CN100513611C - 高强度厚钢板及其制造方法、以及高强度钢管 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种高强度厚钢板及其制造方法、以及使用该钢板的高强度钢管，所述高强度厚钢板，耐切断裂纹性良好，具有优良的夏比吸收能和DWTT特性，并且显示出低屈服比，拉伸强度在900MPa以上。作为其解决方法，以质量%计，含有C：0.03～0.12%、Si：0.01～0.5%、Mn：1.5～3%、Al：0.01～0.08%、Nb：0.01～0.08%、Ti：0.005～0.025%、N：0.001～0.01%，以及Cu：0.01～2%、Ni：0.01～3%、Cr：0.01～1%、Mo：0.01～1%、V：0.01～0.1%中的一种或二种以上，Ca、O、S的含量满足以下式，显微组织为铁素体+硬质第二相，铁素体以面积率计为10～50%，第二相中的渗碳体的平均粒径在0.5μm以下，存在于钢中的Nb等碳化物中所含的Nb等在钢中含量的10%以下：1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3…(1)。

Description

高强度厚钢板及其制造方法、以及高强度钢管

技术领域

本发明涉及一种用于输送天然气或原油的高强度管道钢管用厚钢板及其制造方法。特别是涉及在剪切加工中进行切断时应对该切断的耐裂纹性优良，高韧性特别是DWTT(Drop Weight Tear Test，落锤撕裂试验)特性优良，并且屈服比(屈服强度除以拉伸强度的值)在0.85以下，且拉伸强度在900MPa以上的低屈服比高强度管道钢管用钢板及其制造方法、以及使用该钢板制造的高强度钢管。

背景技术

用于输送天然气或原油的管道钢管，近年来为了通过高压化来提高输送效率、或通过薄壁化来提高现场焊接施工效率，逐年得到高强度化，并且即使管道钢管因大地震或冻土地带中的地基变动而产生大变形，也为了不会因局部压曲而引起裂纹，已经将具有高变形能力(高变形能力例如是指：相对于外部应力显示出较大的均匀拉伸性，防止压曲的情况，或者因低屈服比而拉伸性具有富余的情况等)的、拉伸强度超过800MPa的管道钢管实用化。近年来，进一步对拉伸强度超过900MPa的管道钢管提出了具体要求。

关于这种用于高强度管道钢管用焊接钢管的厚钢板的制造方法，例如在专利文献1中公开了如下技术：在热轧后进行2阶段冷却，通过将第2阶段的冷却停止温度设为300℃以下，从而实现高强度化。

并且，在专利文献2中，公开了利用Cu析出强化的、与用于高强度化的加速冷却+时效热处理条件有关的技术。并且，在专利文献3中公开了一种耐压缩局部压曲性优良的钢管：根据管厚和外径之比，具有适当的第二相组织的面积率，从而显示出低屈服比。

但是，如专利文献1中记载的技术，降低冷却停止温度，导入低温相变生成的硬质的贝氏体或马氏体组织，从而实现高强度化的情况下，通过剪切加工将仅实施了冷却的钢板切断成所需要的尺寸时，因钢中残留的扩散性氢的缘故，在切断的端面产生裂纹(以下称作切断裂纹)。在拉伸强度不足900MPa的钢板中要求高变形能力，但不能得到0.85以下的屈服比。

另一方面，如专利文献2，在加速冷却后进行热处理的情况下，由于钢中的氢充分扩散，因而能够抑制切断裂纹，但在热处理过程中在显微组织中渗碳体析出并粗大化，由此降低韧性，特别是进行脆性裂纹传播停止特性的评价的DWTT(Drop Weight Tear Test)特性变差。并且，专利文献2的目的为具有高变形能力，因而不能得到0.85以下的屈服比。

并且，在专利文献3中记载的技术，如在该文献中记载，即使管道钢管因大地震或冻土地带中的地基变动而产生大变形，也与具有防止产生裂纹的高变形能力的要求对应地，其目的在于降低将屈服强度除以拉伸强度的屈服比(YR)，但在该技术中，钢管的母材具有第二相，从而夏比吸收能降低，很难说由外因性的事故而产生的延展性破坏的裂纹传播停止特性(脆性破坏试验，通过在实施了形成切口或实施了能将其代替的加工的试验片或试验体上施加静态或动态载荷而进行。在该试验中，由于冲击载荷而产生脆性裂纹，求出各温度下的脆性破坏的传播停止特性)优良，并且第一相为铁素体组织，因而不能得到900MPa以上的拉伸强度。

