具有优异的低温韧性的高强度高锰钢及其制造方法

摘要

本发明的一个方面涉及具有优异的低温韧性的高强度高锰钢，所述高强度高锰钢按照重量％计包含：4.3％至5.7％的锰(Mn)、0.015％至0.055％的碳(C)、0.015％至0.05％的硅(Si)、0.6％至1.7％的铝(Al)、0.01％至0.1％的铌(Nb)、0.015％至0.055％的钛(Ti)、0.001％至0.005％的硼(B)、0.03％或更少的磷(P)、0.02％或更少的硫(S)，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，其中其显微组织按照体积百分比计包含40％至60％的马氏体和40％至60％的回火马氏体。

权利要求

1.一种具有优异的低温韧性的高强度高锰钢，所述高强度高锰钢按照重量百分比(重量％)计包含：

4.3％至5.7％的锰(Mn)、0.015％至0.055％的碳(C)、0.015％至0.05％的硅(Si)、

0.6％至1.7％的铝(Al)、0.01％至0.1％的铌(Nb)、0.015％至0.055％的钛(Ti)、0.001％至

0.005％的硼(B)、0.03％或更少的磷(P)、0.02％或更少的硫(S)，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，其中所述高强度高锰钢的显微组织按照体积百分比计包含40％至60％的马氏体和

40％至60％的回火马氏体，以及

其中所述马氏体和所述回火马氏体的平均晶粒尺寸为15μm或更小。

2.根据权利要求1所述的高强度高锰钢，还包含：

钨(W)：0.5％或更少，且不包括0％。

3.根据权利要求1所述的高强度高锰钢，所述高强度高锰钢具有550兆帕(MPa)或更大的屈服强度和650MPa或更大的抗拉强度。

4.根据权利要求1所述的高强度高锰钢，所述高强度高锰钢的延性-脆性转变温度(DBTT)为-60摄氏度或更低。

5.根据权利要求1所述的高强度高锰钢，所述高强度高锰钢的延伸率为12％或更大。

6.一种制造具有优异的低温韧性的高强度高锰钢的方法，所述方法包括：加热板坯，所述板坯按照重量百分比(重量％)计包含：4.3％至5.7％的锰(Mn)、

0.015％至0.055％的碳(C)、0.015％至0.05％的硅(Si)、0.6％至1.7％的铝(Al)、0.01％至

0.1％的铌(Nb)、0.015％至0.055％的钛(Ti)、0.001％至0.005％的硼(B)、0.03％或更少的磷(P)、0.02％或更少的硫(S)，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，以及对经加热的板坯进行热轧以获得热轧钢板；

以在Ar3至200℃的温度区间内冷却速率大于或等于3摄氏度/秒(℃/秒)的方式使所述热轧钢板冷却；以及进行临界区退火过程，其中将经冷却的热轧钢板在((Ac1+Ac3)/2+30℃)至((Ac1+Ac3)/2-30℃)的温度范围内加热，然后冷却。

7.根据权利要求6所述的方法，其中所述板坯还包含钨(W)：0.5％或更少，且不包括

0％。

8.根据权利要求6所述的方法，其中所述对经加热的板坯进行热轧以获得热轧钢板以这样的方式进行：将所述板坯加热至1050℃至1200℃的温度范围，然后终轧温度为700℃至

950℃。

9.根据权利要求6所述的方法，其中在所述临界区退火过程中，以3℃/秒或更高的冷却速率进行所述冷却。

10.根据权利要求6所述的方法，其中在所述临界区退火过程中，所述加热后的保持时间为(1.3t+10)分钟至(1.3t+50)分钟，其中t为所述热轧钢板的以毫米为单位测量的厚度。

说明书

具有优异的低温韧性的高强度高锰钢及其制造方法

技术领域

[0001] 本公开涉及用于结构钢的具有优异的低温韧性的高强度高锰钢。

背景技术

[0002] 已知因为由随着温度的降低发生的延性-脆性转变而导致马氏体结构钢的韧性迅速降低，具有高强度的马氏体结构钢在低温下难以用作结构钢。在其化学组成中包含大量锰的高锰钢的情况下，由于其中断裂韧性最差的占主导的晶界脆化，因此高锰钢的使用受到限制。

