但是，其含量不足0. 05%時，會使其脫氧效果不 充分，并且不能夠獲得提高強(qiáng)度的效果，因此不優(yōu)選。此外，Si可以提高M(jìn)A(馬氏體/奧氏 體混合組織）的穩(wěn)定性，即使在C的含量低的情況下，也能夠形成大量分?jǐn)?shù)的MA相，因此有 助于提高強(qiáng)度及低屈服比的實(shí)現(xiàn)。但是，MA相過多形成時，反而會導(dǎo)致韌性降低，因此在考 慮這一點(diǎn)的情況下，優(yōu)選將Si的含量范圍限制在0. 1~0. 4%。
[0039]Ni:0.05 ~1.0%
[0040] 鎳（Ni)為能夠同時提高基底金屬的強(qiáng)度和韌性的幾乎唯一的元素，為了獲得上 述效果，需要以〇. 05%以上來添加Ni。但是，Ni為價(jià)格昂貴的元素，在其含量超過1. 0% 時，會存在經(jīng)濟(jì)性降低的問題。
[0041] 此外，在添加Ni時，由于降低Ar3溫度，因此，為了產(chǎn)生SIDT而需要在低溫下進(jìn)行 車L制，在這種情況下進(jìn)行軋制時，變形阻力會增加，從而在軋制方面存在困難，在考慮到這 一點(diǎn)的情況下，優(yōu)選將Ni的上限范圍限制在1. 0%以下。
[0042]Ti:0? 005 ~0? 1%
[0043] 由于鈦（Ti)在鋼中形成氧化物及氮化物而進(jìn)行再加熱時，可以控制晶粒的生長， 從而可以大大提高低溫韌性，因此，為了獲得這樣的效果，需要將Ti以0. 005%以上進(jìn)行添 加。但是，其含量超過0. 1%時，會因連鑄水口的堵塞或中心部形成結(jié)晶而存在低溫韌性降 低的問題，因此，優(yōu)選將Ti的含量限制在0. 005~0. 1%。
[0044]A1 :0? 005 ~0? 5%
[0045] 鋁（A1)作為有助于鋼水脫氧的元素，為此需要以0.005%以上進(jìn)行添加。但是，其 含量超過0.5%時，在連鑄時會引起噴嘴堵塞，因此不優(yōu)選。
[0046] 此外，在固溶時A1會助長MA相（馬氏體/奧氏體混合組織）的形成，因此，以少 量的C也可以形成大量的MA相，因此有助于提高強(qiáng)度及實(shí)現(xiàn)低屈服比，在考慮到這一點(diǎn)的 情況下，優(yōu)選將A1的含量范圍限制在0.01~0.05%。
[0047]P:0.015% 以下
[0048] 磷（P)作為在基底金屬和焊接部上引起晶界析出的元素，會發(fā)生使鋼脆化的問 題，因此需要積極地降低其含量。但是，為了最大限度地降低P，對制鋼工序會造成嚴(yán)重負(fù) 荷，P的含量在〇. 020%以下時，基本上不會發(fā)生上述問題，因此將其上限限制在0. 015%。
[0049] S:0.015% 以下
[0050] 硫（S)作為產(chǎn)生紅熱脆性的元素，其是形成MnS等而大大阻礙沖擊韌性的元素，因 此優(yōu)選將其控制在最低限度，將其含量限制在0.015%以下。
[0051] 具有上述本發(fā)明的有利的成分組成的鋼材，通過包含上述含量范圍的合金元素就 可以獲得充分的效果，但是為了進(jìn)一步提高鋼材的強(qiáng)度和韌性、焊接熱影響部的韌性及焊 接性等特性，優(yōu)選在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)添加下述合金元素。此時，下述合金元素可以僅添加一 種，也可以添加兩種以上。
[0052]Cu:0.01 ~0.5%
[0053] 銅（Cu)作為使基底金屬的韌性最小限度地降低的同時，能夠提高強(qiáng)度的元素，為 了獲得這種效果，需要以〇. 01 %以上來添加Cu。但是，過度添加Cu時，會大大阻礙產(chǎn)品表 面的品質(zhì)，因此優(yōu)選將其含量限制在〇. 5%以下。