专利文献1：日本专利公开2003—293089号公报

专利文献2：日本专利公开平08—311548号公报

专利文献3：日本专利公开平09—184015号公报

发明内容

本发明是鉴于上述问题作出的，其第一目的在于提供一种不引起切断裂纹就能够进行剪切加工的高强度厚钢板和高强度钢钢管，用作管道钢管时即使产生因大地震等地基变动而引起的大变形，也具有屈服比较低的特性，以防止产生局部压曲引起的裂纹；进而提供韧性也优良的高强度钢板，即耐切断裂纹性良好，具有优良的夏比吸收能和DWTT特性，并且显示出0.85％以下的低屈服比的、拉伸强度在900MPa以上的高强度厚钢板及其制造方法、以及高强度钢管。

发明人为了解决上述课题而进行而锐意研究的结果，得出了以下见解。

1)仅实施了加速冷却的高强度厚钢板的耐切断裂纹性差是因为，钢中的扩散性氢在捕获点被捕获，为了阻止这种情况，需要使氢量不足2ppm，为此需要至少在300℃以上的脱氢热处理。具体而言，加速冷却停止后，立即开始进行再加热，使钢板温度升温至300℃以上，从而促进氢的扩散，其结果，在钢中残留的氢的量低于切断裂纹产生临界量2ppm。

2)虽然可以通过将软质的铁素体和硬质的贝氏体和/或马氏体组合的二相组织作为基本，从而实现高强度及低屈服比，但形成Nb、Ti、Mo、V的碳化物时，屈服强度因析出强化而上升，难以得到所希望的低屈服比，因而需要尽量抑制这些碳化物的析出物。

3)上述二相组织虽然可以实现高强度及低屈服比，但对于作为评价延展性破坏的裂纹传播停止性能的指标的夏比吸收能，存在比相同强度级别的贝氏体或马氏体单相组织的钢变低的趋势，但是通过适当地控制钢中的O、Ca、S，从而控制钢中的夹杂物的形态，特别是通过减少粗大的MnS，可以使夏比吸收能达到所希望的级别。

4)存在于硬质的贝氏体和/或马氏体中的渗碳体的平均粒径在0.5μm以下时，作为脆性裂纹传播停止性能的指标的DWTT特性优良。并且，通过加快再加热时的加热速度，从而即使在加速冷却后加热至300℃以上的温度区域，也可以将渗碳体保持在这种微细的状态，能够得到良好的DWTT特性。

本发明根据上述见解，进一步进行研究而完成，本发明提供以下(1)～(5)。

(1)一种高强度厚钢板，包含如下成分：

以质量％计，C：0.03～0.12％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.5～3％、Al：0.01～0.08％、Nb：0.01～0.08％、Ti：0.005～0.025％、N：0.001～0.01％、O：0.003％以下、S：0.001％以下、Ca：0.0005～0.01％；以及

Cu：0.01～2％、Ni：0.01～3％、Cr：0.01～1％、Mo：0.01～1％、V：0.01～0.1％中的至少一种成分；

在此，Ca、O、S的含量满足以下(1)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3…(1)

其中，在上述(1)式中，[O]、[Ca]、[S]为各元素的钢中含量(质量％)；

并且，在显微组织方面，

·铁素体+贝氏体、铁素体+马氏体以及铁素体+贝氏体+马氏体中的任意一种以面积率计在90％以上；并且

·铁素体以面积率计为10～50％；并且

·贝氏体和/或马氏体中的渗碳体的平均粒径在0.5μm以下；并且

·包含存在于钢中的Nb、Ti、Mo和V中的至少一种的单一碳化物或包含其中二种以上的复合碳化物中所含的Nb、Ti、Mo和V量的总和，在钢中所含的Nb、Ti、Mo和V的总和的10％以下。