[0003] 通常，高硬度钢包含大量的碳和大量的合金元素，并且淬火过程对于确保能够提供足够强度的马氏体组织是必需的。

[0004] 然而，当钢板的厚度增加时，确保厚钢板的中心部分的高冷却速率变得更加困难。因此，提高了改善淬透性的合金元素的含量。

[0005] 锰(改善淬透性的合金元素)可以以低成本改善淬透性。然而，由于因锰引起的晶界脆化，因此锰的使用受到限制。此外，主要使用诸如铬、钼、镍等的高成本元素使得制造成本增加。

[0006] 通常，9Ni钢是广泛用作低温结构钢的典型的高强度钢。例如，专利文件1公开了使用淬火-回火(QT)方法或直接淬火-回火(DQ-T)方法制造厚度为40毫米(mm)或更大的9Ni钢的方法。

[0007] 虽然9Ni钢在由于高含量镍(Ni)的高淬透性而确保足够的马氏体显微组织和高强度以及达到母体材料的延性-脆性转变温度(ductile-brittle transition temperature，DBTT)方面是有利的，但是Ni价格可能过高和易挥发，使得一直存在对于开发替代钢的需求。

[0008] 此外，随着建筑和土木工程设备和采矿设备的使用环境扩大到较冷的区域，需要即使在低温下也表现出软断裂行为的结构钢。因此，需要确保在低温下的优异的韧性。

[0009] 结果，需要开发具有优异的低温韧性的高强度高锰钢以及制造高强度高锰钢的方法，所述高强度高锰钢可以以低成本确保低温韧性和高强度并且防止晶界脆化以用于结构钢。

[0010] (现有技术文件)

[0011] (专利文件1)日本特许专利公开第1994-184630号

发明内容

[0012] 技术问题

[0013] 本公开的一个方面是提供用于结构钢的具有优异的低温韧性的高强度高锰钢以及制造高强度高锰钢的方法。

[0014] 另一方面，本发明的目的不限于以上描述。本领域普通技术人员将理解，理解本发明的其他问题没有困难。

[0015] 技术方案

[0016] 根据本公开的一个方面，具有优异的低温韧性的高强度高锰钢按照重量百分比(重量％)计包含：4.3％至5.7％的锰(Mn)、0.015％至0.055％的碳(C)、0.015％至0.05％的硅(Si)、0.6％至1.7％的铝(Al)、0.01％至0.1％的铌(Nb)、0.015％至0.055％的钛(Ti)、0.001％至0.005％的硼(B)、0.03％或更少的磷(P)、0.02％或更少的硫(S)，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。

[0017] 高强度高锰钢的显微组织按照体积百分比计包含40％至60％的马氏体和40％至60％的回火马氏体。

[0018] 根据本公开的另一个方面，制造具有优异的低温韧性的高强度高锰钢的方法包括加热板坯，所述板坯按照重量百分比(重量％)计包含：4.3％至5.7％的锰(Mn)、0.015％至0.055％的碳(C)、0.015％至0.05％的硅(Si)、0.6％至1.7％的铝(Al)、0.01％至0.1％的铌(Nb)、0.015％至0.055％的钛(Ti)、0.001％至0.005％的硼(B)、0.03％或更少的磷(P)、
0.02％或更少的硫(S)，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，

