阅读说明：本技术 低屈强比特性优异的高强度钢材及其制造方法 (High-strength steel material having excellent low yield ratio characteristics and method for producing same ) 是由 郑欢教 于 2018-12-24 设计创作，主要内容包括：根据本发明的一方面的低屈强比特性优异的高强度钢材,其按重量％计可以包含0.06-0.12％的C、0.2-0.5％的Si、1.5-2.0％的Mn、0.003-0.05％的Al、0.01％以下的N、0.02％以下的P、0.003％以下的S、0.05-0.5％的Cr、0.05-0.5％的Mo、0.01-0.05％的Nb、0.0005-0.005％的Ca、剩余的Fe以及其他不可避免的杂质,作为微细组织包括多边形铁素体,所述多边形铁素体的面积分数为10％-30％,所述多边形铁素体的平均硬度为180Hv以下。(According to one aspect of the present invention, a high-strength steel material having excellent low yield ratio characteristics may include, in terms of wt%, 0.06 to 0.12% of C, 0.2 to 0.5% of Si, 1.5 to 2.0% of Mn, 0.003 to 0.05% of Al, 0.01% or less of N, 0.02% or less of P, 0.003% or less of S, 0.05 to 0.5% of Cr, 0.05 to 0.5% of Mo, 0.01 to 0.05% of Nb, 0.0005 to 0.005% of Ca, and the balance Fe and other unavoidable impurities, and may include polygonal ferrite having an area fraction of the polygonal ferrite of 10 to 30% and an average hardness of the polygonal ferrite of 180Hv or less as a fine structure.)

低屈强比特性优异的高强度钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及管道用钢材及其制造方法，尤其，涉及一种低屈强比特性优异的高强度钢材及其制造方法。

背景技术

管道用钢材以各种各样的方法经过造管成型而制作成管道。在成型管道时，不仅容易塑性变形，管道整体的塑性变形性均匀，而且在管道成型的过程中只要不发生龟裂或断裂，就可以评价为制管性能优异。并且，在使用管道时，若输送压力急剧发生变化也不会发生管道断裂且能够变形，则可以评价为管道的安全性能优异。为了提高管道用钢材的制管性能和安全性能，所要求的物性是降低屈强比的。钢材的屈强比变得越低，越使屈服应力和拉伸应力之差变大，这是因为，在发生塑性变形之后，达到断裂为止的多余应力将会增加。

屈强比是依赖于微细组织的物性。通常，在混合有硬度不同的多个相的情况下，会呈现出屈强比降低的倾向。即，可以确认到：在由铁素体和珠光体带(其通过正火(normalizing)热处理制造)构成的微细组织中，获得较低的屈强比值，相反，仅仅由贝氏体构成的高强度钢中获得较高的屈强比值。在存在有不同硬度的两个相的情况下，屈服强度将会受到硬度较低的相的强度和分率的影响，而拉伸强度将会受到硬度较高的相的强度和分率的影响。因此，在对硬度较低的相和硬度较高的相的强度和分率进行最佳控制的情况下，能够确保较低的屈强比。

不过，在管道用钢材、尤其是线管管道(line pipe)用钢材的情况下，不仅要求屈强比，而且还要求一定水平以上的强度和韧性，因此，不能只考虑屈强比而控制微细组织。若将硬度较低的相、即多边形铁素体的分率提高到必要以上，则会发生屈服强度变低的问题；若提高作为高硬度相的马氏体或贝氏体的分率，则会发生韧性劣化的问题。

因此，在管道用钢材、尤其是线管管道用钢材的情况下，要求确保一定水平以上的强度和韧性，同时具有低屈强比特性而确保制管性能和安全性能。

现有技术

专利文献

专利文献1：韩国专利公开公报第1997-0043168号(公开日：1997.07.26)

发明内容

根据本发明的一个方面，可以提供一种低屈强比特性优异的高强度钢材及其制造方法。

本发明的课题不限于如上所述的内容。只要是普通技术人员，通过本说明书的整个内容理解本发明的额外课题不存在任何困难。

解决技术问题的手段

根据本发明的一方面的低屈强比特性优异的高强度钢材，可以包含按重量％计的0.06-0.12％的C、0.2-0.5％的Si、1.5-2.0％的Mn，0.003-0.05％的Al、0.01％以下的N、0.02％以下的P、0.003％以下的S、0.05-0.5％的Cr、0.05-0.5％的Mo、0.01-0.05％的Nb、0.0005-0.005％的Ca、剩余的Fe以及其他不可避免的杂质，作为微细组织包含多边形铁素体，所述多边形铁素体的面积分数为10-30％，所述多边形铁素体的平均硬度为180Hv以下。

