CN102301026B - 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供兼具TS为510MPa以上的高强度和高延展性、强度/延展性平衡优良、并且具有优良的低温韧性的厚壁高强度热轧钢板的制造方法。具体而言为一种高强度热轧钢板，其具有如下组成和组织：所述组成，含有C：0.02～0.08％、Nb：0.01～0.10％和Ti：0.001～0.05％，并且以满足(Ti+(Nb/2))/C＜4的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述组织，沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为铁素体相、回火马氏体、或者铁素体相与回火马氏体的混合组织中的任意一种，另外，板厚中央位置处的组织的主相为铁素体相，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率(体积％)与板厚中央位置处的第二相的组织百分率(体积％)之差ΔV为2％以下。

Description

低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用作输送原油、天然气等的管道钢管、和用作要求高韧性的高强度电阻焊钢管(high strength electric resistance weldedsteel pipe)或者高强度螺旋钢管(high strength spiral steel pipe)的原材料的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法，特别涉及低温韧性(low-temperature toughness)的提高。需要说明的是，“钢板(steel sheet)”包括钢板(steel plate)和钢带(steel strip)。另外，在此所谓的“高强度热轧钢板”，是指具有拉伸强度TS为510MPa以上的高强度的热轧钢板，另外，“厚壁”钢板是板厚11mm以上的钢板、以及板厚超过22mm的极厚高强度热轧钢板。
背景技术
近年来，由于石油危机(oil crisis)以来原油价格的快速上涨及对能源(source of energy)的多样化的要求等，在北海、加拿大、阿拉斯加等极寒地区(very cold land)正活跃地进行石油、天然气的开采以及管道的铺设(pipeline construction)。另外，对于曾经放弃开发的腐蚀性强的含硫气田(sour gas field)等的开发也正盛行。
另外，就管道而言，为了提高天然气和石油的输送效率，有以大直径进行高压操作的趋势。为了耐受管道的高压操作(high pressureoperation)，输送管(transport pipe)(管道钢管)需要为厚壁的钢管，因而使用以厚钢板为原材料的UOE钢管。但是，最近，由于强烈要求管道钢管的施工成本进一步降低和UOE钢管的供给能力不足等，对钢管的材料成本降低的要求也增强，作为输送管，代替以厚钢板作为原材料的UOE钢管，开始使用以生产率高且更廉价的卷形状的热轧钢板(热轧钢带)作为原材料的高强度电阻焊钢管或高强度螺旋钢管。
这些高强度钢管，从防止管道钢管的破裂(bust-up)的观点出发，要求保持优良的低温韧性。为了制造这种兼具高强度和高韧性的钢管，作为钢管原材料的钢板，实现了：由利用热轧后的加速冷却(acceleratedcooling)的相变强化(transformation strengthening)、利用Nb、V、Ti等合金元素的析出物(precipitate)的析出强化(precipitation strengthening)等而产生的高强度化；和由利用控制轧制(controlled rolling)等的组织微细化等产生的高韧性化。
另外，用于输送含有硫化氢(hydrogen sulfide)的原油和天然气的管道钢管，除了高强度、高韧性等特性之外，还要求抗氢致开裂性(hydrogen induced cracking resistance)(耐HIC性)、耐应力腐蚀开裂性(stress corrosion cracking resistance)等所谓的耐酸气性(sour gasresistance)也优良。
对于这样的要求，例如专利文献1中提出了一种韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板(low yield ratio and high strength hot rolled steelsheet)的制造方法，其中，将含有C：低于0.005～0.030％、B：0.0002～0.0100％、以满足(Ti+Nb/2)/C为4以上的方式含有选自Ti：0.20％以下和Nb：0.25％以下中的一种或二种、还含有适当量的Si、Mn、P、S、Al、N的钢进行热轧后，以5～20℃/秒的冷却速度冷却，在超过550℃～700℃的温度范围内进行卷取，组织由铁素体(ferrite)和/或贝氏体铁素体(bainitic ferrite)构成，并且晶粒内的固溶C量(amount of solidsolution carbon)为1.0～4.0ppm。在专利文献1记载的技术中，能够得到在没有引起厚度方向、长度方向的材质的不均匀的情况下而韧性、焊接性(weldability)、耐酸气性优良、并且具有低屈服比的高强度热轧钢板。但是，专利文献1记载的技术中，由于晶粒内的固溶C量为1.0～4.0ppm，因此存在如下问题：通过环形焊接(girth weld)时的供热，容易引起晶粒生长，焊接热影响部(welded heat affected zone)成为粗大粒子，从而容易引起环形焊接部的焊接热影响部的韧性降低。
另外，在专利文献2中提出了一种抗氢致开裂性优良的高强度钢板的制造方法，其中，将以满足碳当量：0.40以下、Ca/O：1.5～2.0的方式含有C：0.01～0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.5～1.8％、Ti：0.010～0.030％、Nb：0.01～0.05％、Ca：0.0005～0.0050％的钢片在Ar3+100℃以上结束热轧，进行空冷1～20秒，然后，从Ar3点以上的温度开始冷却，在20秒以内冷却至550～650℃，之后在450～500℃下卷取。在专利文献2记载的技术中，可以制造具有抗氢致开裂性的API规格的X60～X70级的管道钢管用钢板。但是，在专利文献2记载的技术中，在为板厚较厚的钢板时，不能确保所期望的冷却时间，从而存在为了确保所期望的特性而需要冷却能力的进一步提高的问题。
另外，虽然为厚钢板，但在专利文献3中提出了一种抗氢致开裂性优良的高强度管道钢管管用钢板的制造方法，其中，对含有C：0.03～0.06％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.8～1.5％、S：0.0015％以下、Al：0.08％以下、Ca：0.001～0.005％、O：0.0030％以下、并且以满足特定关系的方式含有Ca、S、O的钢进行加热，以5℃/秒以上的冷却速度从Ar3相变点以上的温度进行加速冷却至400～600℃，之后立即以0.5℃/秒以上的升温速度再加热至钢板表面温度为600℃以上、板厚中心部温度为550～700℃，时再加热结束时的钢板表面与板厚中心部的温度差为20℃以上。在专利文献3记载的技术中，得到金属组织中的第2相的百分率为3％以下、表层与板厚中心部的硬度差以维氏硬度(Vickershardness)计为40点以内的钢板，成为抗氢致开裂性优良的厚钢板。但是，在专利文献3记载的技术中，存在如下问题：需要再加热工序而使制造工序变复杂，并且需要再加热设备等的进一步配设。
