CN114729434A - 结构用钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

根据本发明的一个方面的结构用钢材，以重量％计，所述钢材包含C：0.12～0.18％、Si：0.02～0.5％、Mn：0.6～1.6％、Sol.Al：0.002～0.06％、Nb：0.001～0.05％、V：0.001～0.06％、Ti：0.003～0.009％、Ca：0.0002～0.006％、B：0.0002～0.0005％、N：0.001～0.006％、P：0.02％以下、S：0.003％以下、余量中的Fe和不可避免的杂质，并且满足以下关系式1，微细组织包含主相为铁素体、第二相为珠光体、余量为硬组织的复合组织，所述铁素体的平均晶粒大小可为20μm以下。[关系式1][N]‑0.3*[Ti]‑0.1*[Nb]≤0.001(wt％)在所述关系式1中，[N]、[Ti]和[Nb]分别表示钢材中包含的N、Ti和Nb的含量(重量％)。

Description

结构用钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种结构用钢材及其制造方法。具体地，本发明涉及一种塑性变形后的低温冲击韧性优异的结构用正火热处理厚钢板及其制造方法。
背景技术
对于船舶或海上工厂等大型结构物，已提出各种技术措施，以提高整个项目的经济性。
传统上，为了制作具有曲面的结构物如柱体，主要采用了焊接，但是在制作工期和成本方面存在不利因素。作为一个解决方案，开发了一种通过热弯或冷弯制作具有曲面的钢材的技术，但是如此塑性变形的钢材存在冲击韧性差导致无法提供适合于船舶或海上工厂等大型结构物的性能的技术难题。
通常，钢材塑性变形后低温冲击韧性下降的理由如下：当塑性变形施加于钢材时，微细组织中产生位错(dislocation)，以吸收变形，并出现这些位错聚集在晶界的现象。尤其，这种现象主要出现在强度低的铁素体组织中，由于位错的出现和聚集，钢材的强度处于增加的状态。然后，当施加低温冲击时，变形吸收能力容易饱和，并发生过早断裂。此外，造成塑性变形后的低温冲击韧性进一步恶化的因素可包含硬相珠光体或残余马氏体-奥氏体复合相(Retained Martensite-Austenite Constituents，MA)的形成、阻碍位错移动的固溶碳(C)和氮(N)等因素。
因此，在现有技术中，通过减少碳(C)的加入量以及加入昂贵的元素如铜(Cu)、镍(Ni)、铬(Cr)、钼(Mo)等确保了强度，但是难以将氮(N)的含量控制在特定极限值以下，因此采用了通过加入大量的钛(Ti)使固溶碳(C)和氮(N)析出的技术。然而，这些方法都需要大量加入昂贵的元素，因此在经济性方面不可取。
尤其，与通过控制热变形的制造法(Thermo-mechanical controlled process)制造的钢材相比，通过正火热处理来制造的钢材不仅组织相对粗大，而且加入相对大量的碳(C)，以确保强度，存在确保低温冲击韧性，特别是塑性变形后的低温冲击韧性方面不利的问题。因此，为了应用正火热处理以及避免加入大量的昂贵元素以确保经济性，急需引进可有效防止塑性变形后低温冲击韧性下降的钢材。
在先技术文献
专利文献1：韩国专利公开公报第10-2012-0087686号(2012.08.07.公开)
发明内容
技术问题
根据本发明的一个方面，可以提供一种塑性变形后的低温冲击韧性优异的结构用正火热处理厚钢板及其制造方法。
本发明的技术问题不限于上述的内容。对于普通技术人员而言，由本发明说明书的整体内容理解本发明的附加技术问题不会有任何困难。
技术方案
根据本发明的一个方面的结构用钢材，以重量％计，所述钢材可包含C：0.12～0.18％、Si：0.02～0.5％、Mn：0.6～1.6％、Sol.Al：0.002～0.06％、Nb：0.001～0.05％、V：0.001～0.06％、Ti：0.003～0.009％、Ca：0.0002～0.006％、B：0.0002～0.0005％、N：0.001～0.006％、P：0.02％以下、S：0.003％以下、余量中的Fe和不可避免的杂质，并且满足以下关系式1，微细组织可包含主相为铁素体、第二相为珠光体、余量为硬组织的复合组织，所述铁素体的平均晶粒大小可为20μm以下。