钢材还包含平均硬度为200Hv以上的残余组织，所述残余组织可以包括针状铁素体、贝氏体、珠光体以及马氏体。

所述珠光体和马氏体的面积分数之和可以为整体面积的10％以下。

所述钢材按重量％计，还可以包含0.05-0.3％的Ni、0.05-0.3％的Cu、0.005-0.02％的Ti以及0.0005-0.0015％的B中的一种或两种以上。

所述钢材的-30℃的夏比冲击能量可以为200J以上。

所述钢材的屈强比可以为90％以下。

所述钢材的拉伸强度可以为500MPa以上。

根据本发明的一方面的低屈强比特性优异的高强度钢材，可以将按重量％计包含0.06-0.12％的C、0.2-0.5％的Si、1.5-2.0％的Mn、0.003-0.05％的Al、0.01％以下的N、0.02％以下的P、0.003％以下的S、0.05-0.5％的Cr、0.05-0.5％的Mo、0.01-0.05％的Nb、0.0005-0.005％的Ca、剩余的Fe以及其他不可避免的杂质的钢坯在1100-1160℃的温度范围内进行再加热；将已再加热的所述钢坯在1050℃以上的结束温度下进行粗轧；将已粗轧的所述钢坯在980℃以下的温度范围内开始进行精轧，并且在(Ar3+50℃)-900℃的温度范围内结束精轧；将已精轧的所述钢材以第一冷却速度第一次冷却至(Ar3-40℃)-(Ar3-70℃)的温度范围；将经过第一次冷却的钢材以第二冷却速度第二次冷却至350-400℃的温度范围而制造。

所述精轧的有效压下率可以为65％以上。

所述第二冷却速度比所述第一冷却速度大10-40℃/s。

所述第一次冷却的开始温度可以为(Ar3+10℃)-(Ar3+30℃)。

所述第一冷却速度可以为10-20℃/s。

所述第二次冷却可以在所述第一次冷却之后立即执行。

所述第二冷却速度可以为30-50℃/s。

可以将经过第二次冷却的所述钢材空冷至室温。

所述钢坯按重量％计，还可以包含0.05-0.3％的Ni、0.05-0.3％的Cu、0.005-0.02％的Ti以及0.0005-0.0015％的B中的一种或两种以上。

发明效果

根据本发明的一方面，提供一种能够同时确保500MPa以上的拉伸强度和90％以下的屈强比的钢材及其制造方法，因此，能够有效地确保管道用钢材的制管性能和安全性能。

具体优选实施方式

本发明涉及一种低屈强比特性优异的高强度钢材及其制造方法，以下说明本发明的优选实施例。本发明的实施例可以以多种形态变形，并且不应将本发明的范围解释为限定于以下进行说明的实施例。本实施例是为了向本发明所属技术领域的普通技术人员更详细地说明本发明而提供的。

下面，更详细地说明本发明的钢材的组分。以下，只要没有特别指出，用于表示各个元素的含量的％是以重量为基准的。

根据本发明的一方面的低屈强比特性优异的高强度钢材，按重量％计，所述钢材可以包含0.06-0.12％的C、0.2-0.5％的Si、1.5-2.0％的Mn、0.003-0，05％的Al、0.01％以下的N、0，02％以下的P、0.003％以下的S、0.05-0.5％的Cr、0.05-0.5％的Mo、0.01-0.05％的Nb、0.0005-0.005％的Ca、剩余的Fe以及其他不可避免的杂质。

C：0.06-0.12％

C是，通过固溶强化和析出强化来有效地强化钢材的元素。尤其，C是与屈服强度相比对拉伸强度产生更大影响的元素，因此，是对屈强比的减小实现有效地起到贡献的元素。因此，本发明可以将C的含量的下限限制在0.06％。不过，在过度添加C的情况下，可能会降低韧性，因此，本发明可以将C的含量的上限限制在0.12％。因此，本发明的C的含量可以为0.06-0.12％。而且，在C的含量超过0.10％的情况下，钢坯的表面在制钢连铸工艺中会频繁地发生裂纹(crack)，因此本发明的C的优选含量可以为0.06-0.10％。