另外，虽然为厚钢板，但在专利文献4提出了一种在表里面上具有粗粒铁素体层(coarse-grained ferrite layer)钢材的制造方法，其中，将含有C：0.01～0.3％、Si：0.6％以下、Mn：0.2～2.0％、P、S、Al：0.06％以下、Ti：0.005～0.035％、N：0.001～0.006％的钢坯进行热轧，在之后的冷却过程的Ac1-50℃以下的温度下，以累计轧制率(cumulative rollingreduction)计进行2％以上的轧制，然后，加热至超过Ac1且低于Ac3的温度，进行室温冷却。在专利文献4记载的技术中，对提高钢材的SCC敏感性(stress corrosion cracking sensibility)、耐候性、耐腐蚀性、进而抑制在冷加工后的材质劣化等有助。但是，在专利文献4记载的技术中，存在如下问题：需要再加热工序而使制造工序变复杂，并且需要再加热设备等的进一步配设。
另外，最近，在极寒冷地区用的钢管中从防止管道的爆炸破裂的观点出发，多数要求破裂韧性、特别是CTOD特性(裂尖张开位移特性，crack tip opening displacement characteristics)、DWTT特性(落重扯裂试验特性，drop weight tear test characteristics)优良。
对于这样的要求，例如在专利文献5中记载了一种高强度电阻焊钢管用热轧钢板的制造方法，其中，对含有适当量的C、Si、Mn、N、进而在Mn/Si满足5～8的范围内含有Si、Mn、还含有Nb：0.01～0.1％的钢片加热后，在1100℃以上进行的最初轧制的轧制率为15～30％、1000℃以上的总轧制率为60％以上、最精轧制的轧制率为15～30％的条件下进行粗轧(rough rolling)，然后，暂时以5℃/秒以上的冷却速度将表层部的温度冷却至Ar1点以下，由于复热或强制过热而在表层部的温度达到(Ac3-40℃)～(Ac3+40℃)的时间点，开始精轧(finish rolling)，在950℃以下的总轧制率为60％以上、轧制结束温度为Ar3点以上的条件下结束精轧，在精轧结束后2秒以内开始冷却，以10℃/秒以上的速度冷却至600℃以下，在600～350℃的温度范围内进行卷取。通过专利文献5中记载的技术制造的钢板，能够制造没有添加高价的合金元素、另外无需对钢管整体进行热处理而使钢板表层的组织微细化、低温韧性、特别是DWTT特性优良的高强度电阻焊钢管。但是，专利文献5记载的技术中，在为板厚较厚的钢板时，不能确保所期望的冷却速度，从而存在为了确保所期望的特性而需要冷却能力的进一步提高的问题。
另外，专利文献6中记载了一种低温韧性以及焊接性优良的高强度电阻焊管用热轧钢带的制造方法，其中，对含有适当量的C、Si、Mn、Al、N、还含有Nb：0.001～0.1％、V：0.001～0.1％、Ti：0.001～0.1％、含有Cu、Ni、Mo中的一种或二种以上、Pcm值为0.17以下的钢坯进行加热，然后，在表面温度为(Ar3-50℃)以上的条件下结束精轧，在轧制后立即冷却，在700℃以下的温度下卷取，缓慢冷却。
但是，最近，对于高强度电阻焊钢管用钢板要求低温韧性、特别是CTOD特性、DWTT特性的进一步提高。在专利文献6记载的技术中，存在如下问题：低温韧性不充分，不能具备充分满足所要求的CTOD特性、DWTT特性这样的优良的低温韧性。
特别是在板厚超过22mm的极厚热轧钢板时，板厚中心部与表层部相比，具有冷却更慢、板厚中心部的结晶粒径容易粗大化的倾向，存在难以使低温韧性进一步提高的问题。
专利文献1：日本特开平08-319538号公报
专利文献2：日本特开平09-296216号公报
专利文献3：日本特开2008-056962号公报
专利文献4：日本特开2001-240936号公报
专利文献5：日本特开2001-207220号公报
专利文献6：日本特开2004-315957号公报
发明内容
本发明的第一发明，为了解决上述现有技术的问题，其目的在于提供一种厚壁高强度热轧钢板及其制造方法，其中，该热轧钢板优选用作不需要添加大量的合金元素、兼具有高强度和优良的延展性、强度/延展性平衡优良、进而具有优良的低温韧性、特别是优良的CTOD特性、DWTT特性的高强度电阻焊钢管或高强度螺旋钢管。
需要说明的是，第一发明中所谓的“高强度热轧钢板”是指具有拉伸强度TS为510MPa以上的高强度的热轧钢板，另外，“厚”钢板是指板厚11mm以上的钢板。
另外，第一发明中所谓的“优良的CTOD特性”是指，基于ASTME 1290的规定，在试验温度为-10℃下实施的CTOD试验中的裂尖张开位移量CTOD值为0.30mm以上的情况。
另外，第一发明中所谓的“优良的DWTT特性”是指，在基于ASTM E 436的规定进行的DWTT试验中延展性破碎率达到85％的最低温度(DWTT温度)为-35℃以下的情况。
另外，第一发明中所谓的“强度/延展性平衡优良”是指TS×E1为18000MPa％以上的情况。需要说明的是，伸长率E1(％)使用基于ASTM E 8的规定利用板状试验片(平行部宽带：12.5mm、标点间距离GL：50mm)进行试验时的值。
另外，本发明的第二发明，其目的在于提供极厚壁高强度热轧钢板及其制造方法，其中，该热轧钢板优选用作具有超过22mm的板厚、具有拉伸强度530MPa以上的高强度、和优良的低温韧性、特别是优良的CTOD特性、DWTT特性的X70～X80级的高强度电阻焊钢管或高强度螺旋钢管。
另外，第二发明中所谓的“优良的CTOD特性”是指，基于ASTME 1290的规定，在试验温度为-10℃下实施的CTOD试验中的裂尖张开位移量CTOD值为0.30mm以上的情况。
另外，第二发明的“优良的低温韧性”是指，在基于ASTM E 436的规定进行的DWTT试验中延展性破碎率达到85％的最低温度(DWTT)为-30℃以下的情况。
另外，本发明的第三发明，其目的在于提供一种厚壁高强度热轧钢板及其制造方法，其中，该热轧钢板优选用作兼具有TS为560MPa以上的高强度、和优良的低温韧性、特别是优良的CTOD特性、DWTT特性的、X70～X80级的高强度电阻焊钢管或高强度螺旋钢管。
另外，第三发明中所谓的“优良的CTOD特性”是指，基于ASTME 1290的规定，在试验温度为-10℃下实施的CTOD试验中的裂尖张开位移量CTOD值为0.30mm以上的情况。
需要说明的是，本发明的第三发明的TS为560MPa以上的高强度时的“优良的DWTT特性”是指，在基于ASTM E 436的规定进行的DWTT试验中延展性破碎率达到85％的最低温度(DWTT温度)为-50℃以下的情况。
本发明人为了实现上述目的，基于由基础实验得到的见解，进一步追加研究，从而完成了本发明。
即，本发明的主旨如下。
发明(1)
一种高强度热轧钢板，其具有如下组成和组织：