[关系式1]
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≤0.001(wt％)
在所述关系式1中，[N]、[Ti]和[Nb]分别表示钢材中包含的N、Ti和Nb的含量(重量％)。
所述铁素体的分数可为80面积％以上。
所述硬组织可以是选自贝氏体、岛状马氏体、渗碳体中的一种以上，所述硬组织的分数可为5面积％以下。
所述铁素体的平均晶粒大小可为大于10μm且20μm以下。
所述钢材还可包含选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种以上，Cu、Ni、Cr和Mo的合计含量可满足以下关系式2。
[关系式2]
0(wt％)＜[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≤0.08(wt％)
在所述关系式2中，[Cu]、[Ni]、[Cr]和[Mo]分别表示钢材中包含的Cu、Ni、Cr和Mo的含量(重量％)。
所述钢材的屈服强度可为310MPa以上，屈强比可为0.75以下，延伸率可为25％以上。
所述钢材的-40℃下的夏比冲击吸收能量可为200J以上。
根据本发明的一个方面的结构用钢材的制造方法，其可包含：对钢坯在1080～1250℃下进行再加热的步骤，以重量％计，所述钢坯包含C：0.12～0.18％、Si：0.02～0.5％、Mn：0.6～1.6％、Sol.Al：0.002～0.06％、Nb：0.001～0.05％、V：0.001～0.06％、Ti：0.003～0.009％、Ca：0.0002～0.006％、B：0.0002～0.0005％、N：0.001～0.006％、P：0.02％以下、S：0.003％以下、余量中的Fe和不可避免的杂质，并且满足以下关系式1；对再加热后的钢坯在800～950℃的轧制结束温度下进行控制轧制，以提供中间材料的步骤；对所述中间材料在850～950℃的温度范围下进行正火热处理1.3*t+(10～30)分钟(其中，t表示中间材料的厚度(mm))，以提供最终材料的步骤。
[关系式1]
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≤0.001(wt％)
在所述关系式1中，[N]、[Ti]和[Nb]分别表示钢坯中包含的N、Ti和Nb的含量(重量％)。
所述钢坯还可包含选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种以上，Cu、Ni、Cr和Mo的合计含量可满足以下关系式2。
[关系式2]
0(wt％)＜[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≤0.08(wt％)
在所述关系式2中，[Cu]、[Ni]、[Cr]和[Mo]分别表示钢坯中包含的Cu、Ni、Cr和Mo的含量(重量％)。
所述方法还可包含：当所述中间材料的厚度大于25mm时，所述控制轧制后以5℃/s以上的冷却速度加速冷却至750℃以下的温度的步骤。
上述技术方案并未列举本发明的全部特征，可以通过以下具体实施例更详细地理解本发明的各种特征及其优点和效果。
发明效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种结构用正火热处理厚钢板及其制造方法，不仅塑性变形后的低温冲击韧性优异，还确保了经济性。
本发明的效果不限于此，可以理解为包含普通技术人员能够从以下描述中推导出的效果。
具体实施方式
本发明涉及结构用钢材及其制造方法，下面描述本发明的优选实施方案。本发明的实施方案能够以各种方式变形实施，不应该理解为本发明的范围限于下述的实施方案。提供本实施方案是为了向本发明所属领域的普通技术人员进一步详细描述本发明。