Si：0.2-0.5％

Si是，不仅用作脱氧剂，而且通过对固溶强化起到贡献来提高钢的强度的元素。并且，Si是在相变时有助于岛状马氏体(MA)的生成的元素。岛状马氏体(MA)是对低屈强比特性起到贡献的元素。因此，本发明考虑到岛状马氏体(MA)的生成，可以将Si的含量的下限限制在0.2％。不过，在过多添加Si的情况下，随着加热炉内生长的氧化皮(scale)的剥离性降低，可能会发生轧制结束后的表面品质变得劣化的问题，从而本发明可以将Si的含量的上限限制在0.5％。因此，本发明的Si的含量可以为0.2-0.5％。

Mn：1.5-2.0％

Mn是作为固溶强化的元素，用于提高钢的强度，并且通过提高钢的硬化性能来促进低温转变相的生成的元素。为了降低屈强比，需要在微细组织内包含具有适当分率的低温转变相。因此，为了生成低温转变相，本发明可以将Mn的含量的下限限制在1.5％。不过，在过多添加Mn的情况下，当铸造钢坯时，因中心偏析而助长粗大的贝氏体的生成，并且中心部的韧性低下，钢的熔接性也会低下，因此，本发明可以将Mn的含量的上限限制在2.0％。因此，本发明的Mn的含量可以为1.5-2.0％。

Al：0.003-0.05％

Al是代表性的脱氧剂元素，在其含量小于0.003％的情况下，不能够期待足够的脱氧效果，因此，本发明可以将Al的含量的下限限制在0.003％。并且，在过度添加A1的情况下，将会过度地形成作为非金属氧化物的Al₂O₃，由此存在有母材和熔接部的韧性低下的问题，因此，本发明可以将A1的含量的上限限制在0.05％。因此，本发明的Al的含量可以为0.003-0.05％，更优选的Al的含量可以为0.005-0.05％。

N：0.01％以下

N是通过与Al结合来形成氮化物，由此对提高钢的强度起到贡献的元素。不过，在过度添加N的情况下，固溶状态下的N阻碍韧性将会成为一个问题，因此，本发明可以将N的含量的上限限制在0.01％。并且，从工业和经济方面看，从钢中完全去除N存在困难，因此，可以将N的含量的下限限制在制造工艺中可被允许的范围、即0.001％。因此，本发明的N的含量可以为0.01％以下，更优选的N的含量可以为0.001-0.01％。

P：0.02％以下

P作为在制钢过程中必然包含于钢中的元素而阻碍熔接性和韧性，而且还作为在凝固时容易偏析于钢坯的中心部和奥氏体晶界的元素而阻碍钢的韧性。因此，为了确保适当水平的韧性，优选将其含量限制在一定水平以下。尤其，在P的含量超过0.02％的情况下，将会助长钢材的厚度中心部的脆性破坏，由此难以确保低温韧性，因此，本发明可以将P的含量限制在0.02％以下。

S：0.003％以下

S是制钢过程中不可避免地包含于钢中的杂质元素，是在钢材的厚度中心部形成MnS等的非金属夹杂物而阻碍低温韧性的元素。在S的含量超过0.003％的情况下，在钢材的厚度中心部形成大量的非金属夹杂物，由此起到脆性断裂的起点的作用，从而提供用于传播龟裂的路径。因此，为了确保韧性，本发明可以将S的含量限制在0.003％以下。

Cr：0.05-0.5％

Cr是在冷却时确保足够的硬化性能，并且对如渗碳体的第二相和低温转变相的效果起到贡献，由此有效地对屈强比的低下起到贡献的元素。为了获得这种效果，本发明可以将Cr的含量的下限限制在0.05％。相反，在过多地添加Cr的情况下，可能会阻碍熔接部的韧性，因此，本发明可以将Cr的含量的上限限制在0.5％。因此，本发明的Cr的含量可以为0.05-0.5％，更优选的Cr的含量可以为0.05-0.45％。

