CN114423880A

CN114423880A - 低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材及其制造方法

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Publication number: CN114423880A
Application number: CN202080064258.1A
Authority: CN
Inventors: 苏泰逸; 姜相德
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2019-09-17
Filing date: 2020-09-10
Publication date: 2022-04-29
Anticipated expiration: 2040-09-10
Also published as: WO2021054672A1; EP4033002A1; KR102255821B1; KR20210032833A; EP4033002A4; US20220364193A1; JP2022548144A; JP7411072B2; CN114423880B

Abstract

本发明一方面旨在提供一种钢材及制造该钢材的方法，所述钢材作为超厚钢材，不仅具有高强度，而且低温冲击韧性和抗开裂性优异。

Description

低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种可适用于压力容器、海上结构等的钢材。更具体地，本发明涉及一种低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材及其制造方法。

背景技术

近年来，顺应海上结构物、压力容器等结构物的大型化趋势，对高强度超厚钢材的需求不断增加。此外，随着这种结构物的使用环境扩展到极寒地区，要求具有优异的低温冲击韧性，在制造结构物时采用严格加工的钢材的情况下，同时还要求具有低温应变时效冲击韧性。

如果制造超厚钢材时利用厚度相对薄的钢坯，则压下力无法充分达到厚度方向中心部。此外，根据冷却速度差，中心部和表面部的微细组织的种类和分数不同，因此物理性能上存在差异，最终难以确保厚度方向上均匀的强度。

在厚度最大为100mm的中厚钢材的情况下，一般使用厚度为300～400mm的钢坯来制造，但是在厚度大于130mm的超厚钢材的情况下，由于压下比(3∶1)限制，需要使用厚度为400mm以上的钢坯。

另一方面，为了制造高强度超厚钢材，主要采用的方法是钢中适量加入提高可硬化性的元素如Mn、Cr、Mo等，以提高钢的淬透性，并且提高强度。在这种情况下，通过钢的淬火回火处理等冷却处理，钢材内部大量产生马氏体或贝氏体等低温组织，从而可以提高钢的强度。

然而，当这种可硬化性元素过量加入时，由于碳当量(Ceq)变高，焊接前预热温度上升或者产生裂纹，因此需要控制合金成分，以免超出碳当量。

作为另一种方法，通过加入Ti和Nb等析出物元素，可以尝试基于析出强化提高强度。但是，当这些元素过量加入时，由于形成粗大的TiNbC等析出物，也存在钢的低温冲击韧性下降的问题。

根据专利文献1，为了实现厚钢材的高强度，对利用含各种成分的钢锭得到的锻造钢坯进行再加热均质化，并对均质化的钢坯进行热轧-淬火和回火(quenching andtempering)热处理，从而可以得到高强度高韧性的热轧钢板。

然而，由于该技术大量加入高价元素镍(Ni)，经济性明显降低，而且该技术与铌(Nb)一起加入铜(Cu)，可以看出没有考虑对厚钢材裂纹的敏感性。

因此，需要开发不仅具有高强度，而且低温冲击韧性优异，抗开裂性也优异的超厚钢材，以适合于海上结构物、压力容器等大型结构物。

专利文献1：韩国授权专利公报第10-1623661号

发明内容

技术问题

本发明要解决的技术问题不限于上述内容。从本说明书的整体内容可以理解本发明要解决的技术问题，对于本发明所属技术领域的普通技术人员而言，理解本发明的附加技术问题不会有任何困难。

技术方案

本发明一方面提供一种低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材，以重量％计，所述钢材包含碳(C)：0.11～0.18％、硅(Si)：0.1～0.5％、锰(Mn)：0.3～1.8％、磷(P)：0.01％以下、硫(S)：0.01％以下、铝(Al)：0.01～0.1％、铌(Nb)：0％～0.01％、铬(Cr)：0.2～1.5％、镍(Ni)：1.0～2.5％、铜(Cu)：0％～0.25％、钼(Mo)：0.25～0.80％、钒(V)：0.01～0.1％、钛(Ti)：0％～0.003％、硼(B)：0.001～0.003％、氮(N)：0.002～0.01％、余量Fe和不可避免的杂质，