[0054]Nb:0? 005 ~0? 1%
[0055] 鈮（Nb)以NbC或NbCN的形態(tài)析出，從而會大大提高基底金屬及焊接部的強(qiáng)度。此 外，以高溫進(jìn)行再加熱時，固溶的Nb通過抑制奧氏體的再結(jié)晶，并且抑制鐵素體或貝氏體 的變態(tài)，從而具有使組織微細(xì)化的效果。進(jìn)一步地，在最終軋制后進(jìn)行冷卻時，大大提高奧 氏體的穩(wěn)定性，即使在以低速進(jìn)行冷卻時，也能夠起到促進(jìn)MA相（馬氏體/奧氏體混合組 織）的生成的作用。因此，為了獲得這樣的效果，需要以0.005%以上來添加Nb，但在其含 量超過0. 1%而過多時，會增加引起鋼材邊緣的脆性裂縫的可能性，因此不優(yōu)選。
[0056] Mo:0? 005 ~0? 5%
[0057] 由于加入少量的鑰（Mo)就能夠大大提尚硬化性，從而提尚強(qiáng)度，因此，Mo是一種 有用的元素。為了獲得上述效果，需要以0.005%以上來添加Mo,但Mo為價(jià)格昂貴的元素， 并且在超過0. 5%時，會存在過度增加焊接部的硬度，阻礙韌性的問題，因此優(yōu)選以0. 5% 以下進(jìn)行添加。
[0058] 下面，對具有上述成分組成的本發(fā)明的鋼材的微細(xì)組織進(jìn)行詳細(xì)說明。
[0059] 本發(fā)明提供的微細(xì)組織的構(gòu)成為，優(yōu)選以面積分?jǐn)?shù)70~90%包含晶粒尺寸為 10ym以下的超細(xì)鐵素體，并且以面積分?jǐn)?shù)10~30%包含平均粒徑為5ym以下的MA(馬 氏體/奧氏體）組織。
[0060] 根據(jù)本發(fā)明，微細(xì)組織以70%以上的面積率來形成超細(xì)粒鐵素體時，根據(jù)晶粒微 細(xì)化引起的強(qiáng)度提高的同時，由于沖擊轉(zhuǎn)變溫度低，因此有利于確保在極低溫度下的韌性。 此外，以10%以上的面積率來均勻地分布微細(xì)的MA相（馬氏體/奧氏體混合組織）時，由 MA相與鐵素體組織的界面上所形成的可動位錯而顯示出連續(xù)屈服行為，從而使加工硬化率 上升，以實(shí)現(xiàn)低屈服比。進(jìn)一步地，在MA相的情況下，會降低屈服強(qiáng)度，與此相反，還有助于 增加抗張強(qiáng)度，因此更加有利于實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度低屈服比。
[0061] 為了實(shí)現(xiàn)上述微細(xì)組織，需要對制備條件進(jìn)行控制，尤其重要的是軋制條件，即， 對軋制通過條件和冷卻條件的最優(yōu)化尤為重要。
[0062] 下面，對本發(fā)明提供的鋼材的制備條件進(jìn)行詳細(xì)說明。
[0063] 根據(jù)本發(fā)明的鋼材的制備過程可以由板坯再加熱-粗軋-收尾軋制-冷卻的過程 組成，各個工序的詳細(xì)條件如下所述。
[0064] 板坯再加熱溫度：1000~1200°C
[0065] 在本發(fā)明中，對滿足上述成分組成的板坯進(jìn)行再加熱時，優(yōu)選在1000°C以上實(shí)施， 這是為了使在鑄造過程中形成的Ti碳氮化物充分固溶。此外，對板坯的加熱溫度過低時， 會使得軋制時的變形阻力過高，從而在后續(xù)的軋制工序中不能夠加大單道次壓縮比，因此 優(yōu)選將其下限值限制為l〇〇〇°C。但是，以超過1200°C的過高的溫度進(jìn)行再加熱時，會使奧 氏體的晶粒過度粗大，從而會有降低韌性方面的擔(dān)憂，因此不優(yōu)選。