在下文中，将更具体地描述限制本发明的合金组分的理由。除非另有特别表述，否则与合金组分相关的％和ppm以重量为准。
根据本发明的一个方面的结构用钢材，以重量％计，所述钢材可包含C：0.12～0.18％、Si：0.02～0.5％、Mn：0.6～1.6％、Sol.Al：0.002～0.06％、Nb：0.001～0.05％、V：0.001～0.06％、Ti：0.003～0.009％、Ca：0.0002～0.006％、B：0.0002～0.0005％、N：0.001～0.006％、P：0.02％以下、S：0.003％以下、余量中的Fe和不可避免的杂质，并且满足以下关系式1。
[关系式1]
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≤0.001(wt％)
在所述关系式1中，[N]、[Ti]和[Nb]分别表示钢材中包含的N、Ti和Nb的含量(重量％)。
另外，根据本发明的一个方面的结构用钢材还可包含选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种以上，Cu、Ni、Cr和Mo的合计含量可满足以下关系式2。
[关系式2]
0(wt％)＜[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≤0.08(wt％)
在所述关系式2中，[Cu]、[Ni]、[Cr]和[Mo]分别表示钢材中包含的Cu、Ni、Cr和Mo的含量(重量％)，如果没有包含该成分，则代入0％。
碳(C)：0.12～0.18％
碳(C)是能够最经济地确保钢材的强度的元素，为了这样的效果，本发明可包含0.12％以上的碳(C)。优选的碳(C)含量可大于0.12％，更优选的碳(C)含量可为0.125％以上。另外，在正火热处理钢中，碳(C)通常用作形成珠光体、渗碳体或岛状马氏体(MA)以确保拉伸强度的元素，但是本发明中为了确保塑性变形后的低温冲击韧性，优选将碳含量限制在一定范围内。这是因为，如果碳(C)含量超出一定范围，则生成大量的硬相，这些硬相在轧制材料中以带状存在，可能会造成低温冲击韧性下降。因此，在本发明中，可以将碳(C)含量的上限限制为0.18％。优选的碳(C)含量可小于0.18％，更优选的碳(C)含量可为0.17％以下。
硅(Si)：0.02～0.5％
硅(Si)是为了达到脱氧、脱硫和固溶强化目的而加入的元素，为了达到这样的效果，本发明可包含0.02％以上的硅(Si)。优选的硅(Si)含量的下限可为0.022％，更优选的硅(Si)含量的下限可为0.024％。另一方面，如果硅(Si)含量超出一定范围，则焊接性和低温冲击特性会下降，所制造的钢板表面容易氧化，可能会过度形成氧化膜。因此，在本发明中，可以将硅(Si)含量的上限限制为0.5％。优选的硅(Si)含量的上限可为0.47％，更优选的硅含量的上限可为0.44％。
锰(Mn)：0.6～1.6％
锰(Mn)是有助于固溶强化的元素，为了强度增加效果，本发明可包含0.6％以上的锰(Mn)。优选的锰(Mn)含量的下限可为0.8％，更优选的锰(Mn)含量的下限可为1.0％。但是，如果过量加入锰(Mn)，则促进钢板厚度方向中心部形成非金属夹杂物MnS，可能会造成低温冲击韧性大幅下降。因此，本发明中，可以将Mn的上限限制为1.6％。优选的硅(Si)含量的上限可为1.57％，更优选的硅(Si)含量的上限可为1.55％。
可溶铝(Sol.Al)：0.002～0.06％
铝(Al)是与硅(Si)和锰(Mn)一起在炼钢工艺中用作强脱氧剂的元素，为了达到这样的效果，本发明可包含0.002％以上的铝(Al)。优选的铝(Al)含量的下限可为0.005％，更优选的铝(Al)含量的下限可为0.01％。但是，如果过量加入铝(Al)，则脱氧效果会饱和，而作为脱氧产物所生成的氧化物夹杂物中的Al2O3的分数会不必要地大幅增加，不仅氧化物夹杂物的大小变得粗大，而且存在过度产生精炼负荷的问题。因此，在本发明中，可以将铝(Al)含量的上限限制为0.06％。优选的铝(Al)含量的上限可为0.055％，更优选的铝(Al)含量的上限可为0.05％。
