抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材
阅读：839发布：2020-05-26
专利汇可以提供抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 的一个方面涉及抗应 力 腐蚀 开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度 钢 材，其以重量％计包含以下成分： 碳 (C)：0.02％～0.10％、锰(Mn)：0.5％～2.0％、 硅 (Si)：0.05％～0.5％、镍(Ni)：0.05％～1.0％、 钛 (Ti)：0.005％～0.1％、 铝 (Al)：0.005％～0.5％、铌(Nb)：小于等于0.005％、磷(P)：小于等于0.015％、硫(S)：小于等于0.015％、余量的Fe及其他不可避免的杂质，微观组织以面积％计包含大于等于60％的针状 铁 素体，余量的 贝氏体 、多边形铁素体、 马 氏体-奥氏体组元中的至少一种。，下面是抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材专利的具体信息内容。
1.一种抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材，其以重量％计包含以下成分：
碳(C)：0.02％～0.10％、锰(Mn)：0.5％～2.0％、硅(Si)：0.05％～0.5％、镍(Ni)：
0.05％～1.0％、钛(Ti)：0.005％～0.1％、铝(Al)：0.005％～0.5％、铌(Nb)：小于等于
0.005％、磷(P)：小于等于0.015％、硫(S)：小于等于0.015％、余量的Fe及其他不可避免的杂质，
微观组织以面积％计包含大于等于60％针状铁素体，余量的贝氏体、多边形铁素体、马氏体-奥氏体组元中的至少一种。
2.根据权利要求1所述的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材，其特征在于：
所述针状铁素体以等效圆直径测定的尺寸小于等于30μm。
3.根据权利要求1所述的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材，其特征在于：
所述贝氏体小于等于30面积％。
4.根据权利要求1所述的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材，其特征在于：
所述马氏体-奥氏体相小于等于10面积％且以等效圆直径测定的尺寸小于等于5μm。
5.根据权利要求1所述的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材，其特征在于：
所述钢材的屈强比小于等于0.85，拉伸强度大于等于490MPa。
6.根据权利要求1所述的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材，其特征在于：
所述钢材的屈服强度小于等于440MPa。
7.根据权利要求1所述的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材，其特征在于：
所述钢材的冲击转变温度小于等于-60℃。
8.一种抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材的制造方法，其包含以下步骤：
将钢坯加热至1000℃～1200℃，所述钢坯以重量％计包含以下成分：碳(C)：0.02％～
0.10％、锰(Mn)：0.5％～2.0％、硅(Si)：0.05％～0.5％、镍(Ni)：0.05％～1.0％、钛(Ti)：
0.005％～0.1％、铝(Al)：0.005％～0.5％、铌(Nb)：小于等于0.005％、磷(P)：小于等于
0.015％、硫(S)：小于等于0.015％、余量的Fe及其他不可避免的杂质；
对加热后的所述钢坯在1100℃～900℃的温度下进行粗轧；
所述粗轧后以中心部温度为准在Ar3+100℃～Ar3+30℃的温度下进行终轧；以及所述终轧后冷却至小于等于300℃的温度。
9.根据权利要求8所述的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材的制造方法，其特征在于：