[0066] 粗軋溫度：1200°C~奧氏體再結(jié)晶溫度（Tnr)
[0067] 在上述再加熱之后實(shí)施的粗軋作為本發(fā)明中重要的技術(shù)因素，本發(fā)明欲通過最優(yōu) 化粗軋時的條件來實(shí)現(xiàn)初期奧氏體晶粒的微細(xì)化。初期奧氏體晶粒的尺寸被微細(xì)化后，會 使得向鐵素體核生成位置作用的奧氏體的晶粒分率得到增加，從而使得鐵素體的核容易生 成，使用于產(chǎn)生SIDT所需的粒界變形率降低，從而使鐵素體變態(tài)溫度向高溫移動。
[0068] 因此，本發(fā)明將粗軋溫度控制在1200°C~奧氏體再結(jié)晶（Tnr)，將在這種再結(jié)晶 域軋制過程中的軋制以每通過一次為15%以上的壓縮比來進(jìn)行控制，以30%以上的累積 壓縮比來實(shí)施，從而可以將初期奧氏體晶粒的大小控制在40ym以下。通過如上所述的對 初期奧氏體晶粒尺寸的微細(xì)化，可以使用于產(chǎn)生SIDT所需的臨界變形率最小化。
[0069]收尾軋制溫度：Ar3+30°C~Ar3+100°C
[0070] 在上述粗軋之后實(shí)施的收尾軋制與所述粗軋一樣地作為本發(fā)明中最重要的技術(shù) 因素，本發(fā)明欲通過最優(yōu)化收尾軋制時的條件來形成根據(jù)SIDT的超細(xì)粒鐵素體的形成。
[0071] 用于產(chǎn)生SIDT的臨界變形量根據(jù)鋼種類的不同而有所不同，但只要有效壓縮量 在臨界值以上就可以產(chǎn)生SIDT。因此，為了提供上述臨界變形量，本發(fā)明中將收尾軋制溫度 限制在Ar3+30°C~Ar3+100°C。收尾軋制溫度超過Ar3+100°C時，無法獲得根據(jù)SIDT的超 細(xì)粒鐵素體，與此相反，不足Ar3+30°C時，隨著奧氏體晶粒會形成粗大的自由鐵素體，從而 會進(jìn)行雙相域的軋制，在這種情況下，會引起強(qiáng)度及沖擊韌性的降低，因此不優(yōu)選。
[0072] 此外，在上述收尾軋制溫度下進(jìn)行收尾軋制時，優(yōu)選將單道次壓縮比維持在10% 以上，并使累計(jì)壓縮比在60%以上。收尾軋制時，如果單道次壓縮比不足10%時，不能為 SIDT的產(chǎn)生提供充分的臨界變形量，從而不能獲得超細(xì)粒鐵素體。同樣地，在累積壓縮比不 足60%時，不能充分獲得根據(jù)SIDT的超細(xì)粒鐵素體分率，從而不可能實(shí)現(xiàn)組織的微細(xì)化。
[0073] 因此，如本發(fā)明所記載的那樣，優(yōu)選實(shí)施收尾軋制，在如上所述的那樣控制軋制的 情況下，能夠獲得晶粒尺寸為10um以下的超細(xì)粒鐵素體。
[0074] 軋制后的冷卻條件：在收尾軋制的結(jié)束溫度下維持30~90秒后，以10°C/s以上 的冷卻速度冷卻至300~500°C
[0075] 對根據(jù)上述方法進(jìn)行軋制后的鋼材實(shí)施冷卻，優(yōu)選在冷卻前，在收尾軋制的結(jié)束 溫度下維持30~90秒。
[0076] 通常，在固溶元素高濃縮的區(qū)域冷卻時產(chǎn)生MA相（馬氏體/奧氏體混合組織）， 在現(xiàn)有鋼材的情況下，參照圖3可知，會形成粗大的鐵素體，由于在軋制后立即進(jìn)行冷卻， 從而使得晶粒內(nèi)的固溶元素向晶界移動的距離增加，并且移動的時間不足，從而難以形成 固溶元素高濃縮的區(qū)域，在冷卻結(jié)束后，形成如貝氏體等粗大的2次相，從而會降低低溫沖 擊韌性。但是，根據(jù)本發(fā)明所述，通過賦予在收尾軋制結(jié)束溫度下維持一定時間的步驟，從 而為固溶元素的移動提供充分的時間，使得以晶界為中心形成大量的固溶元素高濃縮的區(qū) 域