[0019] 和对经加热的板坯进行热轧以获得热轧钢板，

[0020] 以在Ar3至200℃的温度区间内冷却速率大于或等于3摄氏度/秒(℃/秒)的方式冷却热轧钢板，

[0021] 以及进行临界区退火过程，其中将经冷却的热轧钢板在((Ac1+Ac3)/2+30℃)至((Ac1+Ac3)/2-30℃)的温度范围内加热，然后冷却。

[0022] 此外，上述问题的解决方案未列出本发明的所有特征。参照以下具体实施方案，可以更具体地理解本发明的各个特征及其优点和效果。

[0023] 有益效果

[0024] 根据本公开，存在提供在使用较少量的碳和其他高成本合金元素的同时具有高强度和低DBTT的高强度高锰钢及其制造方法的效果。

附图说明

[0025] 图1是作为本发明实施例的试验号5-1的显微组织的扫描电子显微镜(SEM)图像。

[0026] 图2是示出对在改变临界区退火条件时制造的试验号5-1至5-4进行的夏氏冲击试验(Charpy impact test)的结果的图。

具体实施方式

[0027] 在下文中，将描述本公开的示例性实施方案。然而，本公开的实施方案可以被修改为各种其他形式，并且本公开的范围不限于以下描述的实施方案。此外，提供本公开的实施方案以向本领域技术人员更完整地描述本公开。

[0028] 本发明人已经进行了深入研究以提供具有优异的低温韧性的高强度高锰钢以及高强度高锰钢的制造方法，所述高强度高锰钢因为在以低成本确保低温韧性和高强度的同时不发生晶界脆化而可以用于结构钢。

[0029] 结果，得出如下结论：因为随着高锰钢的马氏体显微组织中锰(Mn)含量的增加，晶界变得相对弱于晶粒内部，因此出现了高延性-脆性转变温度(在下文中称为“DBTT”)和晶界脆化。此外，选择化学组成以增强马氏体的晶界或达到晶界与晶粒内部之间的平衡，并且选择合适的制造工艺以实现精细晶粒尺寸，并将显微组织控制成包含马氏体和回火马氏体。因此，已经发现，可以在保持马氏体高锰钢的高强度的同时显著降低DBTT，并且已经完成了本公开。

[0030] 相关技术的马氏体高强度钢由通过在以可控的冷却速率进行淬火后进行热轧而生产的热机械控制工艺(TMCP)钢制造，或者由通过在热轧后进行冷轧并在以Ac3或更高的温度进行退火后进一步进行淬火而生产的再加热淬火处理(RQ)钢制造。此外，相关技术的马氏体高强度钢可以遵循淬火和回火处理(QT)钢板的形式。在使用相关技术方法制造高锰(Mn)钢的情况下，因为沿着伸长的晶界加速了晶界断裂，因此TMCP钢可以在特定方向上具有低韧性或高DBTT。因为晶界形成为大而平坦的，因此RQ或QT钢也可以具有低韧性或高DBTT。

[0031] 为了解决高DBTT，通过临界区退火制造铁素体-马氏体组织的双相钢的方法可以值得考虑。这样的钢经历临界区退火。在这样的钢中，可以将分离现有晶粒的两个或更多个相混合。由于这个原因，组织变得更精细并且可以降低DBTT。然而，存在的缺点在于，与现有的马氏体钢中的强度相比，通过引入铁素体相，强度可能更显著地降低。

[0032] 在高Mn钢的情况下，尽管通过在两相退火期间分割现有的晶粒来减小晶粒尺寸，但是退火前形成的第一相和退火后形成的第二相两者可以由于高含量的Mn的高淬透性而转变成马氏体相。因此，热轧后立即通过淬火使马氏体相转变成第一相，通过两相退火使第一相转变成回火马氏体，以及在第二次淬火后通过奥氏体相使第二相转变成一般马氏体相。在这种情况下，为了平衡晶界与晶粒内部之间的强度，可以添加适当量的合金元素如钛(Ti)、铌(Nb)、铝(Al)、硼(B)等(晶界强化元素)以在高Mn钢中获得低DBTT，这是由于与相关技术的显微组织相比显著更精细的显微组织。结果，尽管排除了碳(使焊接部分的物理特性劣化)以及诸如钼(Mo)、铬(Cr)、镍(Ni)等的昂贵元素，也可以开发具有优异的强度和低DBTT的低成本高强度高Mn钢。