Mo：0.05-0.5％

与Cr相同地，Mo作为硬化性能非常高的元素，是一种即使少量添加也能促进低温转变相的生成，由此有效地对降低屈强比起到贡献的元素。通过Mo的添加能够增加贝氏体或马氏体的分率，据此能够降低屈强比。为了获得这种效果，本发明可以将Mo的含量的下限限制在0.05％。不过，Mo是合金成本较高的元素，因此，考虑到经济性方面，本发明可以将Mo的含量的上限限制在0.5％。因此，本发明的Mo的含量可以为0.05-0.5％，更优选的Mo的含量可以为0.05-0.45％。

Nb：0.01-0.05％

Nb在钢坯中以碳化物或氮化物形态的析出物存在，但是，在再加热工艺中固溶于钢内，由此在轧制时起到延迟再结晶的作用。通过再结晶的延迟，在轧制后的铁素体发生相变时能够促进铁素体核的生成，并且可以通过晶粒微细化提高钢材的强度。为了实现这种效果，本发明可以将Nb的含量的下限限制在0.01％。不过，钢材的强度是添加Nb上升的，但是，由晶粒微细化所引起的强度的上升与拉伸强度相比，将会更加对屈服强度的上升起到贡献。因此，在过度添加Nb的情况下，强度虽然上升，但是屈强比也可能会上升，因此，本发明可以将Nb的含量的上限限制在0.05％。因此，本发明的Nb的含量可以为0.01-0.05％。

Ca：0.0005-0.005％

Ca起到对MnS等的非金属夹杂物进行球状化(spheroidizing)的作用。Ca与S发生反应而形成CaS，因此抑制MnS等的非金属夹杂物的生成，据此能够提高低温韧性。为了获得这种MnS等的非金属夹杂物的球状化的效果，本发明可以将Ca的含量的下限限制在0.0005％。不过，Ca是挥发性高且收获率低的元素，因此。考虑到提供工艺中产生的负载，本发明可以将Ca的含量的上限限制在0.005％。因此，本发明的Ca的含量可以为0.0005-0.005％。

根据本发明的一方面的低屈强比特性优异的高强度钢材，按重量％计，还可以包含0.05-0.3％的Ni、0.05-0.3％的Cu、0.005-0.02％的Ti以及0.0005-0.0015％的B中的一种或两种以上。

Ni：0.05-0.3％以下

Ni是能够同时提高钢的强度和韧性的有效的元素。因此，为了获得提高这种强度和韧性的效果，本发明可以将Ni的含量的下限限制在0.05％。不过，Ni作为高价的元素，在经济性方面上不优选过多地添加Ni，因此，本发明可以将Ni的含量的上限限制在0.3％。因此，本发明的Ni的含量可以为0.05-0.3％。

Cu：0.05-0.3％

Cu是通过固溶强化提高强度的元素。因此，为了获得提高强度的效果，本发明可以将Cu的含量的下限限制在0.05％。不过，在过多添加Cu的情况下，制造钢坯时将会诱发表面龟裂，由此降低局部的抗腐蚀性，当对用于轧制的钢坯进行再加热时，熔点较低的Cu渗透到钢的晶界，由此在热加工时可能会诱发裂纹的发生，因此，本发明可以将Cu的含量的上限限制在0.3％。因此，本发明的Cr的含量可以为0.05-0.3％。

Ti：0.005-0.02％

Ti以TiN或TiC形态的析出物存在于钢坯内。在对钢坯再加热时，Nb会被溶解并再固溶，而Ti在再加热工艺中不会溶解并以TiN的形态存在于奥氏体的晶界。存在于奥氏体的晶界的TiN析出物，将会起到抑制在再加热时所发生的奥氏体的晶粒生长的作用，因此，最终会对铁素体的晶粒微细化起到贡献，从而提高强度和韧性。为了实现用于抑制这种奥氏体的晶粒生长的效果，本发明可以将Ti的含量的下限限制在0.005％。不过，在Ti的添加量过多的情况下，钢中的Ti相对于N的含量增多，因此，可能会形成粗大的析出物。这些粗大的析出物不会对奥氏体的晶粒生长的抑制起到贡献，反而用作降低韧性的主要因素起作用，因此，考虑到钢中的N的含量，本发明可以将Ti的含量的上限限制在0.02％。