铌(Nb)：0.001～0.05％，
铌(Nb)在钢坯再加热时固溶于奥氏体中增加奥氏体的可硬化性，在热轧时以高温下与基底相匹配的碳氮化物形式析出而抑制再结晶，因此有助于最终组织的微细化。另外，铌(Nb)还是冷却后相变期间也会生成大小为100nm以下的微细析出物而极大地有助于增加强度的元素。因此，为了达到这样的效果，本发明可包含0.001％以上的铌(Nb)。但是，如果过量加入铌(Nb)，则不仅厚度方向中心部上容易形成粗大的析出物，而且焊接部的可硬化性不必要地增加，从而造成低温冲击韧性下降。因此，在本发明中，可以将铌(Nb)含量的上限限制为0.05％。优选的铌(Nb)含量可小于0.05％，更优选的铌(Nb)含量可为0.047％以下。
钒(V)：0.001～0.06％
钒(V)在钢坯再加热时几乎全部再固溶，因此对轧制时基于析出或固溶的强化效果没有太大贡献，但是后续回火或焊接后热处理时以非常微细的碳氮化物析出，进而提高强度。因此，为了达到这样的效果，本发明可包含0.001％以上的钒(V)。优选的钒(V)含量可大于0.001％，更优选的钒(V)含量可为0.0015％以上。但是，由于钒(V)是昂贵的元素，考虑到经济性，可以将钒含量的上限限制为0.06％。更优选的钒(V)含量的上限可为0.05％。
钛(Ti)：0.003～0.009％
钛(Ti)与钢中的氮(N)结合而形成纳米大小的氮化物，因此有效地减少钢中的固溶氮(N)量。由于加入钛(Ti)，固溶氮(N)量会减少，因此可以有效地抑制塑性变形后低温冲击韧性下降。另外，由于加入钛(Ti)，可以有效地抑制钢材表面上产生裂纹。因此，为了达到这样的目的，本发明可包含0.003％以上的钛(Ti)。优选的钛(Ti)含量可大于0.003％，更优选的钛(Ti)含量的下限可为0.004％。另一方面，如果加入的钛(Ti)超出一定含量，则作为开裂起始点的粗大的六面体形式的TiN析出物分数会增加，从而造成低温冲击韧性下降。因此，在本发明中，可以将钛(Ti)含量的上限限制为0.009％。优选的钛(Ti)含量可小于0.009％，更优选的钛(Ti)含量可为0.008％以下。
钙(Ca)：0.0002～0.006％
钙(Ca)与非金属夹杂物MnS的S结合而抑制MnS的生成，同时形成球状的CaS，从而发挥抑制氢致开裂裂纹的效果。因此，为了达到这样的目的，本发明可包含0.0002％以上的钙(Ca)。优选的钙(Ca)含量的下限可为0.0003％，更优选的钙(Ca)含量的下限可为0.0005％。但是，如果过量加入钙(Ca)，则剩余的钙(Ca)与氧(O)结合而形成粗大的氧化物夹杂物，这样的氧化物夹杂物在后续的轧制工艺中延伸和断裂，可能会提高开裂敏感性。因此，在本发明中，可以将钙(Ca)含量的上限限制为0.006％。优选的钙(Ca)含量的上限可为0.005％，更优选的钙(Ca)含量的上限可为0.004％。
硼(B)：0.0002～0.0005％
硼(B)是典型的可硬化性改善元素，只需加入少量，即可在奥氏体晶界处偏析，具有强烈抑制冷却时铁素体成核的效果。也就是说，由于加入硼(B)，铁素体转变开始温度大幅降低，进而铁素体的生长速度降低，因此可以有效地实现最终铁素体的微细化。另外，由于本发明伴有正火热处理，当考虑正火热处理温度下再生的奥氏体晶粒大小时，用于抑制铁素体成核的硼(B)含量的最少量可为0.0002％。优选的硼(B)含量可为0.0003％以上。但是，如果加入的硼(B)超出一定量，则可硬化性大幅增加，不仅在母材，而且在后续的焊接热影响区代替珠光体形成贝氏体，或者在偏析区生成马氏体的可能性变高，因此可能会出现低温冲击韧性下降的问题。因此，在本发明中，可以将硼(B)含量的上限限制为0.0005％。优选的硼(B)含量可为0.0004％以下。
氮(N)：0.001～0.006％