[0033] 具有优异的低温韧性的高强度高锰钢

[0034] 在下文中，将详细描述根据本公开的一个方面的具有优异的低温韧性的高强度高锰钢。

[0035] 根据本公开的一个方面的具有优异的低温韧性的高强度高锰钢按照重量百分比(重量％)计包含：4.3％至5.7％的锰(Mn)、0.015％至0.055％的碳(C)、0.015％至0.05％的硅(Si)、0.6％至1.7％的铝(Al)、0.01％至0.1％的铌(Nb)、0.015％至0.055％的钛(Ti)、0.001％至0.005％的硼(B)、0.03％或更少的磷(P)、0.02％或更少的硫(S)，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。高强度高锰钢的显微组织按照体积百分比计包含40％至60％的马氏体和40％至60％的回火马氏体。

[0036] 首先，将详细描述本公开的合金组成。在下文中，除非另有说明，否则各元素的含量以重量百分比(重量％)计。

[0037] 锰(Mn)：4.3％至5.7％

[0038] 锰(Mn)是本公开中添加的最重要的元素之一，并且用于使马氏体稳定以在热轧或临界区退火后的冷却过程中容易地确保稳定的马氏体组织。

[0039] 具体地，考虑到本公开的其他合金元素的范围，锰(Mn)以4.3％或更多的量包含在内以使马氏体稳定。当Mn的含量小于4.3％时，在缓慢的冷却速率下可能容易形成具有小晶粒尺寸的铁素体或贝氏体，因此，不能获得期望的高强度。

[0040] 另一方面，当Mn的含量大于5.7％时，可焊性可能显著降低并且钢制造成本增加。

[0041] 因此，Mn的含量可以具体为4.3％至5.7％，并且更具体地为4.5％至5.5％。

[0042] 碳(C)：0.015％至0.055％

[0043] 在便于确保钢的强度以及降低韧性和可焊性方面，碳(C)表现出与锰(Mn)类似的效果。因此，由于最佳碳含量范围取决于锰(Mn)的含量，因此本公开的效果显著提高的组成范围受限。具体地，添加0.015％或更多的碳以充分确保本公开所需的强度。然而，由于当添加过大量的碳时韧性显著降低，因此上限具体地为0.055％。因此，碳的含量可以具体地为0.015％至0.055％，并且更具体地为0.02％至0.05％。

[0044] 硅(Si)：0.015％至0.05％

[0045] 硅(Si)是用作脱氧剂的元素并且根据固溶强化提高强度。

[0046] 当Si的含量小于0.015％时，上述效果不充分。当Si的含量大于0.05％时，基材以及焊接部分的韧性可能降低。因此，Si的含量可以具体地为0.015％至0.05％，并且更具体地为0.02％至0.05％。

[0047] 铝(Al)：0.6％至1.7％

[0048] 类似于硅(Si)，添加铝(Al)作为脱氧剂。此外，铝有助于组织的微型化并且具有改善的固溶强化以可用于确保强度。由于根据本公开的合金组成体系有效地抑制高锰钢的晶界断裂并改善低温韧性，因此需要适当地控制其比率。

[0049] 当Al的含量小于0.6％时，难以确保高强度和低DBTT。另一方面，当Al的含量大于1.7％时，韧性可能与增加的强度成比例地显著降低。因此，Al的含量可以具体地为0.6％至
1.7％，更具体地为0.7％至1.6％，并且更进一步具体地为0.6％至1.5％。

[0050] 铌(Nb)：0.01％至0.1％

[0051] 铌(Nb)是这样的元素：其可以通过固溶和析出强化效果提高强度，在低温轧制期间使晶粒细化以改善冲击韧性，并强化因锰弱化的晶界。

[0052] 当Nb的含量小于0.01％时，上述效果不充分。当Nb的含量大于0.1％时，产生粗析出物，从而使硬度和冲击韧性劣化。因此，Nb的含量可以具体地为0.01％至0.1％，并且更具体地为0.02％至0.09％。

[0053] 钛(Ti)：0.015％至0.055％

[0054] 钛(Ti)是可以显著提高硼(B)(对改善淬透性重要)的效果的元素。形成氮化钛(TiN)以抑制氮化硼(BN)的形成使得固溶硼(B)的含量增加以改善淬透性，以使析出的TiN针(pins)钉扎奥氏体晶粒以抑制晶界粗化，以及显著地抑制高锰钢中的晶界断裂。