B：0.0005-0.0015％以下

B作为淬透性高的元素，是一种即使少量添加也能容易生成低温转变相，从而有效地对强度的提高以及屈强比的减小起到贡献的元素。为了获得由这种淬透性产生的效果，本发明可以将B的含量的下限限制在0.0005％。不过，B不仅是在制钢工艺中难以控制的元素，而且，若添加适当量以上，则诱发晶界的脆性而使韧性急剧下降，因此，本发明可以将B的含量的上限限制在0.0015％。因此，本发明的B的含量可以为0.0005-0.0015％。

在本发明中，除了如上所述的钢的组分以外，剩余的可以为Fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质是可能会在通常的制造钢铁工艺无法预期地混入的杂质，并且无法完全排除这些，只要是钢铁制造领域中的普通技术人员就能理解其含义。并且，本发明并非全面地排除除了先前提及到的钢的组分以外的其他组分的添加。

根据本发明的一实施例的低屈强比特性优异的高强度钢材，作为微细组织可以包括多边形铁素体和残余组织。多边形铁素体的平均粒度可以为10μm以下，优选的多边形铁素体的平均粒度可以为6μm以下。并且，多边形铁素体相对于钢材截面的面积分数可以为10-30％，上述多边形铁素体的平均硬度可以为180Hv以下。残余组织可以包括针状铁素体、贝氏体、珠光体以及马氏体，残余组织的平均硬度可以为200Hv以上。并且，残余组织中的珠光体和马氏体的合计分率可以为钢材的整个截面面积的10％以下。

根据本发明的一实施例的低屈强比特性优异的高强度钢材，所述钢材的-30℃下的夏比冲击能量可以为200J以上，其拉伸强度可以为500MPa以上。并且，根据本发明的一实施例的低屈强比特性优异的高强度钢材，所述钢材的屈强比可以为90％以下，更优选为88％以下。

以下，更详细地说明本发明的制造方法。

根据本发明的一方面的低屈强比特性优异的高强度钢材的制造方法，可以对按重量％计包含0.06-0.12％的C、0.2-0.5％的Si、1.5-2.0％的Mn、0.003-0.05％的Al、0.01％以下的N、0.02％以下的P、0.003％以下的S、0.05-0.5％的Cr、0.05-0.4％的Mo、0.01-0.05％的Nb、0.0005-0.005％的Ca、剩余的Fe以及其他不可避免的杂质的钢坯进行再加热，并进行粗轧和精轧；可以以第一冷却速度第一次冷却至(Ar3-40℃)-(Ar3-70℃)的温度范围；可以以第二冷却速度第二次冷却至350-400℃的温度范围。并且，本发明的钢坯按重量％计，还可以包含0.05-0.3％的Ni、0.05-0.3％的Cu、0.005-0.02％的Ti以及0.0005-0.0015％的B中的一种或两种以上。

本发明的钢坯的组分含量对应于前述的钢材的组分含量，利用前述的针对限定钢坯的组分含量的理由的说明来代替针对限定本发明的钢坯的组分含量的理由的说明。

钢坯的再加热

在1100-1160℃的温度范围内，对具有上述组分的钢坯进行再加热。为了形成由固溶Nb所产生的最终的微细组织的晶粒微细化的气氛，需要将钢坯加热到一定温度以上，由此充分分解出上述钢坯内的NbC析出物。因此，为了实现由固溶Nb所产生的晶粒微细化的效果，本发明可以将钢坯的再加热温度的下限限制在1100℃。并且，在钢坯的再加热温度上升的情况下，通过NbC析出物的分解来容易确保固溶Nb，但是奥氏体的晶粒生长也会急剧发生，从而最终可能会增加铁素体的晶粒大小。并且，在Nb的固溶量过多的情况下，未再结晶区的温度上升，由此即使在较高温度下进行轧制，也无法充分实现晶粒微细化，反而使低屈强比特性劣化。因此，本发明的钢坯的再加热温度的上限可以限制在1160℃。

粗轧

可以在钢坯的再加热之后进行粗轧。当进行粗轧时，实现基于再结晶现象的奥氏体的晶粒微细化。在粗轧温度小于1050℃的情况下，将会发生部分再结晶，由此钢材内部的奥氏体的晶粒大小可能会变得不均匀。尤其，厚度中心部的奥氏体的晶粒大小的不均匀形状将会加剧，由此最终在中心部的微细组织将会形成粗大的贝氏体的微细组织，从而低温韧性将会劣化。因此，本发明可以将粗轧的结束温度限制在1050℃以上。