氮(N)与加入的铌(Nb)和钛(Ti)一起形成析出物使得钢的晶粒微细化，并提高母材的强度和韧性。因此，为了达到这样的目的，本发明可包含0.001％以上的氮(N)。优选的氮(N)含量可为0.0015％以上，更优选的氮(N)含量可为0.002％以上。但是，如果过量加入氮(N)，则固溶量增加，进而钢材的变形吸收能力容易饱和，因此带来脆性。因此，在本发明中，可以将氮(N)含量的上限限制为0.006％。优选的氮(N)含量的上限可为0.0055％，更优选的氮(N)含量的上限可为0.005％。
另外，在本发明中，可以限制氮(N)、钛(Ti)和铌(Nb)的相对含量范围，如以下关系式1所示。
[关系式1]
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≤0.001(wt％)
在所述关系式1中，[N]、[Ti]和[Nb]分别表示钢材中包含的N、Ti和Nb的含量(重量％)。
固溶的氮(N)固定于位错而阻碍位错的移动，因而可能会造成钢材的低温冲击韧性下降。因此，为了减少固溶氮(N)量，不仅需要炼钢时尽可能降低氮(N)含量，还需考虑与氮(N)发生反应生成析出物的元素钛(Ti)和铌(Nb)的含量来控制氮(N)的含量。也就是说，本发明通过关系式1限制氮(N)、钛(Ti)和铌(Nb)的相对含量范围，从而可以将固溶氮(N)含量限制在最佳水平。由关系式1导出的固溶氮(N)含量可为0.001wt％以下，更优选地可为0wt％以下。
磷(P)：0.02％以下
磷(P)对钢的强度增加有些贡献，但是因晶界处偏析而造成低温韧性大幅下降，因此优选将其含量控制成尽可能低。但是，由于磷(P)不仅是不可避免混入的杂质元素，而且在炼钢工艺中完全去除磷需要很大成本，因而在本发明中，可以将磷(P)含量的上限限制为0.02％。
硫(S)：0.003％以下
硫(S)与锰(Mn)结合在钢板厚度中心部生成MnS夹杂物，从而造成低温冲击韧性下降，被认为是促进氢致开裂的产生及传播的典型因素。因此，为了确保钢材的低温冲击韧性和抗氢致开裂性，优选将硫(S)的含量控制成尽可能低。但是，由于硫(S)不仅是不可避免混入的杂质元素，而且在炼钢工艺中完全去除硫需要很大成本，因而在本发明中，可以将硫(S)含量的上限限制为0.003％。优选的硫(S)含量的上限可为0.002％。
铜(Cu)、镍(Ni)、铬(Cr)和钼(Mo)的合计含量：0.08％以下
铜(Cu)通过固溶和析出，可以大大提高钢材的强度，具有潮湿的硫化氢环境下抑制钢材腐蚀的效果。但是，由于铜(Cu)不仅是昂贵的元素，而且加入铜(Cu)时会引起表面裂纹，因此本发明中不会有意加入铜(Cu)。
镍(Ni)对钢材的强度增加效果不大，但是对提高低温冲击韧性有效。然而，由于镍(Ni)是昂贵的元素，本发明中不会有意加入镍(Ni)。
铬(Cr)对基于固溶的强度增加效果很小，但是具有通过减缓回火或焊接后热处理期间的渗碳体分解速度来防止强度降低的效果。然而，由于铬(Cr)是昂贵的元素，本发明中不会有意加入铬(Cr)。
类似于铬(Cr)，钼(Mo)是对防止回火或焊接后热处理期间的强度下降有效的合金元素，而且是有助于有效防止磷(P)等杂质的晶界处偏析所导致的低温冲击韧性下降的元素。但是，钼(Mo)也是昂贵的元素，本发明中不会有意加入铬(Cr)。
也就是说，如以下关系式2所示，在本发明中，将铜(Cu)、镍(Ni)、铬(Cr)和钼(Mo)的合计含量限制为0.08％以下，以确保经济性，除了这些成分以外，通过控制其他成分和工艺条件，同时可以确保一定程度以上的强度和低温冲击韧性。优选的铜(Cu)、镍(Ni)、铬(Cr)和钼(Mo)的合计含量可为0.06％以下，更优选的铜(Cu)、镍(Ni)、铬(Cr)和钼(Mo)的合计含量可为0.04％以下。另外，关系式2中铜(Cu)、镍(Ni)、铬(Cr)和钼(Mo)的合计含量规定为大于0％，并不表示这些成分是有意加入的，而是考虑了炼钢工艺中不可避免混入的含量。
[关系式2]
0(wt％)＜[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≤0.08(wt％)