所述组成，以质量％计，含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.5～1.8％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、Nb：0.01～0.10％和Ti：0.001～0.05％，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述组织，沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为铁素体相、回火马氏体、或者铁素体相与回火马氏体的混合组织中的任意一种，另外，板厚中央位置处的组织的主相为铁素体相，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率与板厚中央位置处的第二相的组织百分率之差ΔV为2％以下，所述组织百分率的单位为体积％，
(Ti+(Nb/2))/C＜4…(1)
式中，Ti、Nb、C为各元素的含量，单位为质量％。
发明(2)
如上述发明(1)所述的高强度热轧钢板，其具有如下组织：沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织是以铁素体相为主相的组织，沿板厚方向距表面1mm的位置处的所述铁素体相的平均结晶粒径与板厚中央位置处的所述铁素体相的平均结晶粒径之差ΔD为2μm以下。
发明(3)
如上述发明(2)所述的高强度热轧钢板，其中，板厚中央位置处的所述铁素体相的平均结晶粒径为5μm以下，第二相的组织百分率为2％以下，其单位为体积％，并且板厚超过22mm。
发明(4)
如上述发明(1)所述的高强度热轧钢板，其具有如下组织：沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为回火马氏体组织、或者贝氏体与回火马氏体的混合组织中的任意一种，板厚中央位置处的组织以贝氏体和/或贝氏体铁素体为主相、第二相以体积％计为2％以下，
并且，沿板厚方向距表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t之差ΔHV为50点以下。
发明(5)
如上述发明(1)～(4)中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量％计还含有V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上。
发明(6)
如上述发明(1)～(5)中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量％计还含有Ca：0.0005～0.005％。
发明(7)
一种高强度热轧钢板的制造方法，用于制造上述发明(2)所述的高强度热轧钢板，其中，对上述发明(1)所述组成的钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧精轧构成的热轧而制成热轧钢板时，使加速冷却为由一次加速冷却和二次加速冷却构成的冷却，该一次加速冷却为板厚中央位置的平均冷却速度为10℃/秒以上、并且板厚中央位置的平均冷却速度与沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度的冷却速度差小于80℃/秒的冷却，进行该一次加速冷却直至沿板厚方向距表面1mm的位置处的温度达到650℃以下且500℃以上的温度范围的温度的一次冷却停止温度，所述二次加速冷却为板厚中央位置的平均冷却速度为10℃/秒以上、并且板厚中央位置的平均冷却速度与沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度的冷却速度差为80℃/秒以上的冷却，进行该二次加速冷却直至板厚中央位置的温度达到由下述(2)式定义的BFS以下的二次冷却停止温度，在该二次加速冷却后，在以板厚中央位置的温度计在由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量，单位为质量％，
CR：冷却速度，单位为℃/秒。
发明(8)
如上述发明(7)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，在所述一次加速冷却与所述二次加速冷却之间进行10秒以下的空冷。
发明(9)
如上述发明(7)或(8)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述加速冷却以板厚中央位置的、750～650℃的温度范围内的平均冷却速度计为10℃/秒以上。
发明(10)
如上述发明(7)～(9)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述二次加速冷却中的、沿板厚方向距表面1mm的位置处的冷却停止温度与所述卷取温度之差在300℃以内。
发明(11)
如上述发明(7)～(10)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上。
发明(12)
如上述发明(7)～(11)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有Ca：0.0005～0.005％。
发明(13)
一种板厚超过22mm的高强度热轧钢板的制造方法，用于制造上述发明(3)所述的高强度热轧钢板，其中，对权利要求1所述组成的钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧精轧构成的热轧而制成热轧钢板，接着，对所述精轧精轧结束后的所述热轧钢板进行以板厚中央位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的加速冷却，直至由下述(2)式定义的BFS以下的冷却停止温度，接着在由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，此时，调节该热轧钢板的板厚中央位置的温度，以使从所述加速冷却开始时的温度T℃至达到比温度T℃低20℃的温度的滞留时间为20秒以内，并且使从所述板厚中央位置的温度T至所述BFS的温度的冷却时间为30秒以下，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量，单位为质量％，
CR：冷却速度，单位为℃/秒。
发明(14)
如上述发明(13)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上。
发明(15)
如上述发明(130或(14)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有Ca：0.0005～0.005％。
发明(16)
一种低温韧性优良的高强度热轧钢板的制造方法，用于制造上述发明(4)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，对上述发明(1)所述组成的钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧精轧构成的热轧而制成热轧钢板时，在所述热轧结束后，依次实施由第一阶段冷却和第二阶段冷却构成的冷却工序至少2次，接着实施第三阶段冷却，其中，所述第一阶段冷却中，通过以沿板厚方向距所述热轧钢板的表面1mm的位置的平均冷却速度计超过80℃/秒的冷却速度，冷却至以沿板厚方向距表面1mm的位置的温度计Ms点以下的温度范围的冷却停止温度，所述第二阶段冷却中，进行30秒以下的空冷，所述第三阶段冷却中，通过以沿板厚方向距表面1mm的位置的平均冷却速度计超过80℃/秒的冷却速度，冷却至以板厚中央位置的温度计由下述(2)式定义的BFS以下的冷却停止温度，