精轧

可以在粗轧之后进行精轧。为了在精轧过程中有效地对奥氏体的晶粒大小进行微细化，需要通过奥氏体晶粒的变形带(deformation band)的形成或位移的形成来积累精轧过程中所施加的轧制能量，为此，必须限制精轧的开始温度。在精轧的开始温度超过980℃的情况下，精轧过程中的轧制能量的积累效果的大部分因退火将会丧失掉，由此，无法充分地对有效的奥氏体的晶粒进行微细化，据此，无法充分实现针对铁素体晶粒的微细化效果。因此，为了确保所期望的微细组织，本发明可以将精轧的开始温度限制在980℃以上。

另外，在精轧温度低于再结晶区的温度(Tnr)的情况下，能够形成奥氏体晶粒的变形带。即，与在精轧的整个过程中施加的压下率相比，在小于再结晶区的温度(Tnr)下施加的压下率、即有效压下率是更对强度和韧性的提高产生影响的重要要素。在精轧过程中的有效压下率不足的情况下，当铁素体发生相变时，不仅无法生成微细的晶粒，而且有效的奥氏体的晶粒变得粗大，由此，由淬透性所引起的贝氏体的分率将会过度增加，从而韧性和屈强比可能会劣化。因此，本发明的精轧的有效压下率可以为65％以上。作为参考，理论上可以通过下面的式1和式2导出有效压下率和再结晶区的温度(Tnr)，本发明的再结晶区的温度(Tnr)可以是指奥氏体的再结晶停止的温度。

[式1]

有效压下率(％)＝[(Tnr温度下的钢材厚度-钢材的最终厚度(mm))/Tnr温度下的钢材厚度(mm)]*100

[式2]

Tnr(℃)＝887+464*C+890*Ti+363*Al-357*Si+(6445*Nb-644*Nb^1/2)+(732*V-230*V^1/2)

精轧时所施加的轧制能量，通过变形带或位移的形成来积累在奥氏体的晶粒中。精轧温度变得越低，越促进变形带的生成，由此铁素体核的生成位置将会增加，据此，晶粒最终能够被微细化。并且，由于精轧温度变得越高，越容易实现位移的消灭等，因此，轧制能量不会被积累而能够容易消失。因此，本发明中，在考虑到被限制的组分和精轧的有效压下率等时，为了确保低温韧性，精轧应该至少在900℃以下结束。在精轧之后为进行冷却而移动钢材的情况下，钢材的温度因空冷而下降。为了防止冷却开始温度在开始进行冷却之前因空冷下降至Ar3+10℃以下，精轧的结束温度可以限制在(Ar3+50℃)以上。因此，本发明的精轧的结束温度可以为(Ar3+50℃)-900℃。作为参考，理论上可以通过下面的式3导出Ar3的温度。

[式3]

Ar3(℃)＝910-310*C-80*Mn-20*Cu-15*Cr-55*Ni-80*Mo+0.35*(钢材厚度-8(mm))

第一冷却

通过精轧后的冷却来对从奥氏体到铁素体的相变进行控制，由此能够确定钢材的最终微细组织。为了确保所期望的屈强比，不同硬度的多个相应该以适当的比率复合地存在，尤其，铁素体的分率和高硬度相的硬度应该满足适当的范围。为了在精轧后导入由第一冷却所产生的微细的多边形铁素体，应该在比Ar3稍微高的温度下开始第一冷却。在以比Ar3高出10-30℃左右的温度开始第一冷却的情况下，能够导入具有最佳比率的微细的多边形铁素体。因此，本发明的第一冷却的开始温度可以为(Ar3+10℃)-(Ar3+30℃)。

为了确保钢材的低屈强比特性，应该获得混合了微细的铁素体和低温转变相的微细组织。不过，在微细的铁素体的分率过大的情况下，能够确保低屈强比特性，但是，因屈服强度下降而无法确保高强度特性。在第一冷却的结束温度小于Ar3-70℃的情况下，铁素体的分率将会过度增加，由此高强度特性的确保变得困难；而在第一冷却的结束温度超过Ar3-40℃的情况下，铁素体的分率将会变低，由此低屈强比特性的确保变得困难。因此，本发明可以将第一冷却的冷却结束温度限制在(Ar3-70℃)-(Ar-40℃)。