对于实施所述冷却的步骤，在以中心部冷却速度大于等于15℃/s的方式实施第一步冷却至Bs-10℃～Bs+10℃为止后，
以中心部冷却速度为10℃/s～50℃/s的方式实施第二步冷却至小于等于300℃为止。
10.根据权利要求8所述的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材的制造方法，其特征在于：
冷却开始温度为Ar3+30℃～Ar3。
11.根据权利要求8所述的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材的制造方法，其特征在于：
所述粗轧是以最后三道每道次压下率大于等于10％的方式实施。
12.根据权利要求8所述的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材的制造方法，其特征在于：
所述终轧是以每道次压下率大于等于10％且累积压下率大于等于60％的方式实施。
抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材
技术领域
背景技术
[0003] 此外，已知液化氨(LAG)会引起钢材的应力腐蚀开裂(SCC,Stress Corrosion Cracking)，因此IGC CODE(国际散装运输液化气体船舶构造和设备规则)中规定，对氧分压、温度等制造时的操作条件进行限制，同时将钢材的Ni含量限制在5％以下，并将实际屈服强度限制在440MPa以下。
[0004] 另外，对气罐(Gas Tank)用钢材进行焊接制造成气罐(Gas Tank)时，消除焊接部分的应力占重要的地位。因此，作为消除焊接部分应力的方法，例如有基于热处理的PWHT(焊后热处理)方法、以及通过对焊接部分施加静水压等消除应力的机械应力消除(MSR：Mechanical Stress Relief)方法。当利用机械应力消除(MSR)方法消除焊接部分应力时，水压导致的变形也会作用于母材部，因此将母材的屈强比限制在0.8以下。这是因为，在利用MSR消除应力的过程中，高压喷水导致屈服强度以上的变形作用于母材时，如果屈服强度与拉伸强度之比高，就会发生屈服，即达到拉伸强度，存在发生破坏的可能性，因此限制成屈服强度相对拉伸强度有很大差异。
[0005] 特别是，对于气罐(Gas Tank)，基本上需要实现大型化，难以通过PWHT方法消除应力，于是大部分造船厂选用机械应力消除(MSR)方法，因此用于制造气罐(Gas Tank)的钢材要求具有低屈强比特性。
[0006] 如上所述，在混装所述LPG和LAG的气罐领域中，重大的课题是同时实现低温韧性以及基于缘自液化氨的屈服强度上限规定的低屈强比化。
[0007] 另外，专利文献1中提出了加入6.5％～12.0％的Ni以实现优异的低温韧性的技术。此外，专利文献2中提出了对特定组分的钢实施淬火回火处理以混用回火(Tempered)马氏体和贝氏体的技术。
[0008] 然而，通常，如果加入大量的Ni，则由于原子间距窄，将会生成很多具有容易变形的FCC晶格结构的奥氏体相，当重复应力和腐蚀环境作用于这种容易变形的FCC晶格结构时，容易发生腐蚀，从而导致产生开裂。因此，上述发明存在如下问题：由于高价Ni的含量高，经济性下降，而且导致抗应力腐蚀开裂(SCC)性下降。
[0009] 此外，专利文献3中提出了仅对钢板表层进行软化处理以实现低屈强比化的技术。然而，该技术虽然可以分别实现低温韧性和低屈强比，但是难以同时实现低温韧性和低屈强比。
[0010] 另外，作为提高钢材所要求的另一特性钢材强度的方法，例如有析出强化、固溶强化、马氏体(Martensite)强化等，但是这些方法虽然提高强度，却会造成韧性和延伸率变差。
[0011] 此外，当使用各种制造条件使晶粒细化提高强度时，不仅能获得高强度，而且由于冲击韧性转变温度降低，可以防止韧性变差，但是晶粒细化导致屈服强度上升，从而超过氨致应力腐蚀开裂(SCC)的屈服强度上限440MPa，难以确保低屈强比。
[0012] 因此，需要研发出一种抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材及其制造方法。
[0013] 在先技术文献
[0014] 专利文献1：日本专利公开公报特开昭63-290246号
[0015] 专利文献2：日本专利公开公报特开昭58-153730号