(2)根据上述项目(1)的高强度厚钢板，进而包含如下成分：

以质量％计，REM：0.0005～0.02％、Zr：0.0005～0.03％、Mg：0.0005～0.01％中的至少一种成分。

(3)在根据上述项目(1)或(2)的高强度厚钢板中，贝氏体和/或马氏体中存在的渗碳体的平均粒径在0.2μm以下。

(4)一种制造高强度厚钢板的方法，包含如下工序：

·对具有上述项目(1)或(2)所述的成分组成的钢，加热至1000～1200℃后，开始轧制的工序；

·进行轧制而使950℃以下温度区域内的(作为压下次数的总数的)累计压下量在67％以上的工序；

·以Ar₃点以上、Ar₃点+100℃以下的温度结束轧制的工序；

·紧接着，从Ar₃点-50℃以上、不足Ar₃点的温度开始进行平均冷却速度为20～80℃/s的加速冷却至不足250℃为止的工序；

·在不足250℃的温度区域内停止冷却的工序；以及

·冷却后立即以平均升温速度5℃/s以上再加热至300℃以上450℃以下的温度的工序。

(5)一种高强度钢管，由以下钢管构成：

使用上述项目(1)至(3)中的任一项所述的高强度钢板的高强度钢管。

另外，在本发明中，高强度是指拉伸强度在900MPa以上；高韧性是指试验温度在-30℃时的夏比吸收能在200J以上，并且试验温度在-30℃时的DWTT的脆性断面率在75％以上；低屈服比是指在0.85以下。并且，在本发明中作为对象的厚钢板，是板厚为10mm以上的钢板。

根据本发明，能够得到耐切断裂纹性良好，具有优良的夏比吸收能和DWTT特性，并且显示出0.85以下的屈服比，拉伸强度在900MPa以上的高强度厚钢板，其在产业上非常有用。

具体实施方式

下面，关于本发明，分为成分组成、组织、制造方法而进行具体说明。

(成分组成)

首先，对本发明的高强度厚钢板的成分组成进行说明。另外，在以下说明中％指质量％。

C：优选为0.03～0.12％

C在低温相变组织中通过产生过饱和固溶而有助于强度上升。为了得到该效果，需要含有0.03％以上，但是若其量超过0.12％，则在加工成钢管时，钢管的圆周焊接部的硬度上升显著，容易产生焊接低温裂纹。因此，设C含量在0.03～0.12％。

Si：优选为0.01～0.5％以下

Si是作为脱氧材料而发挥作用，进而通过固溶强化使钢材的强度增加的元素，但其量不足0.01％时不能得到该效果，超过0.5％时韧性显著降低。因此，设Si含量在0.01～0.5％。

Mn：优选为1.5～3％

Mn作为淬火性提高元素而发挥作用。在其量在1.5％以上时发挥该效果，但在连铸工艺中中心偏析部的浓度上升显著，超过3％时成为偏析部中的延迟破坏的原因。因此，设Mn含量在1.5～3％的范围。

Al：优选为0.01～0.08％

Al作为脱氧元素而发挥作用。其含量在0.01％以上时可得到充分的脱氧效果，但超过0.08％时钢中的纯度降低，成为韧性劣化的原因。因此，设Al含量在0.01～0.08％。

Nb：优选为0.01～0.08％

Nb具有扩大热轧时的奥氏体未再结晶区域的效果，特别是由于将950℃以下设为未再结晶区域，因而将其含有0.01％以上。但是，其量超过0.08％时，焊接时的HAZ的韧性显著变差。因此，设Nb含量在0.01～0.08％。

Ti：优选为0.005～0.025％

Ti形成氮化物，对降低钢中的固溶N量有效以外，还通过析出的TiN的阻塞效果抑制奥氏体颗粒的粗大化，从而有助于母材、HAZ的韧性提高。为了得到所需要的阻塞效果，需要使其含量在0.005％以上，但超过0.025％时形成碳化物，由此引起的析出硬化导致韧性显著变差。因此，设Ti含量在0.005～0.025％。