在所述关系式2中，[Cu]、[Ni]、[Cr]和[Mo]分别表示钢材中包含的Cu、Ni、Cr和Mo的含量(重量％)。
除了上述的成分以外，根据本发明的一个方面的结构用钢材可包含余量中的Fe和其他不可避免的杂质。但是，常规钢材制造工艺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。这些杂质是本技术领域的普通技术人员都知道的杂质，因此相关的所有内容本说明书中不再赘述。此外，不完全排除加入上述成分以外的有效成分。
根据本发明的一个方面的结构用钢材，其微细组织可具有主相为铁素体、第二相为珠光体、余量为硬组织的复合组织。
作为主相的铁素体的分数为80面积％以上，对其上限没有特别限制。为了确保钢材的强度和低温冲击韧性，铁素体的平均晶粒大小优选为20μm以下，更优选的铁素体的平均晶粒大小可为18μm以下。对铁素体的平均晶粒大小的下限没有特别限制，但是本发明的钢材是采用正火热处理来制造的，因此铁素体的平均晶粒大小不可避免达到一定程度以上。因此，本发明的铁素体平均晶粒大小可大于10μm，更优选的铁素体的平均晶粒大小可大于12μm。
作为余量的硬组织可以是选自贝氏体、岛状马氏体、渗碳体中的一种以上。硬组织有助于有效提高钢材的强度，但也是造成钢材的低温冲击韧性下降的主要原因。因此，在本发明中，可以将硬组织的分数限制在5面积％以下。更优选的硬组织的分数上限可为4面积％。另外，在本发明中，对硬组织的分数下限没有特别限制，但是作为非限制性实例，可以包含3面积％以上的硬组织。
根据本发明的一个方面的结构用钢材，其屈服强度可为310MPa以上，屈强比可为0.75以上，延伸率可为25％以上，-40℃下的夏比冲击吸收能量可为200J以上。
在下文中，将更详细地描述本发明的制造方法。
根据本发明的一个方面的结构用钢材的制造方法，其可包含：对钢坯在1080～1250℃下进行再加热的步骤，以重量％计，所述钢坯包含C：0.12～0.18％、Si：0.02～0.5％、Mn：0.6～1.6％、Sol.Al：0.002～0.06％、Nb：0.001～0.05％、V：0.001～0.06％、Ti：0.003～0.009％、Ca：0.0002～0.006％、B：0.0002～0.0005％、N：0.001～0.006％、P：0.02％以下、S：0.003％以下、余量中的Fe和不可避免的杂质，并且满足以下关系式1，所述钢坯还包含选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种以上，Cu、Ni、Cr和Mo的合计含量满足以下关系式2；对再加热后的钢坯在800～950℃的轧制结束温度下进行控制轧制，以提供中间材料的步骤；对所述中间材料在850～950℃的温度范围下进行正火热处理1.3*t+(10～30)分钟(其中，t表示中间材料的厚度(mm))，以提供最终材料的步骤。
[关系式1]
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≤0.001(wt％)
在所述关系式1中，[N]、[Ti]和[Nb]分别表示钢坯中包含的N、Ti和Nb的含量(重量％)。
[关系式2]
0(wt％)＜[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≤0.08(wt％)
在所述关系式2中，[Cu]、[Ni]、[Cr]和[Mo]分别表示钢坯中包含的Cu、Ni、Cr和Mo的含量(重量％)。
钢坯再加热
准备具有一定组分的钢坯，在1080～1250℃的温度范围下进行再加热。由于钢坯的合金组分对应于前述的钢材的合金组分，用前述的对钢材的合金组分描述来代替对钢坯的合金组分的描述。
为了连铸时形成在钢坯中的碳化物等的再固溶，可以将钢坯再加热温度的下限限制在一定范围以上。尤其，本发明中加入钛(Ti)和铌(Nb)等，考虑到这些成分的充分再固溶，可以将钢坯再加热温度的下限限制为1080℃。但是，如果钢坯再加热温度超出一定范围，则奥氏体晶粒会形成得粗大，最终钢材的拉伸强度和低温冲击韧性等机械性能可能大幅下降。因此，在本发明中，可以将钢坯再加热温度的上限限制为1250℃。