接着，在以板厚中央位置的温度计在由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量，单位为质量％，
CR：冷却速度，单位为℃/秒。
发明(17)
如上述发明(16)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上。
发明(18)
如上述发明(16)或(17)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有Ca：0.0005～0.005％。
发明(19)
如上述发明(16)～(18)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，在所述卷取温度下卷取所述热轧钢板后，在卷取温度至比卷取温度低50℃的温度的温度范围内保持30分钟以上。
需要说明的是，上述本申请发明的“铁素体”只要没有特别的说明，则是指硬质的低温相变铁素体，是指贝氏体铁素体、贝氏体或它们的混合相。不包括软质的高温相变铁素体(粒状的多边形铁素体)。下面，只有没有特别的说明，则“铁素体”是指硬质的低温相变铁素体(贝氏体铁素体或贝氏体以及它们的混合相)。另外，第二相为珠光体(perlite)、马氏体(martensite)、MA(martensite-austenite constituent)(也称为岛状马氏体(island martensite))上部贝氏体(upper bainite)、或由这些两种以上构成的混合相中的任意一种。
另外，主相是指以组织百分率(体积％)计为90％以上、进一步优选98％以上的情况。
另外，本发明中，精轧中的温度使用表面温度。另外，加速冷却中的板厚中央位置的温度、冷却速度、卷取温度使用由测定的表面温度通过传热计算等计算出的温度。
发明效果
根据本发明的第一发明，能够容易且廉价地制造板厚方向的组织变动少、强度/延展性平衡优良、进而低温韧性、特别是DWTT特性和CTOD特性优良的厚壁高强度热轧钢板，在产业上发挥出显著的效果。另外，根据本发明，也具有能够容易地制造强度/延展性平衡优良、进而低温韧性、以及管道铺设时的环形焊接性优良的管道钢管用电阻焊钢管以及管道钢管用螺旋钢管的效果。
另外，根据本发明的第二发明，能够容易且廉价地制造板厚中心部的组织微细化、并且板厚方向的组织变动少、板厚超过22mm的极厚的、且兼具拉伸强度TS为530MPa以上的高强度和优良的低温韧性、特别是优良的DWTT特性和CTOD特性的极厚高强度热轧钢板，在产业上发挥出显著的效果。另外，根据本发明，也具有能够容易地制造低温韧性、以及管道铺设时的环形焊接性优良的管道钢管用电阻焊钢管以及管道钢管用螺旋钢管的效果。
另外，根据本发明的第三发明，能够容易且廉价地制造无需添加大量的合金元素、兼具TS为560MPa以上的高强度和优良的低温韧性、特别是优良的CTOD特性、DWTT特性的、作为X70～X80级的高强度电阻焊钢管用或高强度螺旋钢管用优选的厚壁高强度热轧钢板，在产业上发挥出显著的效果。另外，根据本发明，也具有能够容易地制造低温韧性、管道铺设时的环形焊接性优良、进而耐酸气性也优良的管道钢管用电阻焊钢管以及管道钢管用螺旋钢管的效果。
附图说明
图1是表示第一发明的DWTT与ΔD、ΔV的关系的图。
图2是表示第一发明的ΔD、ΔV与加速冷却的冷却停止温度的关系的图。
图3是表示第一发明的ΔD、ΔV与卷取温度的关系的图。
图4是第一发明的强度/延展性平衡TS×E1和沿板厚方向距表面1mm的位置的冷却速度与板厚中央位置的冷却速度之差(冷却速度差)的关系的图。
图5是表示给第二发明的DWTT带来影响的、板厚中央位置处的铁素体相的平均结晶粒径与第二相的组织百分率的关系的图。
具体实施方式
本发明人为了实现上述目的，首先，对影响低温韧性、特别是DWTT特性、CTOD特性的各种因素进行了深入的研究。结果发现，总厚度的韧性试验(toughness test)即DWTT特性、CTOD特性，受到板厚方向的组织均匀性的影响很大。另外发现，板厚方向的组织不均匀对总厚度的韧性试验即DWTT特性、CTOD特性产生的影响，在板厚为11mm以上的厚壁材料的情况下可见化。
根据本发明人的进一步研究发现，在如下情况下能够确保具有“优良的DWTT特性”以及“优良的CTOD特性”的钢板：沿板厚方向距钢板表面1mm的位置处的组织是以富有韧性的铁素体相作为主相、或以回火马氏体作为主相、或为铁素体相和回火马氏体的混合组织的组织，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率(体积％)与板厚中央位置处的第二相的组织百分率(体积％)之差ΔV为2％以下。
另外，根据本发明人的进一步研究发现，在如下情况下能够确保“优良的DWTT特性”、“优良的CTOD特性”：沿板厚方向距表面1mm的位置(表层部)处的铁素体的平均结晶粒径与板厚中央位置(板厚中心部)处的铁素体的平均结晶粒径之差ΔD为2μm以下，并且沿板厚方向距表面1mm的位置(表层部)处的第二相的组织百分率(体积率)与板厚中央位置(板厚中心部)处的第二相的组织百分率(体积率)之差ΔV为2％以下(第一发明)。
但是，板厚超过22mm的极厚的热轧钢板，即使ΔD、ΔV在上述范围内，DWTT特性也降低，无法确保所期望的“优良的DWTT特性”。本发明人认为这是由于，就板厚超过22mm的极厚热轧钢板而言，与表层部相比板厚中心部的冷却更慢，晶粒容易变粗大，从而板厚中心部的铁素体粒径变粗大，并且第二相增加，进而对极厚热轧钢板的板厚中心部组织的调节方法进行了深入的研究。结果发现，重要的是：将精轧结束后钢板的板厚中央位置的温度从加速冷却开始时的温度T(℃)到降低20℃为止的滞留时间设为20秒以下，从而缩短钢板在高温范围内滞留的时间；另外，将精轧结束后钢板的板厚中央位置的温度从加速冷却开始时的温度T(℃)冷却至由下述(2)式定义的BFS温度为止的时间设为30秒以下。由此，可以将板厚中央部的组织设为铁素体相的平均结晶粒径为5μm以下、第二相的组织百分率(体积％)为2％以下的组织(第二发明)。
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％)、CR：冷却速度(℃/秒))。
另外，根据本发明人的进一步研究新发现，通过使表层部的组织为富有韧性的回火马氏体、或者贝氏体与回火马氏体的混合组织中的任意一种，进而使板厚中央位置处的组织以贝氏体和/或贝氏体铁素体为主相、第二相为2％以下，并且形成表层部与板厚中心部的维氏硬度之差ΔHV为50点以下的在板厚方向上均匀的组织，能够确保DWTT为-50℃以下的“优良的DWTT特性”。并且发现，这样的组织通过如下方法能够容易地形成：在热轧结束后依次实施使表层成为马氏体相或者贝氏体与马氏体的混合组织中的任意一种的快速冷却的第一阶段冷却、在该第一阶段冷却后进行规定时间的空冷的第二阶段冷却、接着进行快速冷却的第三阶段冷却，进而通过卷取，使在第一阶段冷却中生成的马氏体相回火(第三发明)。
另外，根据本发明人的进一步研究发现，用于使板厚中心位置的组织成为以贝氏体和/或贝氏体铁素体为主相的组织而需要的冷却停止温度以及卷取温度，主要依赖于影响贝氏体相变开始温度的合金元素的含量、和从热轧结束开始的冷却速度而确定。即，重要的是：将冷却停止温度设定为由下式定义的BFS以下的温度，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR
(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％)，CR：冷却速度(℃/秒))；并且，
将卷取温度设定为由下式定义的BFS0以下的温度，
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni
(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％))(第三发明)。
首先，对作为本发明的第一发明的基础的实验结果进行说明。
以质量％计，使用由0.037％C-0.20％Si-1.59％Mn-0.016％P-0.0023％S-0.041％Al-0.061％Nb-0.013％Ti-余量Fe构成的钢坯作为钢原材。需要说明的是，(Ti+Nb/2)/C为1.18。
将上述组成的钢原材加热至1230℃，实施精轧开始温度为980℃、精轧结束温度为800℃的热轧，形成板厚为12.7mm的热轧板，在热轧结束后，在板厚中央部的温度为750℃以下的温度范围内以冷却速度为18℃/秒实施加速冷却至各种冷却停止温度，接着，在各种卷取温度下进行卷取，得到热轧钢板(钢带)。
从所得到的热轧钢板上裁取试验片，考察DWTT特性以及组织。组织是指对于沿板厚方向距表面1mm的位置(表层部)、板厚中央位置(板厚中心部)求出铁素体的平均结晶粒径(μm)、第二相的组织百分率(体积％)。由所得到的测定值分别计算出沿板厚方向距表面1mm的位置(表层部)和板厚中央位置(板厚中心部)的、铁素体的平均结晶粒径差ΔD以及第二相的组织百分率之差ΔV。需要说明的是，此处所谓的“铁素体”是指硬质的低温相变铁素体(贝氏体铁素体或贝氏体、以及它们的混合相)。不包括软质的高温相变铁素体(粒状的多边形铁素体)。第二相为珠光体、马氏体、MA等。
以影响DWTT的ΔD与ΔV的关系的形式将所得到的结果示于图1。
由图1可知，在ΔD为2μm以下、并且ΔV为2％以下时，能够确实地保持DWTT达到-35℃以下的“优良的DWTT特性”。
接着，将ΔD、ΔV与冷却停止温度的关系示于图2，将ΔD、ΔV与卷取温度的关系示于图3。
由图2、图3可知，由于ΔD为2μm以下、并且ΔV为2％以下，因此，就所使用的钢而言，需要将冷却停止温度调节为620℃以下，将卷取温度调节为647℃以下。
根据本发明人的进一步研究发现：用于使ΔD为2μm以下、并且ΔV为2％以下所需要的冷却停止温度以及卷取温度，主要依赖于影响贝氏体相变开始温度的合金元素的含量、和从热轧结束开始的冷却速度而确定。即，为了使ΔD为2μm以下、并且ΔV为2％以下，重要的是：将冷却停止温度设定为由下式定义的BFS以下的温度，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR
(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％)、CR：冷却速度(℃/秒))；并且，
将卷取温度设定为由下式定义的BFS0以下的温度，
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni
(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％))。
下面，本发明人对于冷却条件给延展性提高带来的影响进行了研究。将其结果示于图4。图4中，以在500℃以上的温度范围内的冷却中使表层与板厚中央部的平均冷却速度之差变化、并在低于500℃的温度范围内的冷却中使表层与板厚中央部的平均冷却速度之差达到80℃/秒以上的方式，使一次冷却时的水量密度增加，进而使冷却停止温度和卷取温度发生各种变化，从而考察强度/延展性平衡。如图4所示，在热轧后的冷却时，在达到500℃为止的温度范围内，以表层与板厚中央部的平均冷却速度之差为特定范围(低于80℃/秒)的方式调节冷却条件，由此，除了低温韧性之外，延展性也显著提高，强度/延展性平衡TS×E1稳定，达到18000MPa％以上。需要说明的是，由图4可知，使冷却停止温度与卷取温度之差低于300℃时，强度/延展性平衡TS×E1更加稳定，达到18000MPa％以上。
首先，对作为本发明的第二发明的基础的实验结果进行说明。
以质量％计、使用由0.039％C-0.24％Si-1.61％Mn-0.019％P-0.0023％S-0.038％Al-0.059％Nb-0.010％Ti-余量Fe构成的钢坯作为钢原材。需要说明的是，(Ti+Nb/2)/C为1.0。
将上述组成的钢原材加热至1200℃，实施精轧开始温度为1000℃、精轧结束温度为800℃的热轧，得到板厚为23.8mm的热轧板，在热轧结束后，在各种条件下实施加速冷却，接着在各种卷取温度下进行卷取，得到热轧钢板(钢带)。
从所得到的热轧钢板上裁取试验片，考察DWTT特性以及组织。组织是指对于沿板厚方向距表面1mm的位置(表层部)、板厚中央位置(板厚中心部)求出铁素体相的平均结晶粒径(μm)、第二相的组织百分率(体积％)。由所得到的测定值分别计算出沿板厚方向距表面1mm的位置(表层部)和板厚中央位置(板厚中心部)的、铁素体相的平均结晶粒径差ΔD以及第二相的组织百分率之差ΔV。
以影响DWTT的板厚中央部的铁素体相的平均结晶粒径与第二相的组织百分率的关系的形式将所得到的结果示于图5。需要说明的是，图5中对于ΔD为2μm以下、ΔV为2％以下的情况进行例示。
由图5可知，在板厚中央部的铁素体相的平均结晶粒径为5μm以下、并且第二相的组织百分率为2％以下时，尽管为极厚的钢板，但仍然得到具有DWTT为-30℃以下的“优良的DWTT特性”的钢板。
本发明基于上述见解，进一步研究而完成。
对于本发明热轧钢板的第一发明至第三发明的制造方法进行说明。
本发明的热轧钢板的第一发明至第三发明的制造方法，对具有规定组成的钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧而制成热轧钢板。需要说明的是，第一发明至第三发明的制造方法直到热轧钢板的精轧为止完全相同。
首先，对于本发明中使用的第一发明至第三发明的钢原材的组成的限定理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别的说明，质量％仅记为％。
C：0.02～0.08％
C是具有使钢的强度上升的作用的元素，在本发明中为了确保所期望的高强度，需要含有0.02％以上。另一方面，超过0.08％而过量含有时，使珠光体等第二相的组织百分率增大，使母材韧性以及焊接热影响部韧性降低。因此，将C限定在0.02～0.08％的范围内。需要说明的是，优选为0.02～0.05％。
Si：0.01～0.50％
Si通过固溶强化、淬透性的提高而具有增加钢的强度的作用。通过含有0.01％以上，可以确认这样的效果。另一方面，Si在γ(奥氏体)→α(铁素体)相变时使C在γ相(austenite phase)中富集，具有促进作为第二相的马氏体相形成的作用，结果导致ΔD增加，使钢板的韧性降低。另外，Si在电阻焊接时形成含有Si的氧化物，使焊接部质量降低，并且使焊接热影响部韧性降低。从这样的观点出发，优选尽可能降低Si含量，可以允许为0.50％以下。由此，将Si限定为0.01～0.50％。优选为0.40％以下。