N：优选为0.001～0.01％

N通常作为钢中的不可避免的杂质而存在，如上所述通过添加Ti而形成抑制奥氏体颗粒的粗大化的TiN。为了得到所需要的阻塞效果，需要使其含量在0.001％以上，但超过0.01％时，在焊接部特别是在熔融线附近加热至1450℃以上的HAZ，TiN被分解，固溶N的不良影响显著，因此设N含量在0.001～0.01％。

Cu、Ni、Cr、Mo、V中的一种或二种以上

由于Cu、Ni、Cr、Mo、V都作为淬火性提高元素而发挥作用，因而以高强度化为目的，在以下所述的范围内含有这些元素中的一种或二种以上。

Cu：优选为0.01～2％

Cu在0.01％以上时有助于钢的淬火性提高。但是，在含量超过2％时产生韧性的劣化。因此，在添加Cu时，使其含量在0.01～2％。

Ni：优选为0.01～3％

Ni在添加0.01％以上时有助于钢的淬火性提高。特别是，即使大量添加也不会产生韧性劣化，因而对强韧化有效，但其为价格昂贵的元素，并且即使超过3％效果也饱和。因此，在添加Ni时，使其含量在0.01～3％。

Cr：优选为0.01～1％

Cr在添加0.01％以上时也有助于钢的淬火性提高，但超过1％时韧性变差。因此，在添加Cr时，使其含量在0.01～1％。

Mo：优选为0.01～1％

Mo在添加0.01％以上时也有助于钢的淬火性提高，但超过1％时韧性变差。因此，在添加Mo时，使其含量在0.01～1％。

V：优选为0.01～0.1％

V通过形成碳氮化物而引起析出强化，特别是作用于防止焊接热影响部的软化。在0.01％以上时可以得到该效果，但超过0.1％时析出强化显著，韧性降低。因此，在添加V时，使其含量在0.01～0.1％。

Ca：优选为0.0005～0.01％

在制钢工艺中，在Ca含量不足0.0005％的情况下，由于脱氧反应支配而难以确保CaS，不能得到韧性改善效果，另一方面，在Ca含量超过0.01％的情况下，容易产生粗大CaO，包含母材在内的韧性降低，除此之外还成为浇包的管口闭塞的原因，从而妨碍生产率。因此，设Ca含量在0.0005～0.01％。

O：优选为0.003％以下、S：0.001％以下

在本发明中，O、S是不可避免的杂质，从而规定含量的上限。O的含量，从抑制生成因粗大而对韧性产生不良影响的夹杂物的观点出发设在0.003％以下。

并且，虽然可通过添加Ca来抑制MnS的生成，但是在S的含量多时，即使通过基于Ca的形态控制也不能抑制MnS，因而设为0.001％以下。

1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3

本参数式为得到优良的韧性而规定钢中的O、S含量和Ca含量的关系，通过满足该范围而抑制生成因粗大而对韧性产生不良影响的夹杂物，并且抑制由于添加过剩的Ca而生成的CaO-CaS的粗大化，防止夏比(charpy)吸收能的降低。

下面，进行具体说明。

Ca具有硫化物形成能力，将其添加时在制钢时的钢水中抑制生成使夏比吸收能降低的MnS，取而代之形成对韧性相对无害的CaS。但是，由于Ca还是形成氧化物的元素，因而需要添加对首先作为氧化物而被消耗的量进行估计的量。即，从抑制生成因粗大而对韧性产生不良影响的夹杂物的观点出发，设O≤0.003％、S≤0.001％，在此基础上，按基于实验结果回归的以下(a)式规定除了CaO生成量的有效CaO量(Ca^*)，并且按以下(b)式，以用Ca和S的化学计量比1.25除有效Ca^*的值成为钢中的S量的方式添加Ca的情况下，钢中的S全部消耗在CaS的生成中。

Ca^*＝(1-130×[O])×[Ca]……(a)

[S]≤Ca^*/1.25……(b)

另一方面，Ca含量过剩时，确认了引起所生成的CaO-CaS的粗大化，夏比吸收能降低。根据实验室的研究结果，为了抑制该Ca粗大化，要求满足以下(c)式。

3·[S]≥Ca^*/1.25……(c)