控制轧制
对再加热后钢坯在800～950℃的轧制结束温度下进行控制轧制，从而可以提供中间材料。如果对再加热后的钢坯采用普通轧制，则由于在过高的温度下结束轧制，无法达到充分的晶粒微细化效果。另外，如果控制轧制实施至过低的温度范围，则再固溶的铌(Nb)等碳氮化物会析出，不仅后续正火热处理期间的奥氏体晶粒生长抑制效果大幅降低，而且精炼过程中生成的粗大的复合夹杂物因轧制而分割成大小较小的夹杂物或者延伸，从而造成低温冲击韧性下降。因此，考虑到这些情况，在本发明中，钢坯轧制时采用控制轧制，但轧制结束温度可以限制在800～950℃的范围。
另外，本发明的制造方法还可包含：当中间材料的厚度大于25mm时，所述控制轧制后以5℃/s以上的冷却速度加速冷却至750℃以下的温度的步骤。由于通过加速冷却采用快于空冷的冷却速度，积累变形能量的奥氏体在铁素体成核后生长受到抑制，结果会具有更微细的粒度。因此，最终正火热处理之后，晶粒微细化效果仍存在，从而可以得到同时提高强度和韧性的结果。
正火热处理
对完成轧制的中间材料在850～950℃的温度范围下进行正火热处理1.3*t+(10～30)分钟(其中，t表示中间材料的厚度(mm))，从而可以提供最终材料。为了确保固溶溶质元素的再固溶带来的钢材强度，可以将正火热处理温度的下限限制为850℃。此外，为了防止晶粒生长导致的低温冲击韧性的下降，可以将正火热处理温度的上限限制为950℃。另外，如果正火热处理时间过短，则难以实现组织的同质化，而如果正火热处理时间过长，则从生产率方面考虑不优选。因此，在本发明中，可以将正火热处理时间限制为1.3*t+(10～30)分钟(其中，t表示中间材料的厚度(mm))。
通过上述的制造方法制造的钢材，其微细组织可具有主相为铁素体、第二相为珠光体、余量为硬组织的复合组织，铁素体的分数可为80面积％以上，硬组织的分数可为5％以下。硬组织可以是选自贝氏体、岛状马氏体、渗碳体中的一种以上。
另外，通过上述的制造方法制造的钢材，其屈服强度可为310MPa以上，屈强比可为0.75以上，延伸率可为25％以上，-40℃下的夏比冲击吸收能量可为200J以上。
实施发明的方式
在下文中，将通过实施例进一步详细描述本发明。然而，需要注意的是，下述实施例只是意在进一步具体例示本发明，并不意在限制本发明的权利范围。
(实施例)
准备具有如下表1和表2所示合金组分的钢坯，在下表3的条件下实施钢坯再加热、控制轧制和正火热处理，以制造试样。
【表1】
Figure BDA0003673108920000151
【表2】
Figure BDA0003673108920000161
【表3】
Figure BDA0003673108920000162
对每个试样分析微细组织，并检测机械性能，其结果示于下表4中。对于各试样的微细组织，按照ASTM E3标准制备试样后，依据ASTM E407标准进行蚀刻，并按照ASTM E1245标准分析微细组织的种类和分数等。对于拉伸实验，按照ASTM E8标准在常温下实施。对于夏比冲击吸收能量，利用ASTM E23标准的条件在-40℃下进行检测。另外，观察各试样表面上的裂纹产生与否，当产生深度为0.1mm以上的表面裂纹时，用○来表示。
【表4】
Figure BDA0003673108920000171
如表1至表4所示，在满足本申请发明中限制的合金组分和工艺条件的试样1至3的情况下，满足本申请发明的目标微细组织和机械性能，而没有满足本申请发明中限制的合金组分和工艺条件中的任何一种以上的试样4至11没有满足本申请发明的目标微细组织或机械性能。
在上文中，通过实施例详细描述了本发明，但是通过其他形式的实施例也能实施本发明。因此，权利要求书中各权利要求的技术思想和范围不限于上述实施例。

Claims (10)

1.一种结构用钢材，其中，