由下述关系式1表示的Ceq值大于0.5且小于0.7，上述C、Mn、Cr、Mo和V的成分关系满足下述关系式2，上述Ti、Nb、Cu、Ni和N的成分关系满足下述关系式3，并且所述钢材具有130mm以上且350mm以下的厚度，

[关系式1]

Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15

[关系式2]

1.5＜C+Mn+Cr+Mo+V＜2.5

[关系式3]

[(Ti+Nb)/3.5N+(Cu/Ni)]＜1

在上述关系式1至3中，各元素表示重量含量。

本发明另一方面提供一种低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材的制造方法，其包含：准备钢坯，所述钢坯满足上述的合金成分和关系式1至3；对所述钢坯在1100～1200℃的温度范围下进行加热；对所述加热后的钢坯在1050℃以上的温度范围下进行粗轧；所述粗轧后在Ar3以上的温度下进行热精轧，以制造热轧钢板；将所述热轧钢板风冷至室温；将所述风冷后的热轧钢板再加热到Ac3以上的温度进行热处理1.9t+30分钟以上，其中，t表示钢的厚度(mm)，然后水冷至室温；以及对所述热处理后水冷的热轧钢板在550～700℃的温度范围下进行回火热处理2.3t+30分钟以上，其中，t表示钢的厚度(mm)，然后风冷至室温。

发明效果

根据本发明，可以提供钢材的整个厚度上具有均匀的强度、低温冲击韧性的超厚钢材。

另外，对于所述本发明的钢材，焊接后形成的焊接热影响区的低温冲击韧性也优异，因此具有可适用于大型结构物等的效果。

附图说明

图1示出根据本发明的一个实施例的发明例和比较例的不同温度的冲击韧性测定结果。

具体实施方式

本发明人认识到，随着海上结构物、压力容器等结构物的大型化，需要开发可以确保材料所需的物理性能的方案。

尤其，就一定厚度以上的超厚钢材而言，对具有高强度和优异的低温冲击韧性以及可确保抗开裂性的方案进行了深入研究。研究结果发现，在合金设计中，通过控制组分和部分成分之间的关系，同时优化制造条件，可以提供具有目标物理性能的超厚钢材，从而完成了本发明。

在下文中，将详细描述本发明。

根据本发明一方面的低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材，其以重量％计，可包含碳(C)：0.11～0.18％、硅(Si)：0.1～0.5％、锰(Mn)：0.3～1.8％、磷(P)：0.01％以下、硫(S)：0.01％以下、铝(Al)：0.01～0.1％、铌(Nb)：0％～0.01％、铬(Cr)：0.2～1.5％、镍(Ni)：1.0～2.5％、铜(Cu)：0％～0.25％、钼(Mo)：0.25～0.80％、钒(V)：0.01～0.1％、钛(Ti)：0％～0.003％、硼(B)：0.001～0.003％、氮(N)：0.002～0.01％。

在下文中，将详细描述如上限制本发明所提供的钢板的合金组分的理由。

另一方面，在本发明中，除非特别提及，否则各元素的含量以重量为准，组织的比例以面积为准。

碳(C)：0.11～0.18％

碳(C)是对提高钢的强度有效的元素。为了充分获得这样的效果，所述C可包含0.11％以上。但是，如果所述C含量大于0.18％，则存在大大损害母材和焊接部的低温冲击韧性的问题。

因此，所述C可包含0.11～0.18％，更有利地，可包含0.17％以下、0.15％以下。

硅(Si)：0.1～0.5％

硅(Si)是不仅用作脱氧剂，而且有利于提高钢的强度和韧性的元素。为了充分获得上述的效果，所述Si可包含0.1％以上。但是，如果所述Si含量大于0.5％，则存在钢的焊接性和低温韧性变差的疑虑。

因此，所述Si可包含0.1～0.5％。

锰(Mn)：0.3～1.8％

锰(Mn)是因固溶强化效果而有利于提高钢的强度的元素。为了充分获得该效果，所述Mn可包含0.3％以上。但是，如果所述Mn含量大于1.8％，则所述Mn与钢中的硫(S)结合而形成MnS，因此存在大大损害室温延伸率和低温韧性的问题。