[0055] 当Ti的含量小于0.015％时，上述效果不充分。当Ti的含量大于0.055％时，由于钛析出物的粗化，因此可能发生韧性劣化等。因此，Ti的含量可以具体地为0.015％至0.055％，并且更具体地为0.02％至0.05％。

[0056] 硼(B)：0.001％至0.005％

[0057] 硼(B)是即使当添加少量的硼时也可以有效地提高材料的淬透性的元素，并且具有通过晶界强化抑制晶界断裂的效果。

[0058] 当硼(B)的含量小于0.001％时，上述效果不充分。当硼(B)的含量大于0.005％时，由于形成粗析出物等，因此韧性和可焊性劣化。因此，硼(B)的含量可以具体地为0.001％至0.005％，并且更具体地为0.0015％至0.004％。

[0059] 磷(P)：0.03％或更少

[0060] 磷(P)是本公开中不可避免的杂质元素，并且促进中心偏析，同时偏析到晶界以引起晶界断裂和使低温韧性劣化。因此，磷(P)的含量应当显著降低。磷(P)的含量可以具体地为0.03％或更少，并且更具体地为0.02％或更少。

[0061] 硫(S)：0.02％或更少

[0062] 类似于磷(P)，硫(S)是钢中不可避免的杂质元素。特别地，在高锰钢中，形成锰硫(MnS)的粗非金属夹杂物，从而快速降低延性和低温韧性并提高DBTT。此外，即使少量的硫(S)也可能引起晶间断裂。因此，硫(S)的含量应当显著降低。硫(S)的含量可以具体地为0.02％或更少，并且更具体地为0.01％或更少。

[0063] 剩余部分为铁(Fe)。然而，在典型的制造过程中，可能不可避免地并入了来自原料或周围环境中的非有意的杂质，因此不能排除它们。由于本领域技术人员可以知晓这些杂质，因此在本说明书中不具体提及它们的存在。

[0064] 在这种情况下，除了上述合金组成之外，还可以包含钨(W)：0.5％或更少(不包括0％)。

[0065] 钨(W)形成坚硬的碳化物，使得通过析出强化效果提高强度，并且析出的碳化物抑制奥氏体晶粒的粗化以表现出组织细化效果。然而，当钨(W)的含量大于0.5％时，可能降低可焊性并且可能增加钢的制造成本。因此，钨(W)的含量具体地限制为0.5％或更少。