以重量％计，所述钢材包含C：0.12～0.18％、Si：0.02～0.5％、Mn：0.6～1.6％、Sol.Al：0.002～0.06％、Nb：0.001～0.05％、V：0.001～0.06％、Ti：0.003～0.009％、Ca：0.0002～0.006％、B：0.0002～0.0005％、N：0.001～0.006％、P：0.02％以下、S：0.003％以下、余量中的Fe和不可避免的杂质，并且满足以下关系式1，
微细组织包含主相为铁素体、第二相为珠光体、余量为硬组织的复合组织，
所述铁素体的平均晶粒大小为20μm以下，
[关系式1]
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≤0.001(wt％)
在所述关系式1中，[N]、[Ti]和[Nb]分别表示钢材中包含的N、Ti和Nb的含量(重量％)。
2.根据权利要求1所述的结构用钢材，其中，
所述铁素体的分数为80面积％以上。
3.根据权利要求1所述的结构用钢材，其中，
所述硬组织是选自贝氏体、岛状马氏体、渗碳体中的一种以上，
所述硬组织的分数为5面积％以下。
4.根据权利要求1所述的结构用钢材，其中，
所述铁素体的平均晶粒大小为大于10μm且20μm以下。
5.根据权利要求1所述的结构用钢材，其中，
所述钢材还包含选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种以上，Cu、Ni、Cr和Mo的合计含量满足以下关系式2，
[关系式2]
0(wt％)＜[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≤0.08(wt％)
在所述关系式2中，[Cu]、[Ni]、[Cr]和[Mo]分别表示钢材中包含的Cu、Ni、Cr和Mo的含量(重量％)。
6.根据权利要求1所述的结构用钢材，其中，
所述钢材的屈服强度为310MPa以上，屈强比为0.75以下，延伸率为25％以上。
7.根据权利要求1所述的结构用钢材，其中，
所述钢材的-40℃下的夏比冲击吸收能量为200J以上。
8.一种结构用钢材的制造方法，其包含：
对钢坯在1080～1250℃下进行再加热的步骤，以重量％计，所述钢坯包含C：0.12～0.18％、Si：0.02～0.5％、Mn：0.6～1.6％、Sol.Al：0.002～0.06％、Nb：0.001～0.05％、V：0.001～0.06％、Ti：0.003～0.009％、Ca：0.0002～0.006％、B：0.0002～0.0005％、N：0.001～0.006％、P：0.02％以下、S：0.003％以下、余量中的Fe和不可避免的杂质，并且满足以下关系式1；
对再加热后的钢坯在800～950℃的轧制结束温度下进行控制轧制，以提供中间材料的步骤；
对所述中间材料在850～950℃的温度范围下进行正火热处理1.3*t+(10～30)分钟，其中，t表示中间材料的厚度(mm)，以提供最终材料的步骤，
[关系式1]
[N]-0.3*[Ti]-0.1*[Nb]≤0.001(wt％)
在所述关系式1中，[N]、[Ti]和[Nb]分别表示钢坯中包含的N、Ti和Nb的含量(重量％)。
9.根据权利要求8所述的结构用钢材的制造方法，其中，
所述钢坯还包含选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种以上，Cu、Ni、Cr和Mo的合计含量满足以下关系式2，
[关系式2]
0(wt％)＜[Cu]+[Ni]+[Cr]+[Mo]≤0.08(wt％)
在所述关系式2中，[Cu]、[Ni]、[Cr]和[Mo]分别表示钢坯中包含的Cu、Ni、Cr和Mo的含量(重量％)。
10.根据权利要求8所述的结构用钢材的制造方法，其还包含：
当所述中间材料的厚度大于25mm时，所述控制轧制后以5℃/s以上的冷却速度加速冷却至750℃以下的温度的步骤。
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