根据以上研究结果，作为由上述(b)式和(c)式限定的范围而规定以下(1)式。

1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3……(1)

其中，上述(1)式、(a)～(c)式的[O]、[Ca]、[S]为各元素的钢中含量(质量％)。

REM、Zr、Mg的一种或二种以上

从进一步提高焊接部的韧性的观点出发，除了上述基本成分以外，根据需要添加所述成分。

REM：0.0005～0.02％

REM在钢中形成硫氧化物，通过含有0.0005％以上而具有防止焊接热影响部的粗大化的阻塞效果。但是，其为价格昂贵的元素，且即使超过0.02％效果也饱和。因此，在添加REM时，设其含量在0.0005～0.02％。

Zr：0.0005～0.03％

Zr在钢中形成碳氮化物，特别是具有防止在焊接热影响部奥氏体颗粒粗大化的阻塞效果。为了得到充分的阻塞效果，需要添加0.0005％以上，但超过0.03％时钢中的纯度显著降低，且韧性降低。因此，在添加Zr时，设其含量在0.0005～0.03％。

Mg：0.0005～0.01％

Mg在制钢过程中在钢中作为微细的氧化物而生成，特别是具有防止在焊接热影响部奥氏体颗粒粗大化的阻塞效果。为了得到充分的阻塞效果，需要添加0.0005％以上，但超过0.01％时钢中的纯度显著降低，且韧性降低。因此，在添加Mg时，设其含量在0.0005～0.01％。

(显微组织)

接着，对显微组织进行说明。

·铁素体+贝氏体、铁素体+马氏体、铁素体+贝氏体+马氏体中的任意一种以面积率计在90％以上

通过形成软质的铁素体和硬质相的二相组织，从而拉伸强度提高，屈服强度变低，可同时实现高强度和低屈服比。并且，为了得到900MPa以上的强度，将硬质相设置为贝氏体或马氏体或他们的混合组织。即，设置为铁素体+贝氏体、铁素体+马氏体以及铁素体+贝氏体+马氏体中的任意一种。这些铁素体和硬质相的面积率共计在90％以上时，能够得到所希望的强度和屈服比。优选在95％以上。即，允许存在不足10％的残留γ、岛状马氏体、珠光体等。从韧性的观点出发，构成硬质相的贝氏体和/或马氏体，优选为从板厚方向厚度在30μm以下的细颗粒奥氏体产生相变的组织。

·铁素体的面积率为10～50％

在铁素体不足10％的情况下，几乎相比贝氏体或马氏体单相组织的情况没有变化，屈服强度仍然较高，难以实现所希望的低屈服比。另一方面，铁素体超过50％时，软质的铁素体成为主体，拉伸强度大幅度降低，难以实现超过900MPa的高强度。优选为10～30％。通过设在30％以下而可稳定地得到较高的拉伸强度。并且，从提高韧性的观点出发，优选铁素体的平均粒径为20μm的细颗粒。

·贝氏体和/或马氏体中的渗碳体的平均粒径在0.5μm以下

为了防止切断裂纹而进行回火，由此在硬质相中，即贝氏体和/或马氏体中析出渗碳体。在回火条件下该渗碳体粗大成超过0.5μm的大小时，引起DWTT特性的劣化和夏比吸收能的降低。因此，设贝氏体和/或马氏体中的渗碳体的平均粒径在0.5μm以下。特别是通过将渗碳体的平均粒径设在0.2μm以下而抑制进一步粗大化，能够使夏比吸收能进一步上升，因而渗碳体的平均粒径优选在0.2μm以下。其中，渗碳体的平均粒径使用以下方法进行测定。首先，与板轧制方向剖面平行地选取显微组织观察用样品，并进行镜面研磨后，进行高速蚀刻处理，接下来用扫描型电子显微镜进行观察，随意以10视野拍摄显微镜照片。从该显微镜照片，通过图像解析计算出每个渗碳体粒子的相当于圆的直径，并通过计算求出其平均值。

·包含存在于钢中的Nb、Ti、Mo和V中的任一种的单一碳化物或包含其中二种以上的复合碳化物中所含的Nb、Ti、Mo和V量的总和，在钢中所含的Nb、Ti、Mo和V的总和的10％以下(以质量％计)。