[0016] 专利文献3：日本专利公开公报特开平4-17613号
发明内容
[0017] 技术问题
[0018] 本发明的一个方面旨在提供一种抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材及其制造方法。
[0019] 另外，本发明所要解决的技术问题不限于上述的内容。通过本说明书的整体内容可以了解本发明所要解决的技术问题，对于本发明所属领域的普通技术人员而言了解本发明所要解决的其他技术问题不会有任何困难。
[0020] 技术方案
[0021] 本发明的一个方面涉及一种抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材，其以重量％计包含以下成分：碳(C)：0.02％～0.10％、锰(Mn)：0.5％～2.0％、硅(Si)：0.05％～0.5％、镍(Ni)：0.05％～1.0％、钛(Ti)：0.005％～0.1％、铝(Al)：0.005％～0.5％、铌(Nb)：小于等于0.005％、磷(P)：小于等于0.015％、硫(S)：小于等于0.015％、余量的Fe及其他不可避免的杂质，微观组织以面积％计包含大于等于60％的针状铁素体(Acicular Ferrite)，余量的贝氏体(Bainite)、多边形铁素体(Polygonal Ferrite)、MA(Martensite-Austenite constituent，马氏体-奥氏体组元)中的至少一种。
[0022] 此外，本发明的另一个方面涉及一种抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材的制造方法，其包含以下步骤：
[0023] 将钢坯加热至1000℃～1200℃，所述钢坯以重量％计包含以下成分：碳(C)：0.02％～0.10％、锰(Mn)：0.5％～2.0％、硅(Si)：0.05％～0.5％、镍(Ni)：0.05％～1.0％、钛(Ti)：0.005％～0.1％、铝(Al)：0.005％～0.5％、铌(Nb)：小于等于0.005％、磷(P)：小于等于0.015％、硫(S)：小于等于0.015％、余量的Fe及其他不可避免的杂质；
[0024] 对所述加热后的钢坯在1100℃～900℃的温度下进行粗轧；
[0025] 所述粗轧后以中心部温度为准在Ar3+100℃～Ar3+30℃的温度下进行终轧；以及[0026] 所述终轧后冷却至小于等于300℃的温度。
[0027] 附带说明，上述的技术问题解决方案没有列举本发明的所有特征。对本发明的诸多特征及基于这些特征的优点和效果参照下述具体实施方式进一步详细描述。
[0028] 发明效果
[0030] 图1是基于冷却速度的发明钢A的相变图。
[0031] 图2是用光学显微镜观察对比例即A-5的钢板1/4t处微观组织的照片(图1的1-(1))。
[0032] 图3是用光学显微镜观察发明例即A-1的钢板1/4t处微观组织的照片(图1的1-(2))。
[0033] 图4是用光学显微镜观察对比例即A-6的钢板1/4t处微观组织的照片(图1的1-(3))。
具体实施方式
[0034] 下面阐述本发明的优选实施方式。然而，本发明能够以各种不同方式变形实施，本发明的范围不限于下述实施方式。另外，本发明的实施方式是为了向所属领域的普通技术人员更完整地阐述本发明而提供的。
[0035] 本发明人了解到使抗氨致应力腐蚀开裂性和低温韧性都优异有些困难，为了解决这一问题进行了深入研究。
[0036] 其结果发现，通过控制合金组分及微观组织，可以提供抗应力腐蚀开裂性及低温韧性都优异的低屈强比高强度钢材及其制造方法，从而完成了本发明。
[0037] 下面详细描述根据本发明的一个方面的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材。
[0038] 根据本发明的一个方面的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材，其以重量％计包含以下成分：碳(C)：0.02％～0.10％、锰(Mn)：0.5％～2.0％、硅(Si)：0.05％～0.5％、镍(Ni)：0.05％～1.0％、钛(Ti)：0.005％～0.1％、铝(Al)：0.005％～0.5％、铌(Nb)：小于等于0.005％、磷(P)：小于等于0.015％、硫(S)：小于等于0.015％、余量的Fe及其他不可避免的杂质，