需要说明的是，在适于电阻焊接钢管的热轧钢板中，由于含有Mn，因此，Si形成低熔点的硅酸Mn而容易从焊接部排出氧化物，因此可以含有0.10～0.30％的Si。
Mn：0.5～1.8％
Mn具有提高淬透性的作用，通过淬透性提高而使钢板的强度增加。另外，Mn通过形成MnS而固定S，由此，防止S的晶界偏析，抑制钢坯(slab)(钢原材)开裂。为了得到这样的效果，需要含有0.5％以上。
另一方面，含有超过1.8％时，有助于钢坯铸造时的凝固偏析，钢板上残留有Mn富集部，使分割的产生增加。为了使该Mn富集部消失，需要加热至超过1300℃的温度，以工业规模实施这样的热处理并不现实。因此，将Mn限定在0.5～1.8％的范围内。并且，优选为0.9～1.7％。
P：0.025％以下
P在钢中作为杂质而不可避免地含有，但具有提高钢的强度的作用。但是，超过0.025％而过量含有时，焊接性降低。因此，将P限定为0.025％以下。并且，优选为0.015％以下。
S：0.005％以下
S与P同样在钢中作为杂质而不可避免地含有，超过0.005％而过量含有时，引起钢坯开裂，并且在热轧钢板中形成粗大的MnS，产生延展性的降低。因此，将S限定为0.005％以下。并且，优选为0.004％以下。
Al：0.005～0.10％
Al是作为脱氧剂起作用的元素，为了得到这样的效果，优选含有0.005％以上。另一方面，含量超过0.10％时，显著损害电阻焊接时焊接部的洁净性。因此，将Al限定为0.005～0.10％。并且，优选为0.08％以下。
Nb：0.01～0.10％
Nb是具有抑制奥氏体晶粒的粗大化、再结晶的作用的元素，在热精轧中的奥氏体未再结晶温度范围内能够进行轧制，并且通过以碳氮化物的形式微细析出，具有在不损害焊接性的情况下以较少的含量使热轧钢板高强度化的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上。另一方面，超过0.10％而过量含有使，导致热精轧中的轧制载荷增大，有时热轧变得困难。因此，将Nb限定在0.01～0.10％的范围内。并且，优选为0.03～0.09％。
Ti：0.001～0.05％
Ti形成氮化物而固定N，从而具有防止钢坯(钢原材)开裂的作用，并且以碳化物的形式微细析出，由此使钢板高强度化。这样的效果在含有0.001％以上时变得显著，但含量超过0.05％时，由于析出强化，屈服点显著上升。因此，将Ti限定在0.001～0.05％的范围内。并且，优选为0.005～0.035％。
本发明中，含有上述范围的Nb、Ti、C，并且以满足下述(1)式的方式调节Nb、Ti、C的含量。
(Ti+(Nb/2))/C＜4····(1)
Nb、Ti是碳化物形成倾向强的元素，在C含量低的情况下，几乎全部的C变为碳化物，铁素体晶粒内的固溶C量剧减。铁素体晶粒内的固溶C量的剧减给管道施工时的环形焊接性带来不良影响。将使用铁素体晶粒内的固溶C量极度降低的钢板制造的钢管作为管道钢管进行环形焊接时，环形焊接部的热影响部中的晶粒生长变得显著，环形焊接部的热影响部韧性有可能降低。因此，本发明中，以满足(1)式的方式调节Nb、Ti、C的含量。由此，能够使铁素体晶粒内的固溶C量为10ppm以上，从而能够防止环形焊接部的热影响部韧性的降低。
本发明中，上述成分为基本成分，在该基本组成的基础上，作为选择元素，可以根据需要含有V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上、和/或Ca：0.0005～0.005％。
V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上
V、Mo、Cr、Cu、Ni均为使淬透性提高、从而增加钢板的强度的元素，根据需要可以选择含有一种或二种以上。
V是具有使淬透性提高、并形成碳氮化物而使钢板高强度化的作用的元素，这样的效果通过含有0.01％以上而变得显著。另一方面，超过0.10％而过量含有时，使焊接性变差。因此，优选V为0.01～0.10％。并且，进一步优选为0.03～0.08％。
Mo是具有使淬透性提高、并形成碳氮化物而使钢板高强度化的作用的元素，这样的效果通过含有0.01％以上而变得显著。另一方面，超过0.50％而大量含有时，使焊接性下降。因此，优选将Mo限定为0.01～0.50％。并且，更优选为0.05～0.30％。
Cr是具有使淬透性提高、使钢板强度增加的作用的元素。这样的效果通过含有0.01％以上而变得显著。另一方面，超过1.0％而过量含有时，具有在电阻焊接时多发焊接缺陷的倾向。因此，优选将Cr限定为0.01～1.0％。并且，进一步优选为0.01～0.80％。
Cu是具有使淬透性提高、并通过固溶强化或析出强化而使钢板的强度增加的作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上，但含量超过0.50％时，使热加工性降低。因此，优选将Cu限定为0.01～0.50％。并且，更优选为0.10～0.40％。
Ni是具有使淬透性提高、使钢的强度增加、并且也使钢板的韧性提高的作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上。另一方面，即使含量超过0.50％，效果也饱和，而无法期待与含量相符的效果，在经济上变得不利。因此，优选将Ni限定为0.01～0.50％。并且，更优选为0.10～0.40％。
Ca：0.0005～0.005％
Ca是具有如下作用的元素：使S以CaS的形式固定，将硫化物类夹杂物球状化，控制夹杂物的形态的作用；使夹杂物周围的矩阵的晶格变形减小，从而降低氢的捕集能力的作用。为了得到这样的效果，优选含有0.0005％以上，但在含量超过0.005％时，导致CaO的增加，使耐腐蚀性、韧性降低。因此，在含有Ca的情况下，优选限定为0.0005～0.005％。并且，更优选为0.0009～0.003％。
上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。并且，作为不可避免的杂质，可以允许为N：0.005％以下、O：0.005％以下、Mg：0.003％以下、Sn：0.005％以下。
N：0.005％以下
N在钢中不可避免地含有，但过量的含有使钢原材(钢坯)铸造时的开裂多发。因此，优选将N限定为0.005％以下。并且，更优选为0.004％以下。
O：0.005％以下
O在钢中以各种氧化物的形式存在，成为使热加工性、耐腐蚀性、韧性等降低的原因。因此，本发明中优选尽可能降低其含量，可以允许为0.005％以下。极端的降低会导致精炼成本上升，因此，优选将O限定为0.005％以下。
Mg：0.003％以下
Mg与Ca同样形成氧化物、硫化物，具有抑制粗大的MnS形成的作用，但含量超过0.003％时，使Mg氧化物、Mg硫化物的团簇多发，从而导致韧性的降低。因此，优选将Mg限定为0.003％以下。
Sn：0.005％以下
Sn从作为炼钢原料使用的废钢等混入。Sn是容易向晶界等偏析的元素，在超过0.005％而大量含有时，晶界强度降低，从而导致韧性的降低。因此，优选将Sn限定为0.005％以下。
本发明的第一发明至第三发明的热轧钢板的组织，具有上述组成，还具有如下组织：沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为富有韧性的铁素体相、回火马氏体、或者铁素体相与回火马氏体的混合组织中的任意一种，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率(体积％)与板厚中央位置处的第二相的组织百分率(体积％)之差ΔV为2％以下。