因此，所述Mn可包含0.3～1.8％，更有利地，可包含0.4～1.7％。

磷(P)：0.01％以下

磷(P)是有利于提高钢的强度以及确保耐腐蚀性的元素，但是可能会大大损害钢的冲击韧性，因此优选限制为含量尽可能低。

在本发明中，即使所述P的含量最多为0.01％，在确保目标物理性能方面也没有问题，因此可以将所述P的含量限制为0.01％以下。但是，考虑到不可避免会加入，可以排除0％。

硫(S)：0.01％以下

硫(S)是与钢中的Mn结合形成MnS等而大大损害钢的冲击韧性的元素。因此，所述S优选限制为含量尽可能低。

在本发明中，即使所述S的含量最多为0.01％，在确保目标物理性能方面也没有问题，因此可以将所述S的含量限制为0.01％以下。但是，考虑到不可避免会加入，可以排除0％。

铝(Al)：0.01～0.1％

铝(Al)是可使钢水低成本脱氧的元素。此外，所述Al与钢中的N结合而形成AlN析出物，从而抑制形成BN，因此有利于使硼(B)的效果最大化。

为了充分获得上述的效果，所述Al可包含0.01％以上，但是如果所述Al含量过多大于0.1％，则连铸时导致水口堵塞，因此不可取。

因此，所述Al可包含0.01～0.1％。

铌(Nb)：0％～0.01％

铌(Nb)以NbC或Nb(C，N)的形式析出，从而大大提高母材和焊接部的强度，并且再加热到高温时，固溶的Nb抑制奥氏体的再结晶和铁素体或贝氏体的转变，从而可以获得组织微细化效果。不仅如此，所述Nb在轧制后冷却时提高奥氏体的稳定性，即使冷却速度低，也会促进生成硬质相如马氏体或贝氏体，因此有利于确保母材的强度。

然而，所述Nb是高价元素，而且与钛(Ti)一起过量加入时，加热中或焊接后热处理(PWHT)之后形成粗大的(Ti，Nb)(C，N)，将会成为大大损害低温冲击韧性的因素。

因此，当加入所述Nb时，其含量最多可为0.01％。但是，在本发明中，即使不加入所述Nb，在确保目标物理性能方面也没有问题。

铬(Cr)：0.2～1.5％

铬(Cr)是制造厚钢材时大大提高可硬化性而形成马氏体以及对确保强度有效的元素。为了充分获得这样的效果，所述Cr可加入0.2％以上。但是，所述Cr大幅增加碳当量，对焊接特性产生不良影响，因此可以将所述Cr含量限制为1.5％以下。

因此，所述Cr可包含0.2～1.5％。

镍(Ni)：1.0～2.5％

镍(Ni)是可同时提高母材的强度和低温冲击韧性的元素，为了充分获得这样的效果，所述Ni可包含1.0％以上。但是，所述Ni是高价元素，当含量大于2.5％时，存在大大降低经济性的问题。

因此，所述Ni可包含1.0～2.5％，更有利地，可包含2.3％以下。

铜(Cu)：0％～0.25％

铜(Cu)一方面最大限度避免母材的韧性下降，另一方面有利于提高强度。如果所述Cu含量过多，就会提高碳当量，不仅损害焊接性，而且大大降低产品的表面品质。

因此，当加入所述Cu时，其含量最多可为0.25％。但是，在本发明中，即使不加入所述Cu，在确保目标物理性能方面也没有问题。

钼(Mo)：0.25～0.80％

钼(Mo)具有大幅提高钢的可硬化性而抑制形成铁素体，同时引导形成贝氏体或马氏体的效果，而且有利于大大提高强度。为了充分获得这样的效果，所述Mo可加入0.25％以上。但是，所述Mo是高价元素，而且过量加入时会使焊接部的硬度过度增加，可能会损害韧性，有鉴于此，可以限制为0.80％以下。

因此，所述Mo可包含0.25～0.80％。

钒(V)：0.01～0.1％

与其他合金元素相比，钒(V)的固溶温度低，焊接时在焊接热影响区析出，具有防止强度降低的效果。对如本发明所述的超厚钢材进行焊接和焊接后热处理(PWHT)之后，如果没有充分确保强度，则通过加入0.01％以上的所述V，可以获得强度提高效果。但是，如果所述V含量大于0.1％，则MA相等硬质相的分数变高，因此存在焊接部的低温冲击韧性下降的问题。