[0039] 微观组织以面积％计包含大于等于60％的针状铁素体(Acicular Ferrite)，余量的贝氏体(Bainite)、多边形铁素体(Polygonal Ferrite)、MA(Martensite-Austenite constituent)中的至少一种。
[0040] 首先，详细说明根据本发明的一个方面的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材的合金组分。下面各成分的含量单位是重量％。
[0041] C(碳)：0.02％～0.10％
[0042] C是确保基本的强度的重要元素，因此需要以适当的范围包含在钢中，为了获得这种添加效果，优选加入大于等于0.02％的C。
[0043] 如果C含量小于0.02％，就有可能造成强度下降和屈强比下降，因此不可取。如果C含量大于0.10％，就会大量生成贝氏体等低温转变相，存在超过可能引发氨致应力腐蚀开裂(SCC)的屈服强度上限的问题。
[0044] 因此，所述C的含量优选限制在0.02％～0.10％，更优选限制在0.05％～0.08％。
[0045] Si(硅)：0.05％～0.5％
[0046] Si具有通过固溶强化效果提高强度的效果，也是在炼钢工艺中作为脱氧剂有用的元素。
[0047] 如果Si含量小于0.05％，则脱氧效果及强度提高效果可能会不充分。如果Si含量大于0.5％，则存在导致低温韧性下降的同时焊接性也变差的问题。
[0048] 因此，所述硅的含量优选限制在0.05％～0.5％。更优选限制在0.05％～0.3％。
[0049] Mn(锰)：0.5％～2.0％
[0050] 锰是对铁素体晶粒细化有贡献以及对通过固溶强化提高强度有用的元素。
[0051] 为了获得这种锰的效果，需要加入大于等于0.5％。但是，如果锰的含量大于2.0％，则可硬化性会过于增加，促进上贝氏体(Upper bainite)和马氏体的生成，从而导致冲击韧性及抗氨致应力腐蚀开裂(SCC)性大幅下降，也导致焊接热影响部分的韧性下降。
[0052] 因此，所述Mn含量优选限制在0.5％～2.0％，更优选限制在1.0％～1.5％。
[0053] Ni(镍)：0.05％～1.0％
[0054] Ni是在低温下会使位错交叉滑移(Cross slip)变得容易，从而提高冲击韧性，而且是提高可硬化性以提高强度的重要元素，为了获得这种效果，优选加入大于等于0.05％的Ni。但是，如果Ni含量大于1.0％，就有可能导致氨致应力腐蚀开裂(SCC)，而且与其他可硬化性元素相比，Ni的价格高，因而制造成本也会上升。
[0055] 因此，所述Ni含量优选限制在0.05％～1.0％，更优选限制在0.2％～0.5％。
[0056] Nb(铌)：小于等于0.005％
[0057] Nb具有高温再加热时固溶的Nb以NbC的形式微量析出而抑制奥氏体的再结晶使组织细化的效果。
[0058] 由于这种组织细化，可能会造成屈服强度过于升高，进而超过可能引发氨致应力腐蚀开裂(SCC)的屈服强度上限，因此Nb优选控制成小于等于0.005％，更优选小于等于0.003％。
[0059] Ti(钛)：0.005％～0.1％
[0060] 钛在钢中形成氧化物及氮化物而抑制再加热时晶粒的生长，可以大大提高低温韧性，而且对焊接部分微观组织细化有效。
[0062] 因此，钛含量优选为0.005％～0.1％，更优选为0.01％～0.03％。
[0063] Al(铝)：0.005％～0.5％
[0064] 铝是对使钢水脱氧有用的元素，为此需要加入大于等于0.005重量％。但是，如果铝的含量大于0.5重量％，就会导致连铸时水口(喷嘴)堵塞，所以不可取。因此，铝含量优选为0.005％～0.5％，更优选为0.005％～0.05％。
[0065] P(磷)：小于等于0.015％
[0066] 磷是在母材和焊接部分引起晶界偏析的元素，存在导致产生钢脆化的问题，因此需要积极降低磷的含量。但是，将这种磷的含量降至最低时，炼钢工艺的负荷会加重，如果磷的含量小于等于0.015％，大多不会出现上述的问题，因此磷含量的上限优选限制在0.015％，更优选限制在0.010重量％。
[0067] S(硫)：小于等于0.015％
[0068] 硫(S)是引起热脆性的元素，将会形成MnS等而导致冲击韧性大幅下降，优选控制成含量尽可能低，因此硫含量优选限制为小于等于0.015重量％，更优选限制为0.005重量％。