为了防止剪切裂纹而进行回火，由此除了渗碳体以外，在钢中还析出Nb、Ti、Mo和V的碳化物。作为这些元素的碳化物而析出的量的总和超过他们在钢中的含量的10％时，引起析出强化，特别是由于屈服强度上升而难以实现低屈服比的目标值。因此，将这些碳化物形成元素形成碳化物的量设在10％以下。

(制造条件)

接着，对制造条件进行说明。

(1)热轧

加热温度：1000～1200℃

进行热轧时，为了使整个钢片奥氏体化，需要加热至1000℃以上。另一方面，将钢片加热至超过1200℃的温度时，TiN阻塞也会引起奥氏体颗粒显著成长，母材韧性变差。因此，设加热温度在1000～1200℃。

950℃以下的温度区域的累计压下量：67％以上

如上所述，通过Nb的添加，950℃以下为奥氏体未再结晶区域。通过在该温度区域(压下次数的总数)进行累计大压下，奥氏体颗粒伸展，特别是在板厚方向成为细颗粒，在该状态下加速冷却而得到的钢的韧性良好。但是，在累计压下量不足67％时，由于细颗粒化效果不充分，难以得到钢的韧性提高的效果，因而将累计压下量设在67％以上。用于进一步提高韧性提高效果的优选范围在75％以上。

终轧温度：Ar₃点以上、Ar₃点+100℃以下

在终轧温度低于Ar₃点的情况下，在铁素体相变温度区域进行轧制，相变生成的铁素体被加工成较大，夏比吸收能降低。另一方面，以超过Ar₃点+100℃的较高的温度结束轧制的情况下，基于奥氏体未再结晶区域轧制的细颗粒化效果不充分。与此相对，通过以Ar₃点以上、Ar₃点+100℃以下的范围结束轧制，能够充分确保基于奥氏体未再结晶区域轧制的细颗粒化效果。因此，设终轧温度在Ar₃点以上、Ar₃点+100℃以下。

(2)加速冷却

加速冷却的冷却开始温度：Ar₃点-50℃以上、不足Ar₃点

虽然为了实现低屈服比化而需要相变生成软质的铁素体组织，但是进行加速冷却时铁素体相变被抑制，因而在热轧后到开始进行加速冷却为止的期间的空气冷却过程中使铁素体相变。因此，设加速冷却的冷却开始温度不足Ar₃点。另一方面，在将冷却开始温度设为不足Ar₃点-50℃时，铁素体组织的面积率超过50％，不能确保所需要的拉伸强度，因而设下限为Ar₃点-50℃。

加速冷却的平均冷却速度：20～80℃/s

为了得到由贝氏体和/或马氏体形成的硬质的第二相组织，以20℃/s以上进行加速冷却。另一方面，即使冷却速度超过80℃/s，所得到的组织也不变化，材质饱和，因而设上限为80℃/s。另外，其中的冷却速度，是指板厚中心部的平均冷却速度(将冷却开始温度和冷却停止温度之差除以所需时间的值)。

加速冷却的冷却停止温度：250℃以下

为了钢板的高强度化，降低加速冷却的停止温度，从而生成在低温下相变的贝氏体或马氏体组织。冷却停止温度超过250℃时，由于在相变不充分时停止加速冷却，剩余的未相变组织变粗，成为韧性降低的原因，因而设冷却停止温度为250℃以下。

(3)再加热处理

通过加速冷却而产生低温相变得以高强度化的钢板，在加速冷却后即使进行空气冷却，也会残留钢中的扩散性氢，产生切断裂纹。因此，在冷却停止后，迅速进行再加热处理。再加热处理的方法可以是炉加热、感应加热等任意方法。该再加热处理条件是用于得到本发明的钢板的特性的重要条件。

加热温度：300～450℃

在再加热温度不足300℃的情况下，由于不能使氢充分扩散，不能防止切断裂纹，因而设再加热温度在300℃以上。另一方面，为了得到0.85以下的屈服比而需要抑制屈服强度的上升，因而进行再加热时，设上线温度在450℃，以防止Nb、Ti、Mo、V的碳化物的析出量增加引起析出强化增加。