因此，所述V可包含0.01～0.1％。

钛(Ti)：0％～0.003％

可以加入钛(Ti)，以减少钢中形成AlN析出物而产生的表面裂纹。但是，如果所述Ti含量大于0.003％，则在钢坯的再加热或回火热处理过程中形成粗大的(Ti，Nb)(C，N)碳氮化物，从而成为损害低温冲击韧性的因素。

因此，所述Ti可以限制为0.003％以下，在本发明中，即使不加入所述Ti，在确保目标物理性能方面也没有问题。

硼(B)：0.001～0.003％

硼(B)是微量加入也能提高钢的可硬化性的元素。此外，所述B引导形成马氏体相，因此有利于确保钢的强度。为了充分获得上述的效果，所述B可包含0.001％以上。但是，如果所述B含量大于0.003％，反而存在大大损害钢的低温冲击韧性的问题。

因此，所述B可包含0.001～0.003％。

氮(N)：0.002～0.01％

氮(N)与Ti一起加入时形成TiN，从而有利于抑制焊接时热影响导致的晶粒生长。当加入所述Ti时，为了充分获得上述的效果，所述N可包含0.002％以上。但是，如果所述N含量大于0.01％，就会形成粗大的TiN，进而损害低温冲击韧性，因此不可取。

另一方面，即使没有加入所述Ti，钢中也会含有所述N，如果其含量在0.002～0.01％范围内，则本发明中确保目标物理性能方面没有问题。

本发明的余量成分是铁(Fe)。但是，常规制造过程中会不可避免地混入来自原料或周围环境的意想不到的杂质，因此无法排除混入杂质。这些杂质是常规制造过程的技术人员任何人都知道的杂质，因此相关的所有内容本说明书中不再赘述。

具有上述合金组分的本发明的钢材，优选由下述关系式1表示的Ceq值满足大于0.5且小于0.7。

[关系式1]

Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15

在本发明中，为了确保目标水平的强度，加入一定量的有利于提高强度和可硬化性的元素时，对这些元素的含量进行控制，以确保高强度和优异的低温冲击韧性。

尤其，在本发明中，将C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni等加入钢中，当这些元素的含量过多时，由于碳当量(Ceq)增加，存在焊接前预热温度上升或者引起裂纹等问题。因此，优选加入为上述元素的含量满足上述关系式1。

同时，在上述的合金成分中，C、Mn、Cr、Mo和V的成分关系优选满足下述关系式2，上述Ti、Nb、Cu、Ni和N的成分关系优选满足下述关系式3。

[关系式2]

1.5＜C+Mn+Cr+Mo+V＜2.5

[关系式3]

[(Ti+Nb)/3.5N+(Cu/Ni)]＜1

在上述关系式1至3中，各元素表示重量含量。

为了确保钢的强度，含有C、Mn、Cr、Mo和V时，如果这些元素的含量过多，则MnS等非金属夹杂物在钢材厚度中心部偏析，从而析出粗大的MC(其中，M是Cr、Mo、V中的一种以上)碳化物，存在中心部的冲击韧性大大降低的疑虑。

再者，钢中过量加入Ti和Nb时，由于形成粗大的(Ti，Nb)(C，N)，大大损害低温冲击韧性，与此同时，如果Cu与Ni的含量比变大，则存在引起表面裂纹的问题。

因此，在本发明中，通过关系式2和关系式3来控制合金成分中特定元素的含量，从而确保目标高强度，同时可以提高低温冲击韧性，而且可以获得抗开裂性也提高的效果。

满足上述的合金成分和关系式1至3的本发明的钢材是厚度为130mm以上且350mm以下的超厚钢材。

对于上述本发明的超厚钢材，作为微细组织，主相可包含回火马氏体(temperedmartensite)相，并且可包含部分回火贝氏体(tempered bainite)相。

更具体地，本发明的钢材可包含整个厚度上面积分数为50％以上的回火马氏体相。例如，在所述钢材的厚度方向1/2t处、1/4t处(其中，t表示钢材厚度(mm))包含面积分数为50％以上的回火马氏体相，此时所包含的回火马氏体相的分数为100％也无妨。