[0069] 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。
[0070] 接下来，详细说明根据本发明的一个方面的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材的微观组织。
[0071] 本发明的钢材的微观组织以面积％计包含大于等于60％的针状铁素体(Acicular Ferrite)，余量的贝氏体(Bainite)、多边形铁素体(Polygonal Ferrite)、MA(Martensite-Austenite constituent)中的至少一种。
[0072] 当贝氏体(bainite)分数增加导致针状铁素体分数小于60％时，可能会发生硬相的增加导致冲击韧性变差。当多边形铁素体(Polygonal Ferrite)分数增加导致针状铁素体分数小于60％时，可能会发生强度变差。因此，针状铁素体(Acicular Ferrite)的面积分数优选大于等于60％。
[0073] 此外，如果包含珠光体，则拉伸强度及低温冲击韧性可能会变差，因此本发明的钢材的微观组织可以不包含珠光体。
[0074] 此时，所述针状铁素体以等效圆直径测定的尺寸可小于等于30μm。如果所述尺寸大于30μm，则冲击韧性可能会变差。
[0075] 此外，所述贝氏体优选为粒状贝氏体(granular bainite)及上贝氏体(upper bainite)。
[0076] 另外，所述贝氏体面积分数优选小于等于30％。如果贝氏体面积分数大于30％，就会超过可能引发氨致应力腐蚀开裂(SCC)的屈服强度上限(440MPa)，因此需要限制贝氏体分数。
[0077] 此外，所述MA相优选小于等于10面积％且以等效圆直径测定的尺寸小于等于5μm。MA(马氏体-奥氏体组元)也被称为岛状马氏体。
[0078] 当所述MA相的分数大于10％或者等效圆直径大于5μm时，母材及焊接部分的韧性有大幅下降的趋势，因此需要限制MA相的分数及尺寸。
[0079] 另外，满足上述条件的本发明的钢材其屈强比(YS/TS)小于等于0.85，优选可小于等于0.8。而且，所述钢材具有优异的拉伸强度，拉伸强度大于等于490MPa，例如为510MPa～610MPa左右。
[0080] 此外，所述钢材的屈服强度上限小于等于440MPa，不会超过引发氨致应力腐蚀开裂(SCC)的屈服强度上限，因此抗氨致应力腐蚀开裂(SCC)性优异。
[0081] 此外，沿所述钢材的厚度方向的1/4t处的冲击转变温度小于等于-60℃，可具有优异的低温韧性，其中所述t表示钢材的厚度。
[0082] 此时，所述钢材具有大于等于6mm的厚度，优选可具有6mm～50mm的厚度。
[0083] 如上所述，本发明的钢材可以同时确保高强度、低屈强比、优异的低温韧性及抗氨致应力腐蚀开裂(SCC)性。
[0084] 下面详细说明根据本发明的另一个方面的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材的制造方法。
[0085] 根据本发明的另一个方面的抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材的制造方法，其包含以下步骤：
[0086] 将具有所述合金组分的钢坯加热至1000℃～1200℃；
[0087] 对所述加热后的钢坯在1100℃～900℃的温度下进行粗轧；
[0088] 所述粗轧后以中心部温度为准在Ar3+100℃～Ar3+30℃的温度下进行终轧；以及[0089] 所述终轧后冷却至小于等于300℃的温度。
[0090] 加热步骤
[0091] 将具有所述合金组分的钢坯加热至1000℃～1200℃。
[0092] 钢坯加热温度优选大于等于1000℃，这是为了使铸造中形成的Ti碳氮化物固溶。而且，如果钢坯加热温度过低，则轧制时变形阻力过高，而后续轧制工艺中不能大幅增加每道次压下率，因此其下限优选限制在1000℃。但是，如果加热到过高的温度，则奥氏体变得粗大化，可能会导致韧性下降，因此所述加热温度的上限优选为1200℃。
[0093] 粗轧步骤
[0094] 对所述加热后的钢坯在1100℃～900℃的温度下进行粗轧。
