A KR102200224B1 (ko) 2018-12-19 2018-12-19 취성파괴 저항성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법
KR10-2018-0165147 2018-12-19
PCT/KR2019/017728 WO2020130515A2 (ko) 2018-12-19 2019-12-13 취성파괴 저항성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113227426A true CN113227426A (zh) 2021-08-06
CN113227426B CN113227426B (zh) 2023-07-07

Family

ID=71101379

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201980084416.7A Active CN113227426B (zh) 2018-12-19 2019-12-13 具有优异的脆性断裂抗力的结构钢和用于制造其的方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20220042146A1 (zh)
EP (1) EP3901306B1 (zh)
JP (1) JP7348947B2 (zh)
KR (1) KR102200224B1 (zh)
CN (1) CN113227426B (zh)
WO (1) WO2020130515A2 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102200222B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-08 주식회사 포스코 냉간 벤딩성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100833076B1 (ko) * 2006-12-22 2008-05-27 주식회사 포스코 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
WO2014162680A1 (ja) * 2013-04-04 2014-10-09 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN104619876A (zh) * 2012-09-13 2015-05-13 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH064903B2 (ja) * 1985-04-09 1994-01-19 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法
JP3348359B2 (ja) * 1992-03-26 2002-11-20 新日本製鐵株式会社 アレスト性能の優れた構造用鋼とその製造方法
JP2760713B2 (ja) * 1992-09-24 1998-06-04 新日本製鐵株式会社 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法
JP3544606B2 (ja) * 1997-06-30 2004-07-21 旭エンジニアリング株式会社 連続式真空乾燥装置と方法
JP2002020835A (ja) 2000-05-02 2002-01-23 Nippon Steel Corp 脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材およびその製造方法
US8685182B2 (en) * 2009-06-11 2014-04-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel pipe and producing method thereof
JP6004903B2 (ja) * 2011-11-14 2016-10-12 山九株式会社 大型の円環形状物品の輸送用トレーラ
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
JP6123713B2 (ja) 2014-03-17 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉熱延鋼帯およびその製造方法
KR101819356B1 (ko) * 2016-08-08 2018-01-17 주식회사 포스코 취성균열전파 저항성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
KR101917456B1 (ko) 2016-12-22 2018-11-09 주식회사 포스코 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100833076B1 (ko) * 2006-12-22 2008-05-27 주식회사 포스코 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
CN104619876A (zh) * 2012-09-13 2015-05-13 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
WO2014162680A1 (ja) * 2013-04-04 2014-10-09 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN105121684A (zh) * 2013-04-04 2015-12-02 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
余伟等: "《热轧钢材的组织性能控制 原理、工艺与装备》", 31 October 2016, pages: 102 *

Also Published As

Publication number Publication date
US20220042146A1 (en) 2022-02-10
KR102200224B1 (ko) 2021-01-08
EP3901306B1 (en) 2023-10-04
JP2022513269A (ja) 2022-02-07
EP3901306A4 (en) 2021-10-27
CN113227426B (zh) 2023-07-07
JP7348947B2 (ja) 2023-09-21
WO2020130515A3 (ko) 2020-08-27
WO2020130515A2 (ko) 2020-06-25
EP3901306A2 (en) 2021-10-27
KR20200076791A (ko) 2020-06-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US20190024206A1 (en) Steel material having excellent hydrogen-induced cracking (hic) resistance for pressure vessel and manufacturing method therefor
JP6807690B2 (ja) 角形鋼管
JP6354572B2 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP2017115200A (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
CN109923237B (zh) 具有优异的抗氢致开裂性的压力容器钢及其制造方法
CA3121217A1 (en) Steel plate having excellent heat affected zone toughness and method for manufacturing thereof
US11572600B2 (en) Structural steel having excellent brittle crack propagation resistance, and manufacturing method therefor
US11591677B2 (en) High-strength structural steel material having excellent fatigue crack propagation inhibitory characteristics and manufacturing method therefor
CN113227425B (zh) 具有优异的冷弯性的高强度结构钢及其制造方法
CN113227426B (zh) 具有优异的脆性断裂抗力的结构钢和用于制造其的方法
JP6421638B2 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP2017186594A (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
CN114008232B (zh) 具有优异耐腐蚀性的结构用高强度钢及其制造方法
JP6327186B2 (ja) 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
KR101615029B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP7266673B2 (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材の鋼板及びその製造方法
JP7535028B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR101505278B1 (ko) 원유탱크용 강재 및 그 제조방법
KR20140042105A (ko) 원유탱크용 강재 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
CB02 Change of applicant information
CB02 Change of applicant information

Address after: Seoul City, Korea

Applicant after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Applicant before: POSCO

TA01 Transfer of patent application right
TA01 Transfer of patent application right

Effective date of registration: 20230621

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Applicant after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul City, Korea

Applicant before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

GR01 Patent grant
GR01 Patent grant