当所述回火马氏体相的分数小于50％时，不仅无法确保目标水平的强度，而且存在冲击韧性变差的疑虑。

本发明的钢材可以具有从厚度方向中心部(例如，1/2t处)越往表层部(例如，1/4t处～表面)马氏体相的分数越高的趋势。

另外，在厚度中心部如厚度方向1/2t(其中，t表示钢材厚度(mm))附近，优选以厚度方向1/2t处为准上/下5mm附近，所述钢材中形成的MnS夹杂物的最大直径为100μm以下，从而具有防止粗大夹杂物导致冲击韧性降低的效果。

具有上述微细组织的本发明的钢材，在整个厚度上，例如在所述钢材的厚度方向1/2t处、1/4t处(其中，t表示钢材厚度(mm))，屈服强度为690MPa以上，拉伸强度为750MPa以上，-40℃下的夏比冲击吸收能量(CVN)值平均为50J以上，可以具有高强度和优异的低温冲击韧性。

另外，本发明的钢材在5％应变和时效热处理后-40℃下的冲击试验中冲击吸收能量值平均为30J以上，更有利为40J以上，具有应变时效中低温冲击韧性不会大大降低的效果。

对所述时效热处理没有特别限制，例如可在5％应变后250℃下热处理1小时。

另一方面，对用于大型结构物等的钢材进行焊接，以制作结构物，因此需要具有优异的焊接性。

本发明的钢材具有焊接后形成的焊接热影响区(HAZ)的低温冲击韧性优异的效果。具体地，优选确保-40℃下轧制方向上进行冲击试验时夏比冲击吸收能量值平均为30J以上，更有利为40J以上。

在下文中，将详细描述根据本发明另一方面的低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材的制造方法。

根据本发明的超厚钢材，其可以通过对本发明中提出的合金成分和成分关系式均得到满足的钢坯进行[加热-热轧-冷却-再加热-冷却-回火]的工艺来制造。

在下文中，将详细描述每个工艺的条件。

[钢坯加热]

在本发明中，优选在热轧之前，经过对钢坯加热进行均质化处理的工艺。此时，可在1100～1200℃的温度范围下进行加热工艺。

如果所述钢坯的加热温度低于1100℃，则钢坯中形成的析出物(碳氮化物)不会充分再固溶，因此热轧后的工艺中形成的析出物会减少。另一方面，如果加热温度高于1200℃，则奥氏体晶粒粗大化，存在损害钢的物理性能的疑虑。

所述钢坯可以是通过连铸得到的连铸钢坯，可以将所述连铸钢坯直接加热或者在加热所述连铸钢坯之前进行锻造，得到锻造钢坯后，再进行所述加热工艺。

具体地，所述制造方法还可包含：在所述加热之前，将所述连铸钢坯加热到Ac3温度以上后，再锻造成厚度为所述连铸钢坯初始厚度的10～50％。

本发明的最终目的在于，获得厚度为130mm以上的厚钢板，为了在热轧时有限的压下比(3∶1)内获得具有目标厚度的钢板，需要采用厚度为400mm以上的钢坯。

如上所述，本发明可以利用通过连铸得到连铸钢坯。此时，如果连铸钢坯的厚度为约600～700mm，则可以在钢坯加热前进行锻造工艺，以减小厚度。特别是，如果实施所述锻造工艺，则可使钢坯的内部空隙最小化，同时有效地减小厚度，并且在后续工艺(热轧工艺)中，可以将足够的压下力施加到厚度中心部。

[热轧]

通过对如上加热的钢坯进行热轧，可以制成热轧钢板。此时，可以对所述加热后的钢坯在1050℃以上的温度下进行粗轧后，在Ar3以上的温度下进行热精轧。

如果所述粗轧时温度低于1050℃，则存在后续热精轧时温度降低的问题。此外，如果所述热精轧时温度低于Ar3，则轧制负荷变大，存在出现表面裂纹等品质不良的疑虑。

更有利地，所述热精轧可在800～1050℃的温度范围下进行。

在本发明中，Ar3可以如下表示。

Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo+119V+124Ti-18Nb+179Al

其中，各元素表示重量含量。

[冷却和再加热(reheating)]