[0095] 粗轧温度优选大于等于奥氏体再结晶停止的温度(Tnr)。由于轧制，铸造中形成的枝晶等铸造组织被破坏，还可以获得使奥氏体的尺寸变小的效果。为了获得这种效果，粗轧温度优选限制在1100℃～900℃。
[0096] 此时，所述粗轧能够以最后三道每道次压下率大于等于10％的方式实施。
[0097] 在粗轧时，为了直至中心部为止充分变形，最后三道优选每道次压下率大于等于10％，总累积压下率大于等于30％。
[0098] 在粗轧时，初始轧制导致再结晶的组织因高温而发生晶粒生长，但是实施最后三道轧制时，随着等待轧制的过程中钢条被空气冷却，晶粒生长速度变慢，因此粗轧时最后三道的压下率会对最终微观组织的粒度产生最大影响。
[0099] 此外，当粗轧的每道次压下率降低时，充分的变形不会传递到中心部，可能会发生中心部粗大化导致的韧性下降。因此，优选将最后三道的每道次压下率限制为大于等于10％。
[0100] 另外，为了中心部组织的细化，粗轧时总累积压下率优选设置成大于等于30％。
[0101] 终轧步骤
[0102] 所述粗轧后以中心部温度为准在Ar3+100℃～Ar3+30℃的温度下进行终轧。
[0103] 这是为了获得更细化的微观组织，如果在Ar3(铁素体转变起始温度)+100℃～Ar3+30℃的温度下实施终轧，则奥氏体内部会大量生成变形带，进而确保大量的铁素体生核位置，可以获得确保微观组织直至钢材的中心部的效果。
[0104] 如果将终轧温度降低到小于Ar3+30℃，则铁素体晶粒度变得过于细化，将会导致超过引发氨致应力腐蚀开裂(SCC)的屈服强度上限(440MPa)，如果在大于Ar3+100℃的温度下进行终轧，则对粒度细化没有效果。因此，优选将终轧温度限制在Ar3+100℃～Ar3+30℃，只有在这种条件下实施终轧，才能使所制造的钢板的微观组织成为具有如上所述的特征的复合组织。
[0105] 此时，所述Ar3可通过Ar3＝910-(310*C)-(80*Mn)-(55*Ni)计算而得，各元素符号表示以重量％单位测定的各元素的含量，Ar3的单位是℃。
[0106] 此外，为了使奥氏体内部有效地大量生成变形带，在终轧时，将累积压下率保持在大于等于60％，进一步优选除了使最终形状均匀的轧制之外每道次压下率保持大于等于10％。
[0107] 冷却步骤
[0108] 所述终轧后冷却至小于等于300℃的温度。
[0109] 冷却优选从终轧后Ar3+30℃～Ar3的温度下开始冷却直到冷却至小于等于300℃，例如100℃～300℃左右的冷却结束温度(FCT，Finish Cooling Temperature)。
[0110] 如果冷却结束温度(FCT，Finish Cooling Temperature)大于300℃，则由于回火(Tempering)效果，微细的MA相会分解，有可能难以实现低屈强比，因此冷却结束温度优选小于等于300℃。
[0111] 此时，对于实施所述冷却的步骤，可在以中心部冷却速度大于等于15℃/s的方式实施第一步冷却至Bs-10℃～Bs+10℃为止后，以中心部冷却速度为10℃/s～50℃/s的方式实施第二步冷却至小于等于300℃为止。
[0112] 此外，冷却开始温度可为Ar3+30℃～Ar3。
[0113] 所述第一步冷却优选从终轧后Ar3+30℃～Ar3的温度下开始冷却并以所述钢板的中心部冷却速度大于等于15℃/s例如大于等于30℃/s的冷却速度冷却至Bs-10℃～Bs+10℃。
[0114] 在所述第一步冷却中，如果直至Bs-10℃～Bs+10℃所述钢板的中心部冷却速度小于15℃/s，就会形成粗大的多边形铁素体(Polygonal Ferrite)，可能会导致拉伸强度及冲击韧性下降。
[0115] 此时，所述Bs可以通过Bs＝830-(270*C)-(90*Mn)-(37*Ni)计算而得，各元素符号表示以重量％单位测定的各元素的含量，Bs的单位是℃。
[0116] 所述第二步冷却优选在所述第一步冷却后以所述钢板的中心部冷却速度为10℃/s～50℃/s的冷却速度冷却至小于等于300℃例如100℃～300℃的冷却结束温度。
[0117] 在所述第二步冷却中，如果所述钢板的冷却速度大于50℃/s，则如图1的1-(1)的微观组织，贝氏体分数会大于等于30面积％，将导致超过引发氨致应力腐蚀开裂(SCC)的屈服强度上限(440MPa)，由于强度过于上升，可能会导致延伸率及冲击韧性下降。