在第一冷却的过程中，需要将第一冷却速度控制成不能过快，使得贝氏体不会开始相变，并且能够生成多边形铁素体。因此，可以将第一冷却速度限制在10-20℃/s。在第一冷却速度小于10℃/s的情况下，水冷铁素体生成为比较粗大，由此屈服强度降低，而在第一冷却速度超过20℃/s的情况下，未能达到多边形铁素体的生成量，并且多个低温转变相的分率增加，从而无法确保低屈强比特性。因此，本发明的第一冷却速度可以限制在10-20℃/s。

第二冷却

第二冷却的结束温度应该足够低于贝氏体的相变结束温度，使得在第一冷却的过程中未能相变的奥氏体能够相变为贝氏体等的低温转变相。因此，本发明可以将第二冷却的结束温度限制在400℃以下。相反，若第二冷却的结束温度过低，则脆性较高的马氏体的生成量将会增加，因此屈强比降低，同时存在有韧性低下的忧虑。因此，为了抑制马氏体的生成，可以将本发明的第二冷却的结束温度限制在350℃以上。因此，本发明的第二冷却的结束温度可以为350-400℃。在结束第二冷却之后，可以通过空冷冷却至室温。

第二冷却速度可以控制成大于第一冷却速度的速度，使得在第一冷却中未能相变为铁素体的多个奥氏体全部相变为贝氏体。第二冷却速度可以比第一冷却速度大10-40℃/s，本发明的优选的第二冷却速度可以为30-50℃/s。

另外，从微细组织的方面看，第二冷却优选在第一冷却之后立即执行。

具体实施方式

以下，通过具体实施例更详细说明本发明。

(实施例)

制造了满足如下表1中记载的组分系的钢铁钢坯，根据表2的工艺条件从各个钢坯中制造出钢材。

【表1】

【表2】

将根据表2的工艺条件制造出的各个钢材沿着长度方向切割而制备了拉伸试片，并且对上述拉伸试片进行拉伸试验，由此评估了屈服强度、拉伸强度以及-30℃下的夏比冲击能量，并将其结果在如下表3中示出。并且，对根据表2的工艺条件制造出的各个钢材进行了蚀刻，之后观察了微细组织并测量了各个组织的硬度，各个钢材的多边形铁素体的分率和硬度、以及除了多边形铁素体以外的剩余多个相(珠光体+马氏体)的分率和硬度在如下表4中示出。

【表3】

【表4】

在发明例1至发明例16的情况下，可以确认到：均满足本发明的钢的组分、微细组织以及工艺条件，并且均满足200J以上的-30℃下的夏比冲击能量、500MPa以上的拉伸强度、以及90％以下的屈强比。尤其，在发明例1至发明例16的情况下，可以确认到屈强比均小于90％。

在比较例1的情况下，虽然组分含量满足本发明的组分含量，但是，未划分出第一冷却和第二冷却，并且只进行了一次冷却，而且第一冷却的开始温度超出了本发明的范围，因此，可以确认到并不满足本发明的微细组织的条件。因此，可以确认到比较例1无法确保本发明所期望的低温韧性。

在比较例2的情况下，虽然组分含量满足本发明的组分含量，但是，精轧的有效压下率和第一冷却速度并不满足本发明的范围，因此，可以确认到不满足本发明的微细组织的条件。因此，可以确认到比较例2无法确保本发明所期望的拉伸强度和低温韧性。

在比较例3的情况下，虽然组分含量满足本发明的组分含量，但是，再加热温度、粗轧的结束温度、精轧的结束温度以及第一冷却的开始温度和结束温度并不满足本发明的范围，因此，可以确认到并不满足本发明的微细组织的条件。因此，可以确认到比较例3无法确保本发明所期望的低温韧性。

另外，在比较例4至比较例13的情况下，均不满足本发明的钢的组分、微细组织以及工艺条件，因此，可以确认到无法确保本发明所起到的物性。

因此，根据本发明的实施例的低屈强比特性优异的高强度钢材及其制造方法，可以提供一种通过均满足低屈强比特性和高强度性能够确保安全性能和制管性能的管道用钢材及其制造方法。

以上，通过实施例详细说明了本发明，但也可以实施与其不同的形态的实施例。因此，记载的权利要求书中的技术思想和范围不被这些实施例所限定。