优选将如此制造的热轧钢板风冷至室温后，再加热到Ac3以上的温度保持一定时间。

在本发明中，通过所述再加热工艺促进生成微细的奥氏体组织，后续冷却时可形成低温转变相。

也就是说，通过对所述热轧钢板进行再加热，可以形成奥氏体组织，但是如果所述再加热温度低于Ac3，则存在热轧钢板组织变成铁素体和奥氏体的两相组织的疑虑。

因此，当所述热轧钢板再加热时，在Ac3以上的温度下，优选在830～930℃的温度范围下进行，并且优选在所述温度下保持1.9t+30分钟(其中，t表示钢的厚度(mm))以上，以使100％的奥氏体相充分形成到所述热轧钢板的中心部。

在本发明中，Ac3可以如下表示。

Ac3＝937.2-436.5C+56Si-19.7Mn-26.6Ni+38.1Mo+124.8V+136.3Ti-19.1Nb+198.4Al

其中，各元素表示重量含量。

[冷却和回火热处理]

可以将如此再加热的热轧钢板冷却至室温后，再进行回火热处理工艺，以形成回火组织。

所述冷却可以是水冷，以顺利形成低温组织相，并且可以0.5℃/秒以上的冷却速度进行冷却。其中，冷却速度以热轧钢板的厚度方向1/4t区域为准。

如果所述水冷时冷却速度小于0.5℃/秒，则存在冷却过程中形成软质相如铁素体相的疑虑。所述水冷时冷却速度越快越有利于形成低温组织相，因此对冷却速度的上限没有特别限制。但是，考虑到冷却设备，冷却速度最大可为100℃/秒。

所述水冷后的热轧钢板，其微细组织可包含低温组织相，优选包含马氏体相或贝氏体相。如此，通过包含低温组织相，可以具有高强度，但是呈现易碎的性质。

在本发明中，将所述形成低温组织相的热轧钢板加热到一定温度后保持，从而小幅降低钢的强度，并且可以确保低温下的冲击韧性。

具体地，通过对所述热轧钢板在550～700℃的温度范围下进行回火热处理2.3t+30分钟(其中，t表示钢的厚度(mm))以上，可以形成回火马氏体相或回火贝氏体相。

如果所述回火热处理时温度低于550℃，则需要长时间热处理，以充分确保回火热处理效果，因而存在经济性下降的问题。另一方面，如果温度高于700℃，则不仅强度降低效果过大，而且碳化物变得粗大化，存在冲击韧性也降低的疑虑。同时，在上述的温度范围下进行回火热处理时，如果处理时间少于2.3t+30分钟，则回火效果不充分。

将所述完成回火热处理的热轧钢板风冷至室温，由此可获得微细组织由面积分数为50％以上的回火马氏体相和剩余回火贝氏体相组成的钢材。

本发明的钢材是厚度为130mm以上且350mm以下的超厚钢材，钢材在厚度方向上具有均匀的组织，从而具有高强度和优异的低温冲击韧性，并且可以具有优异的抗开裂性。

进一步地，还可包含对本发明的超厚钢材(即，所述风冷后的热轧钢板)进行焊接的步骤，此时可通过埋弧焊(SAW)或药芯焊丝电弧焊(FCAW)方法进行焊接。作为一个实例，所述埋弧焊可在常规条件下进行，例如热输入量可为5.0KJ/cm。此外，所述药芯焊丝电弧焊也可在常规条件下进行，例如热输入量可为1.5KJ/cm。

在所述焊接之后，本发明的超厚钢材也可以具有低温冲击韧性优异的特性。

在下文中，将通过实施例更具体地描述本发明。不过需要注意，下述实施例只是意在例示本发明以更加详细地描述，并不意在限制本发明的权利范围。本发明的权利范围取决于权利要求书的内容及由此合理导出的内容。

实施发明的方式

(实施例)

将具有下表1所示的合金组分的钢水进行连铸，从而制成连铸钢坯。此时，所述连铸钢坯制造成厚度为700mm。将所述连铸钢坯加热到Ac3以上的温度，以便能够实施后续热轧工艺，然后锻造成厚度为400mm，从而制成锻造钢坯。

将所述锻造钢坯加热到1100℃后进行粗轧，然后在850℃下进行热精轧，从而获得厚度为210mm的热轧钢板。将所述热轧钢板风冷至室温后再加热(reheating)到910℃并保持，再重新水冷至室温。然后，将水冷后的热轧钢板加热到650℃并保持，实施回火热处理后风冷至室温，从而制成最终钢材。作为例外，对钢9进行回火热处理时加热到720℃并保持后风冷至室温。