平均升温速度：5℃/s以上

通过将停止加速冷却的钢立即进行再加热，由加速冷却而相变生成的贝氏体或马氏体中过饱和固溶的碳作为渗碳体均匀且微细地析出。并且，从超过300℃的温度开始渗碳体具有凝聚、粗大化的趋势。作为高强度钢板的韧性的评价，特别是有对脆性裂纹传播停止性能进行评价的DWTT特性，特别是与该特性有关的发明人的研究结果，发现提高加热时的升温速度而抑制上述凝聚过程，并且阻止渗碳体的粗大化对得到优良的DWTT特性有效，为此设升温速度在5℃/s以上时，可以将渗碳体大致维持在刚析出后的微细的状态，从而能够得到优良的DWTT特性。因此，设升温速度在5℃/s以上。另外，其中的升温速度，是指板厚中心部的平均升温速度(将再加热开始温度和再加热温度之差除以所需时间的值)。

再加热开始时期：再加热冷却停止后立即进行。

至再加热的时间较长时，这期间的空气冷却过程中的温度降低，从而氢难以扩散，降低至100℃时，氢几乎不扩散，因而加速冷却停止后立即开始进行再加热。加热开始时期，优选在加速冷却停止后300秒以内，更优选在100秒以内。

其中，在本发明中，Ar₃点是在钢板轧制后的冷却过程中铁素体开始相变的温度，优选根据各元素的钢中含量(质量％)，利用Ar₃＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-15Cr-80Mo进行计算，但不进行特别规定。

如上所述的本发明的高强度厚钢板，根据通用方法成形为钢管，通过对端部进行焊接而制成使用在管道钢管等中的高强度钢管。

实施例

使用表1所示化学组成的钢，在表2所示的热轧、加速冷却、再加热条件下制成钢板A～K。其中，利用与加速冷却设备设置在同一生产线上的感应加热型加热装置进行再加热。

用剪切机将所得到的钢板在20个位置切断，然后通过磁粉探伤对钢板切断面进行调查，并求出发现切断裂纹的切断端面的个数。在此，即使在1个端面内发现多个裂纹的情况下，由于是1个端面，因而设切断裂纹的产生个数为1。将在全部切断部位未发现切断裂纹的情况(切断裂纹产生数为0)视为良好。

接着，为了对所得到的钢板的强度和韧性进行评价，选取依据API-5L的全厚拉伸试验片和DWTT试验片，从板厚中央位置选取JISZ2202(1980)的V切槽夏比冲击试验片，实施钢板的拉伸试验、DWTT试验(试验温度为-30℃)和夏比冲击试验(试验温度为-30℃)。并且，与板轧制方向剖面平行地选取显微组织观察用样品，并进行镜面研磨后，进行硝酸乙醇蚀刻处理，接下来用光学显微镜进行组织观察，并调查钢的显微组织的种类(在表3中，F：铁素体，B：贝氏体，M：马氏体)。接着，再次进行镜面研磨后，进行高速蚀刻处理，接下来用扫描型电子显微镜进行观察，随意以10视野拍摄显微镜照片。从该显微镜照片，通过图像解析计算出每个渗碳体粒子的相当于圆的直径，并计算其平均值。将钢板的剪切加工试验结果、母材的强度、韧性试验结果集中表示在表3(其中，钢种A为钢管，但厚钢板也大致相同)。