[0118] 相反地，在第二步冷却中，如果所述钢板的冷却速度小于10℃/s，则如图1的1-(3)的微观组织，不会形成微细的针状铁素体，而是形成粗大的多边形铁素体和珠光体，可能会导致拉伸强度小于等于490MPa以及夏比冲击转变温度大于等于-60℃。
[0119] 根据上述的制造方法，可以制造出抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材。
[0120] 下面通过实施例更具体地描述本发明。不过需要注意，下述实施例只是出于例示本发明以更加详细地描述的目的，而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。
[0121] 将具有下表1的组分的厚度为300mm的钢坯再加热至1100℃的温度后，在1050℃的温度下实施粗轧，以制造钢条。粗轧时累积压下率为30％相同。此外，计算出基于各钢组分的Ar3及Bs温度并记载于下表1中。
[0122] 所述粗轧后，以满足下表2所示的终轧温度和Ar3温度之差的方式进行终轧，从而获得具有下表2的厚度的钢板，然后通过多步骤冷却以各种冷却速度实施冷却。此时，第一步冷却的冷却结束温度为各钢的Bs温度。
[0123] 对如此制造的钢板进行微观组织、屈服强度、拉伸强度、屈强比、夏比冲击转变温度、氨致应力腐蚀开裂(SCC)试验，将其结果示于表3中。
[0125] 对于MA相的分数，从1/4t处采集试样后进行镜面研磨，然后利用LePera腐蚀液进行腐蚀，再利用光学显微镜观察后，通过图像分析求出相分数。
[0126] 对于拉伸试验，从钢板的1/4t处沿垂直于轧制方向的方向采集JIS4号试样，并在常温下实施拉伸试验，由此测定出屈服强度、拉伸强度、屈强比。
[0127] 对于低温冲击韧性，从钢板的1/4t处沿垂直于轧制方向的方向采集试样，并制成V型缺口试样后，在-20℃～-100℃下以20℃间隔进行夏比冲击试验，每个温度试验3次，然后导出各温度平均值的回归方程式，求出达到100J的温度作为转变温度。
[0128] 此外，对于氨致应力腐蚀开裂(SCC)试验，制作应力环(proof ring)试样，并以表4所示的试验溶液及试验条件进行试验，就此时施加的应力而言，实际上施加了80％的屈服应力，如果720小时内没有发生断裂，则评价为合格，如果720小时之前发生断裂，则评价为不合格。
[0129] 【表1】
[0130]
[0131] 【表2】
[0132]
[0133] 【表3】
[0134]
[0135]
[0136] 在上表3中，AF、B、PF及MA表示针状铁素体(AF：Acicular Ferrite)、贝氏体(B：Bainite)、多边形铁素体(PF：Polygonal ferrite)及马氏体-奥氏体(MA：Martensite/Austenite)。
[0137] 【表4】
[0138]
[0139] 如上表1至3所示，对于满足本发明中提出的组分及制造条件的发明例，不仅具有高强度及高韧性的特性，而且抗氨致应力腐蚀开裂(SCC:Stress Corrosion Cracking)性优异，屈强比小于等于0.8具有低屈强比特性。此外，对发明例A-1用显微镜观察微观组织的结果，如图1的1-(2)所示微观组织是以面积％计包含大于等于60％的针状铁素体(Acicular Ferrite)，余量的贝氏体(Bainite)、多边形铁素体(Polygonal Ferrite)、MA(马氏体-奥氏体组元)中的至少一种的混合组织。
[0140] 相比之下，虽然组分满足本发明，但是制造条件没有满足本发明的对比例A-2、A-4、A-6、B-2、B-4及B-6，由于多边形铁素体的分数过高或者铁素体晶粒尺寸过于粗大，不能确保拉伸强度及低温韧性。
[0141] 另外，对比例A-3、A-5、A-7或B-3、B-5、B-7，由于针状铁素体晶粒尺寸过小或者贝氏体的分数过高或者根本没有生成MA相，导致超过可能引发氨致应力腐蚀开裂(SCC)的屈服强度上限(440MPa)，从而发生氨致应力腐蚀开裂，而且不能确保低屈强比及低温韧性。
[0142] 此外，虽然制造条件满足本发明，但是组分没有满足本发明的对比例C-1至F-1，由于贝氏体的分数过高或者针状铁素体晶粒尺寸过小或者MA相的分数过高，导致超过可能引发氨致应力腐蚀开裂(SCC)的屈服强度上限(440MPa)，从而发生氨致应力腐蚀开裂，而且不能确保低屈强比及低温韧性。
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