此时，在所述再加热温度下保持513分钟，在所述回火热处理温度下保持744分钟。另外，所述水冷是以各钢材的中心部(1/2t区域)为准按照0.6℃/秒的冷却速度进行冷却。

【表1】

【表2】

然后，对各钢材进行微细组织观察以及机械物理性能评价。对于微细组织，用光学显微镜进行观察后，再利用EBSD设备目视区分回火马氏体(T-M)相、回火贝氏体(T-B)相，并测定各分数。此时，所述微细组织是在各钢材的厚度方向1/2t处、1/4t处分别进行测定，其结果示于下表3中。此外，观察以各钢材的厚度方向1/2t处为中心形成在上/下5mm区域的MnS夹杂物的大小(等效圆直径)，将其最大值示于下表3中。

另外，在各钢材的厚度方向1/2t处、1/4t处测定机械物理性能。此时，对于拉伸试样，沿轧制方向的垂直方向在各厚度方向处采集JIS1号规格的试样，并测定拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)和延伸率(E1)，对于冲击试样，沿轧制方向在各厚度方向处采集JIS4号规格的试样，并在-40℃下测定冲击韧性(CVN)，将其结果示于下表4中。所述冲击试验是在每个点测定3次，并示出平均值和个别值。

【表3】

【表4】

如上表3和表4所示，根据本发明中提出的合金组分、成分关系和制造条件来制造的发明例1至4在厚度方向上形成了想要的组织，因此具有高强度，并且低温冲击韧性优异。

另一方面，没有满足本发明中提出的合金组分或成分关系的比较例1至4，其低温冲击韧性非常差。

在这些比较例中，Cr含量不充分的比较例1是钢的淬透性大大降低，因此低温冲击韧性差。此外，过量含有Ti的比较例2和3是钢中形成的TiN或(Ti，Nb)(C，N)析出物起到裂纹扩展作用，由于在中心部形成粗大的MnS夹杂物，低温冲击韧性非常差。

在比较例4的情况下，满足本发明中提出的合金组分，而关系式1超出本发明，虽然显示出类似于比较例1至3的拉伸强度，但是中心部冲击韧性较差。

另外，比较例5是合金设计满足本发明，但是回火热处理时温度过高。对于比较例5，在再加热和冷却工艺(淬火工艺)之后，钢中积累的位错在回火热处理中松弛发生软化的程度随着温度升高而增加，钢中析出的碳化物也是随着温度增加而粗大化，因此强度和冲击韧性非常差。

另一方面，对所述各钢材进行了应变时效热处理，然后在厚度方向1/4t处采集冲击试样，并在-40℃下测定冲击韧性(CVN)，将其结果示于下表5中，此时，所述应变时效热处理是在5％的应变后，在250℃下进行时效热处理1小时。

另外，对所述各钢材以1.5KJ/cm的热输入量进行药芯焊丝电弧焊之后，在焊接热影响区采集冲击试样，并在-40℃下测定冲击韧性(CVN)，将其结果一并示于下表5中。

所述各冲击试验是在每个点测定3次，并示出平均值和个别值。

【表5】

如上表5所示，根据本发明的发明例1至4，在应变时效热处理后，不仅低温冲击韧性优异，而且焊接后焊接热影响区的冲击韧性没有降低。

另一方面，比较例1至3和比较例5是应变时效热处理后母材的低温冲击韧性大大降低，焊接后焊接热影响区的冲击韧性也大大降低。在比较例4的情况下，应变时效热处理前母材的低温冲击韧性良好，但是应变时效热处理后低温冲击韧性降低，特别是焊接后焊接热影响区的冲击韧性大大降低。

图1示出对发明例1和比较例1及4的钢材在0℃、-20℃、-40℃、-60℃下进行冲击试验后的结果。此时，通过如上所述的同一方法，在厚度方向1/4t处采集冲击试样。