[0066] 在下文中，将详细描述根据本公开的具有优异的低温韧性的高强度高锰钢的显微组织。

[0067] 根据本公开的具有优异的低温韧性的高强度高锰钢的显微组织按照体积百分比计包含40％至60％的马氏体和40％至60％的回火马氏体。

[0068] 当马氏体或回火马氏体在上述范围之外时，马氏体和回火马氏体中的一者的晶粒尺寸可能增加，从而阻碍由显微组织细化产生的韧性改善效果。

[0069] 更具体地，根据本公开的具有优异的低温韧性的高强度高锰钢的显微组织按照体积百分比计可以包含42％至55％的马氏体和45％至68％的回火马氏体。

[0070] 在这种情况下，马氏体和回火马氏体的平均晶粒尺寸可以为15微米(μm)或更小。

[0071] 这是因为由于DBTT受组织细化的显著影响，因此当平均晶粒尺寸大于15μm时，DBTT可能大于-60摄氏度(℃)。

[0072] 更具体地，马氏体和回火马氏体的平均晶粒尺寸可以为10μm或更小。

[0073] 本公开的高锰钢可以具有550兆帕(MPa)或更大的屈服强度以及650MPa或更大的抗拉强度。具体地，可以通过确保这样的高强度将高锰钢应用于结构钢。

[0074] 根据本公开的高锰钢的延性-脆性转变温度(DBTT)可以为-60℃或更低。具体地，通过确保低的DBTT，即使在低温环境下，高锰钢也可以用作结构钢。

[0075] 根据本公开的高锰钢的延伸率可以为12％或更大。

[0076] 制造具有低温韧性的高强度高锰钢的方法

[0077] 在下文中，将详细描述根据本公开的另一方面的制造具有优异的低温韧性的高强度高锰钢的方法。

[0078] 制造具有优异的低温韧性的高强度高锰钢的方法包括：加热具有上述合金组成的板坯；对经加热的板坯进行热轧以获得热轧钢板；以Ar3至200℃的温度范围内的冷却速率为3℃/秒或更大的方式使热轧钢板冷却；以及在((Ac1+Ac3)/2+30℃)至((Ac1+Ac3)/2-30℃)的温度范围内加热经冷却的热轧钢板后对经冷却的热轧钢板进行临界区退火以使经冷却的热轧钢板冷却。

[0079] 板坯加热和热轧

[0080] 加热具有上述合金组成的板坯，并对经加热的板坯进行热轧以获得热轧钢板。由于可以应用典型的操作条件，因此不必限制板坯加热和热轧中的条件。

[0081] 例如，可以以板坯的显微组织可以相变成奥氏体的方式将板坯加热至1050℃至1200℃，可以以最终热轧温度为700℃至950℃的方式对经加热的板坯进行热轧。

[0082] 冷却

[0083] 使热轧钢板以在Ar3至200℃的温度范围内的冷却速率为3℃/秒或更大的方式冷却。具体地，热轧钢板可以通过水冷却来淬火。

[0084] 当Ar3至200℃的温度范围内的冷却速率小于3℃/秒时，难以充分确保马氏体。

[0085] 临界区退火

[0086] 将经冷却的热轧钢板加热至((Ac1+Ac3)/2-30℃)至((Ac1+Ac3)/2+30℃)的温度范围。通过这样的临界区退火，可以使基体相转变成回火马氏体相，并且反向转变的奥氏体晶粒可以限制性地生长，以使后续过程中产生的典型马氏体原样细化。通过这样的组织细化，可以在保持高强度的同时获得具有低DBTT的高锰钢。

[0087] 这是因为当加热温度在上述范围之外时，马氏体和回火马氏体中的一者的晶粒尺寸增加，从而阻碍由显微组织细化产生的韧性改善效果。

[0088] 因此，加热温度可以具体地为((Ac1+Ac3)/2-30℃)至((Ac1+Ac3)/2+30℃)。更具体地，加热温度可以为((Ac1+Ac3)/2-20℃)至((Ac1+Ac3)/2+20℃)。

[0089] 如图2所示，可以看出，取决于相同类型的钢中的临界区退火温度的DBTT变化在(Ac1+Ac3)/2下具有最低的DBTT。

[0090] 随着锰(Mn)(具有高淬透性的低成本元素)的含量的增加，即使在低冷却速率和小晶粒尺寸下，相也转变成马氏体相。因此，即使在最终退火后的精细组织中也可以容易地获得马氏体组织。因此，有利于确保高强度，但是晶界被弱化而引起晶界断裂，这是本领域公知的。为了防止或减少晶界断裂，需要添加适当量的称为晶界强化元素的元素如Ti、Nb和B，并优化诸如Al等的元素的含量。结果，可以提供具有改善的DBTT的钢。

[0091] 冷却可以以3℃/秒或更大的冷却速率进行。当冷却速率低于3℃/秒时，难以充分确保马氏体。

[0092] 此外，临界区退火可以进行(1.3t+10)分钟至(1.3t+50)分钟(t是热轧钢板的以毫米为单位测量的厚度)。

[0093] 在这种情况下，Ac1和Ac3可以使用一般已知的关系表达式获得。

[0094] 然而，在高锰钢的情况下，可能难以预测从热力学计算得到的平衡相温度Ae1和Ae3与在实际钢的温度升高时测量的相变温度Ac1和Ac3之间的差异。因此，为了更精确的测量，可以通过在膨胀计测试结果图中观察温度升高期间钢的长度变化的斜率来测量温度Ac1和Ac3。