需要说明的是，此处所谓的“铁素体”只要没有特别的说明，则是指硬质的低温相变铁素体(贝氏体铁素体、贝氏体、或它们的混合相中任意一种)。不包括软质的高温相变铁素体(粒状的多边形铁素体)。另外，第二相为珠光体、马氏体、MA(也称为岛状马氏体)上部贝氏体、或由这些的2种以上构成的混合相中的任意一种。
在沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为富有韧性的铁素体相、回火马氏体、或者铁素体相与回火马氏体的混合组织中的任意一种，并且ΔV为2％以下的情况下，低温韧性、特别是使用总厚试验片的DWTT特性和CTOD特性显著提高。沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织为除上述以外的组织的情况、或ΔV中的任意一个在所期望的范围之外的情况下，DWTT特性降低，低温韧性变差。
本发明的热轧钢板的进一步优选的组织，根据作为目标的强度水平、板厚、DWTT特性和CTOD特性，具有下述的三个发明的实施方式。
①第一发明：TS为510MPa以上、板厚为11mm以上的情况下的高强度热轧钢板。
②第二发明：TS为530MPa以上、板厚超过22mm的极厚高强度热轧钢板。
③第三发明：TS为560MPa以上的情况下的高强度热轧钢板。
下面，对本发明的第一发明至第三发明的热轧钢板的优选制造方法进行说明。
作为钢原材的制造方法，优选将上述组成的钢水通过转炉等常用的熔炼方法进行熔炼，并通过连铸法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材，但在本发明中并不限于此。
对上述组成的钢原材加热，实施热轧。热轧由将钢原材制成薄板坯的粗轧和将该薄板坯制成热轧板的精轧构成。
钢原材的加热温度只要是能够对热轧板进行轧制的温度即可，不需要特别的限定，优选为1100～1300℃范围的温度。加热温度低于1100℃时，变形阻力增高，轧制负荷增大，对轧机的负荷变得过大。另一方面，加热温度超过1300℃而达到高温时，不仅晶粒变得粗大，低温韧性降低，而且锈皮生成量增大，成品率降低。因此，热轧中的加热温度优选为1100～1300℃。
对加热后的钢原材实施粗轧，制成薄板坯(sheet bar)。粗轧的条件只要能够得到所期望的尺寸形状的薄板坯即可，其条件没有特别的限定。需要说明的是，从确保韧性的观点出发，粗轧的轧制结束温度优选为1050℃以下。
对所得到的薄板坯进一步实施精轧。需要说明的是，优选对精轧前的薄板坯实施加速冷却、或在辊道上进行振动(oscillation)等来调节精轧开始温度。由此，能够增大对精轧磨内的高韧性化有效的温度范围内的轧制率。
在精轧中，从高韧性化的观点出发，优选将有效轧制率设为20％以上。在此，“有效轧制率”是指950℃以下的温度范围内的总轧制量(％)。需要说明的是，为了以板厚整体实现所期望的高韧性化，优选满足板厚中央部的有效轧制率为20％以上、更优选为40％以上。
在热轧(精轧)结束后，在热金属辊道(hot run table)上对热轧板实施加速冷却。加速冷却的开始优选在板厚中央部的温度为750℃以上后进行。板厚中央部的温度低于750℃时，形成高温相变铁素体(多边形铁素体)，由于在γ→α相变时排出的C而在多边形铁素体周围形成第二相。因此，在板厚中心部第二相的析出百分率提高，无法形成上述所期望的组织。
精轧后的冷却方法是本发明的第一发明至第三发明的最重要的发明要素。即，需要根据作为目标的热轧钢板的强度水平、板厚、DWTT特性和CTOD特性，选择本发明的热轧后的最佳冷却方法。
以下，对具体的第一发明至第三发明的实施方式依次进行说明。
上述三个实施方式中，基本的组成范围和直到热轧为止的条件相同，但在热轧后，通过选择最佳的冷却条件，分别制作具有目标组织和性能的热轧钢板。
①第一发明：TS为510MPa以上、板厚为11mm以上的情况下的高强度热轧钢板。
②第二发明：TS为530MPa以上、板厚超过22mm的极厚高强度热轧钢板。
③第三发明：TS为560MPa以上的情况下的高强度热轧钢板。
(第一发明的实施方式)
本发明的第一发明的TS为510MPa以上、板厚为11mm以上的情况下的高强度热轧钢板，具有上述组成，还具有如下组织：沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织是以铁素体相为主相的组织，沿板厚方向距表面1mm的位置处的铁素体相的平均结晶粒径与板厚中央位置处的铁素体相的平均结晶粒径之差ΔD为2μm以下，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率(体积％)与板厚中央位置处的第二相的组织百分率(体积％)之差ΔV为2％以下。
ΔD为2μm以下、并且ΔV为2％以下时，低温韧性、特别是总厚试验片的DWTT特性和CTOD特性显著提高。ΔD或ΔV中的任意一个在所期望的范围之外的情况下，DWTT特性降低，低温韧性变差。
由此，在本发明中将组织限定为如下组织：沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织是以铁素体相为主相的组织，沿板厚方向距表面1mm的位置处的铁素体相的平均结晶粒径与板厚中央位置处的铁素体相的平均结晶粒径之差ΔD为2μm以下，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率(体积％)与板厚中央位置处的第二相的组织百分率(体积％)之差ΔV为2％以下。
(第一发明的实施方式)
本发明的第一发明的TS为510MPa以上、板厚为11mm以上的热轧钢板的情况下，加速冷却由一次加速冷却和二次加速冷却构成。一次加速冷却和二次加速冷却可以连续进行，也可以在一次加速冷却与二次加速冷却之间设置10秒以内的空冷处理。通过在一次加速冷却与二次加速冷却之间进行空冷，能防止表层的过冷却。由此，能防止马氏体的形成。需要说明的是，从防止板厚内部在高温范围内滞留的观点出发，优选将空冷的时间设为10秒以下。
本发明的第一发明中的加速冷却，以板厚中心位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的冷却速度进行。需要说明的是，一次加速冷却中的板厚中心位置的平均冷却速度设定为750℃至一次冷却停止温度范围内的平均值。另外，二次加速冷却中的板厚中心位置的平均冷却速度设定为一次冷却停止时至二次冷却停止时的温度范围内的平均值。
板厚中央位置处的平均冷却速度低于10℃/秒时，容易形成高温相变铁素体(多边形铁素体)，在板厚中心部第二相的析出百分率增高，从而无法形成上述所期望的组织。因此，热轧结束后的加速冷却以板厚中央位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的冷却速度进行。优选为20℃/秒以上。为了避免多边形铁素体的形成，特别优选在750～650℃的温度范围内以10℃/秒以上的冷却速度进行。