如图1所示，发明例1在-60℃的超低温下也测定出冲击韧性为150J以上。相比之下，比较例1和4呈现出越往低温冲击韧性大大降低的趋势。

Claims

1.一种低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材，其中，

以重量％计，所述钢材包含碳(C)：0.11～0.18％、硅(Si)：0.1～0.5％、锰(Mn)：0.3～1.8％、磷(P)：0.01％以下、硫(S)：0.01％以下、铝(Al)：0.01～0.1％、铌(Nb)：0％～0.01％、铬(Cr)：0.2～1.5％、镍(Ni)：1.0～2.5％、铜(Cu)：0％～0.25％、钼(Mo)：0.25～0.80％、钒(V)：0.01～0.1％、钛(Ti)：0％～0.003％、硼(B)：0.001～0.003％、氮(N)：0.002～0.01％、余量Fe和不可避免的杂质，

由下述关系式1表示的Ceq值大于0.5且小于0.7，

上述C、Mn、Cr、Mo和V的成分关系满足下述关系式2，上述Ti、Nb、Cu、Ni和N的成分关系满足下述关系式3，并且所述钢材具有130mm以上且350mm以下的厚度，

[关系式1]

Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15

[关系式2]

1.5＜C+Mn+Cr+Mo+V＜2.5

[关系式3]

[(Ti+Nb)/3.5N+(Cu/Ni)]＜1

在上述关系式1至3中，各元素表示重量含量。

2.根据权利要求1所述的低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材，其中，

所述钢材作为微细组织包含面积分数为50％以上的回火马氏体相和剩余回火贝氏体相。

3.根据权利要求1所述的低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材，其中，

所述钢材在厚度中心部MnS夹杂物的最大直径为100μm以下。

4.根据权利要求1所述的低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材，其中，

所述钢材的屈服强度为690MPa以上，拉伸强度为750MPa以上，-40℃下的夏比冲击吸收能量值平均为50J以上。

5.根据权利要求1所述的低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材，其中，

所述钢材在5％应变和时效热处理后-40℃下冲击试验时冲击吸收能量值平均为30J以上。

6.根据权利要求1所述的低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材，其中，

所述钢材在焊接后形成的焊接热影响区(HAZ)的-40℃下的夏比冲击吸收能量值平均为30J以上。

7.一种低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材的制造方法，其包含：

准备钢坯，以重量％计，所述钢坯包含碳(C)：0.11～0.18％、硅(Si)：0.1～0.5％、锰(Mn)：0.3～1.8％、磷(P)：0.01％以下、硫(S)：0.01％以下、铝(Al)：0.01～0.1％、铌(Nb)：0％～0.01％、铬(Cr)：0.2～1.5％、镍(Ni)：1.0～2.5％、铜(Cu)：0％～0.25％、钼(Mo)：0.25～0.80％、钒(V)：0.01～0.1％、钛(Ti)：0％～0.003％、硼(B)：0.001～0.003％、氮(N)：0.002～0.01％、余量Fe和不可避免的杂质，由下述关系式1表示的Ceq值大于0.5且小于0.7，上述C、Mn、Cr、Mo和V的成分关系满足下述关系式2，上述Ti、Nb、Cu、Ni和N的成分关系满足下述关系式3；

对所述钢坯在1100～1200℃的温度范围下进行加热；

对所述加热后的钢坯在1050℃以上的温度范围下进行粗轧；

所述粗轧后在Ar3以上的温度下进行热精轧，以制造热轧钢板；

将所述热轧钢板风冷至室温；

将所述风冷后的热轧钢板再加热到Ac3以上的温度进行热处理1.9t+30分钟以上，其中，t表示钢的厚度(mm)，然后水冷至室温；以及

对所述热处理后水冷的热轧钢板在550～700℃的温度范围下进行回火热处理2.3t+30分钟以上，其中，t表示钢的厚度(mm)，然后风冷至室温，

[关系式1]

Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15

[关系式2]

1.5＜C+Mn+Cr+Mo+V＜2.5

[关系式3]

[(Ti+Nb)/3.5N+(Cu/Ni)]＜1

在上述关系式1至3中，各元素表示重量含量。

8.根据权利要求7所述的制造方法，其还包含：

在所述钢坯加热之前，锻造成厚度为所述钢坯厚度的10～50％。

9.根据权利要求7所述的制造方法，其中，

所述再加热是在830～930℃的温度范围下进行。

10.根据权利要求7所述的制造方法，其中，

所述水冷是以0.5℃/秒以上的冷却速度进行。

11.根据权利要求7所述的制造方法，其还包含：

对所述回火热处理后风冷的热轧钢板进行焊接。