[0095] 发明实施方式

[0096] 在下文中，将根据实施例更具体地描述本公开。然而，以下实施例应当仅以描述性意义来考虑而不用于限制的目的。本公开的范围由所附权利要求限定，并且可以合理地从中做出修改和变化。

[0097] 将厚度为70mm且具有下表(1)所示组成的板坯加热至1100℃，然后在800℃的最终热轧温度下进行最终热轧以获得厚度为11.8mm的热轧钢板。在Ar3至200℃的温度范围内以10℃/秒的冷却速率冷却后，将热轧钢板加热至表2所述的退火温度，然后冷却以制造高锰钢。

[0098] 观察高锰钢的显微组织并将其示于下表(2)中。测量高锰钢的机械特性并将其示于下表(3)中。

[0099] 使用光学显微镜和扫描电子显微镜(SEM)观察显微组织，除马氏体之外的显微组织是回火马氏体。测量平均晶粒尺寸作为等效圆直径。

[0100] 使用万能拉伸试验机测量抗拉强度、屈服强度和延伸率，并使用夏氏冲击试验机在改变的温度下测量作为冲击韧性的转变温度的DBTT。

[0101] 表1

[0102] 钢种 C Si Mn Al B Ti Nb P S 分类1 0.03 0.02 4.5 0.8 0.002 0.05 0.04 0.01 0.002 发明钢
2 0.03 0.02 5.5 1.5 0.002 0.02 0.04 0.01 0.002 发明钢
3 0.02 0.02 5 1 0.002 0.05 0.04 0.01 0.002 发明钢
4 0.05 0.02 5 1 0.002 0.02 0.04 0.01 0.002 发明钢
5 0.03 0.02 5 1 0.002 0.05 0.04 0.01 0.002 发明钢
6 0.03 0.02 5 1 0.002 0.02 0.04 0.01 0.002 发明钢
7 0.1 0.1 6 1 0.002 0.8 0.04 0.01 0.002 比较钢
8 0.11 0.15 2 0 0.002 0.01 0.2 0.01 0.002 比较钢
9 0.02 0.02 6 1 0.002 0.01 0.04 0.01 0.002 比较钢

[0103] 在表(1)中，各元素含量的单位是重量百分比。

[0104] 表2

[0105]

[0106] 表(3)

[0107]

[0108] 可以确认，满足本公开中提出的合金组成和制造方法两者的本发明的实施例具有550MPa或更大的屈服强度，650MPa或更大的抗拉强度，以及-60℃或更低的DBTT。

[0109] 可以确认，试验号3-2(比较例)满足本公开的合金组成，但是作为制造高强度马氏体钢的常规TMCP方法，因为未进行临界区退火，因此显微组织是粗的，并且DBTT高。

[0110] 在对应于碳、硅、钛和锰的含量超过本公开的范围的情况的试验号7-1(比较例)中，充分确保了强度并且显微组织是显著细化的。然而，难以充分确保典型马氏体的体积百分比，并且由于强度增加，因此低温韧性劣化，从而提高DBTT。

[0111] 在其中碳、硅和铌的含量大于本公开的范围，锰和钛的含量小于本公开的范围，并且不包含铝的试验号8-1(比较例)中，因为没有用于改善低温韧性的铝，因此难以确保高强度并且DBTT高于参考温度。

[0112] 在其中锰和钛的含量大于本公开的范围的试验号9-1(比较例)中，确保了足够的强度和显微组织，但是难以确保典型马氏体的足够的体积百分比并且DBTT高于参考温度。

[0113] 图2是示出对在改变临界区退火条件时制造的试验号5-1至5-4进行的夏氏冲击试验的结果的图。可以确认，尽管满足本公开中提出的合金组成，但是当临界区退火条件在本公开中提出的范围之外时，DBTT劣化。

[0114] 虽然已经参照本公开的某些示例性实施方案示出并描述了本公开，但是本领域技术人员将理解，在不脱离由所附权利要求限定的本公开的精神和范围的情况下，可以从中做出形式和细节上的各种改变。