化学组成和轧制、冷却、再加热条件在本发明的范围内的、本发明例1～8没有产生切断裂纹，并且，显示出高强度、高韧性、低屈服比。

与此相对，在本发明的范围之外的比较例方面，上述特性中的某特性较差。具体而言，终轧温度低于本发明的范围的比较例No.9，由于铁素体组织的百分比较高，因而强度降低。并且，冷却开始温度高于本发明的范围的比较例No.10，由于未引起Ar₃点以下的铁素体相变，因而屈服比较高，夏比吸收能和DWTT特性降低。冷却停止温度高于本发明的范围且再加热温度超过上限的比较例No.11，虽然可得到贝氏体组织，但在较低的温度下不能相变，成为较粗的组织，因而夏比吸收能降低，进而由于在再加热时发生碳化物的析出，因而屈服比(YR)变高。再加热升温速度低于本发明的范围的比较例No.12，由于引起渗碳体的粗大化，因而夏比吸收能和DWTT特性降低。到再加热开始为止的时间超过300秒的比较例No.13，引起切断裂纹。再加热温度低于本发明的范围的比较例No.14，由于加热温度过低而不能引起充分的脱氢，因而产生多个切断裂纹。再加热温度高于本发明的范围的比较例No.15，碳化物的析出量增加，引起析出强化，因而屈服比(YR)变高。使用了钢板的C含量高于本发明的范围的钢种G的比较例No.16，虽然显示出较高的强度，但渗碳体的密度过高而引起切断裂纹。并且，夏比吸收能也降低。使用了钢板的Mn含量低于本发明的范围的钢种H的比较例No.17，其强度降低。使用了钢板的S量超过上限，并且不满足由(1)式规定的关系的钢种J的比较例No.18，由于存在MnS类夹杂物，纯度较低，因而夏比吸收能降低。并且，使用了各化学成分在本发明的范围内，但仍不满足由(1)式规定的关系的钢种K的比较例No.19，虽然可抑制MnS夹杂物，但Ca过剩，由Ca类夹杂物引起纯度降低的结果，夏比吸收能降低。

产业上的利用可能性

本发明提供一种高强度厚钢板，其耐切断裂纹性良好，具有优良的夏比吸收能和DWTT特性，并且显示出0.85以下的屈服比，拉伸强度在900MPa以上，因而适合于用于输送天然气或原油的管道钢管。

Claims (5)

1.一种高强度厚钢板，其中，包含如下成分：

以质量％计，C：0.03～0.12％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.5～3％、Al：0.01～0.08％、Nb：0.01～0.08％、Ti：0.005～0.025％、N：0.001～0.01％、O：0.003％以下、S：0.001％以下、Ca：0.0005～0.01％：以及

Cu：0.01～2％、Ni：0.01～3％、Cr：0.01～1％、Mo：0.01～1％、V：0.01～0.1％中的至少一种成分；

在此，Ca、O、S的含量满足以下(1)式，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3…(1)

其中，在所述(1)式中，[O]、[Ca]、[S]为各元素的钢中质量百分比含量；

并且，在显微组织方面，

·铁素体+贝氏体、铁素体+马氏体以及铁素体+贝氏体+马氏体中的任意一种以面积率计在90％以上；并且

·铁素体以面积率计为10～50％；并且

·贝氏体和/或马氏体中的渗碳体的平均粒径在0.5μm以下；并且

·以质量％计，包含存在于钢中的Nb、Ti、Mo和V中的至少一种的单一碳化物或包含其中二种以上的复合碳化物中所含的Nb、Ti、Mo和V量的总和，在钢中所含的Nb、Ti、Mo和V的总和的10％以下。

2.根据权利要求1所述的高强度厚钢板，其中，进而包含如下成分：

以质量％计，REM：0.0005～0.02％、Zr：0.0005～0.03％、Mg：0.0005～0.01％中的至少一种成分。

3.根据权利要求1或2所述的高强度厚钢板，其中，贝氏体和/或马氏体中存在的渗碳体的平均粒径在0.2μm以下。

4.一种制造高强度厚钢板的方法，其中，包含如下工序：

·对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢，加热至1000～1200℃后，开始轧制的工序；

·进行轧制而使950℃以下温度区域内的累计压下量在67％以上的工序；

·以Ar₃点以上、Ar₃点+100℃以下的温度结束轧制的工序；

·紧接着，从Ar₃点-50℃以上、不足Ar₃点的温度开始进行冷却速度为20～80℃/s的加速冷却的工序；

·在不足250℃的温度区域内停止冷却的工序；以及

·冷却后立即以平均升温速度5℃/s以上再加热至300℃以上450℃以下的温度的工序。

5.一种高强度钢管，使用权利要求1至3中的任一项所述的高强度钢板制造。