本发明中的一次加速冷却中，进行以上述范围的冷却速度、并且将板厚中心位置(板厚中央部)的平均冷却速度与沿板厚方向距表面1mm的位置(表层)处的平均冷却速度的冷却速度差调节为低于80℃/秒的加速冷却。需要说明的是，平均冷却速度设为精轧的轧制结束温度至一次冷却停止温度之间的平均值。通过使一次加速冷却为将表层与板厚中央部的冷却速度差调整至低于80℃/秒的加速冷却，特别是即使在表层附近形成贝氏体或贝氏体铁素体，延展性也不会降低，能够确保所期望的强度/延展性平衡。另一方面，板厚中心部与表层部的冷却速度差超过80℃/秒而变大的加速冷却中，表层附近的组织、进而沿板厚方向直到5mm的区域中的组织容易成为包含马氏体相的组织，从而延展性降低。由此，本发明中，将一次加速冷却限定为如下加速冷却：以板厚中心位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的冷却速度，并且将板厚中心位置的平均冷却速度与沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度的冷却速度差调整为低于80℃/秒。这样的一次加速冷却可以通过调节冷却水的水量密度而实现。
另外，本发明中，在实施上述一次加速冷却后实施的二次加速冷却为：以上述范围的冷却速度(以板厚中心位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的冷却速度)、并且板厚中心位置的平均冷却速度与沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度的冷却速度差为80℃/秒以上的冷却，进行该二次加速冷却直至板厚中央位置的温度达到由下述(2)式定义的BFS以下的二次冷却停止温度，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ····(2)
(式中，C、Ti、Nb、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％)、CR：冷却速度(℃/秒))。
二次加速冷却中的板厚中心位置的平均冷却速度与沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度的冷却速度差低于80℃/秒时，无法使板厚中央部的组织成为所期望的组织(由富于延展性的贝氏体铁素体相、贝氏体相、或它们的混合组织中的任意一种构成的组织)。另外，二次冷却停止温度超过BFS时，形成多边形铁素体，第二相组织百分率增加，无法确保所期望的特性。因此，二次加速冷却为板厚中心位置的平均冷却速度与沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度的冷却速度差为80℃/秒以上的冷却，进行该二次加速冷却直至板厚中央位置的温度达到BFS以下的二次冷却停止温度，需要说明的是，二次冷却停止温度更优选为(BFS-20℃)以下。
在上述二次冷却停止温度以下停止二次加速冷却之后，热轧板以BFS0以下的卷取温度卷取成卷状。需要说明的是，更优选为(BFS0-20℃)以下。BFS0由下述(3)式定义。
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni ····(3)
(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％))
通过使二次加速冷却的冷却停止温度为BFS以下的温度、并且使卷取温度为BFS0以下的温度，如图2、图3所示，首次使ΔD为2μm以下，并且ΔV为2％以下，板厚方向的组织的均匀性变得显著。由此，能够确保优良的DWTT特性以及优良的CTOD特性，从而能够制成低温韧性显著提高的厚壁高强度热轧钢板。
需要说明的是，本发明的第一发明中的二次加速冷却，优选以在二次冷却停止时的沿板厚方向距表面1mm的位置处的冷却停止温度与卷取温度(板厚中央位置处的温度)之差为300℃以内的方式实施。沿板厚方向距表面1mm的位置处的冷却停止温度与卷取温度之差超过300℃而增大时，根据钢组成而在表层形成包含马氏体相的复合组织，延展性降低，有时无法确保所期望的强度/延展性平衡。因此，本发明中的二次加速冷却，优选以沿板厚方向距表面1mm的位置处的冷却停止温度与卷取温度(板厚中央位置处的温度)之差为300℃以内的方式实施。这样的二次加速冷却的调节可以通过水量密度的调节和冷床的选择来实现。
需要说明的是，冷却速度的上限依赖于所使用的冷却装置的能力而确定，优选比不引起翘曲等钢板形状变差的冷却速度即马氏体生成冷却速度慢。另外，这样的冷却速度可以通过利用平齐式喷嘴(flatnozzle)、棒状喷嘴(bar nozzle)、圆管喷嘴(circular tube nozzle)等的冷却来实现。需要说明的是，本发明中，板厚中心部的温度、冷却速度等使用由传热计算等算出的值。
需要说明的是，卷取成卷状后的热轧板，优选以卷中央部的冷却速度计为20～60℃/小时冷却至室温。冷却速度低于20℃/小时时，由于晶粒生长的进行，有时韧性降低。另外，以超过60℃/小时的冷却速度冷却时，卷中央部与卷外周部或内周部的温差增大，容易导致卷形状变差。
由上述制造方法得到的本发明的第一发明的厚壁高强度热轧钢板，具有上述组成，还具有至少沿板厚方向距表面1mm的位置以铁素体相为主相的组织。需要说明的是，此处所谓的“铁素体”只要没有特别的说明，则“铁素体”是指硬质的低温相变铁素体(贝氏体铁素体、贝氏体、或它们的混合相中的任意一种)。不包括软质的高温相变铁素体(粒状的多边形铁素体)。第二相可以例示：珠光体、马氏体、MA、上部贝氏体、或这些两种以上的混合相中任意一种。需要说明的是，本发明的第一发明的厚壁高强度热轧钢板，当然板厚中央位置处的组织也成为以同样的铁素体相为主相的组织。
并且具有如下组织：钢板沿板厚方向距表面1mm的位置处的铁素体相的平均结晶粒径与板厚中央位置处的铁素体相的平均结晶粒径(μm)之差ΔD为2μm以下，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率(体积％)与板厚中央位置处的第二相的组织百分率(体积％)之差ΔV为2％以下。
仅在ΔD为2μm以下、并且ΔV为2％以下的情况下，厚壁高强度热轧钢板的低温韧性、特别是使用总厚试验片的DWTT特性和CTOD特性显著提高。ΔD或ΔV中任意一个在所期望的范围之外的情况下，如图1可知，DWTT高于-35℃，DWTT特性降低，从而低温韧性变差。由此，本发明中，将组织限定为如下组织：钢板沿板厚方向距表面1mm的位置处的铁素体相的平均结晶粒径与板厚中央位置处的铁素体相的平均结晶粒径(μm)之差ΔD为2μm以下，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率(体积％)与板厚中央位置处的第二相的组织百分率(体积％)之差ΔV为2％以下。通过具有这样的组成和组织，能够制成强度/延展性平衡优良的钢板。
另外确认了，具有ΔD为2μm以下、并且ΔV为2％以下的组织的热轧钢板，满足沿板厚方向距钢板表面1mm的位置与板厚1/4位置的铁素体相的平均结晶粒径(μm)之差ΔD*为2μm以下、第二相的组织百分率(％)之差ΔV*为2％以下，并且满足沿板厚方向距钢板表面1mm的位置与板厚3/4位置的铁素体相的平均结晶粒径(μm)之差ΔD**也为2μm以下、第二相的组织百分率(％)之差ΔV**也为2％以下。
以下，进一步基于实施例对本发明的第一发明进行详细说明。
实施例1
对于本发明的第一发明的TS为510MPa以上、板厚为11mm以上的情况下的热轧钢板的实施例，以下进行说明。
使用表1所示组成的钢坯(钢原材)(壁厚：215mm)，在表2-1以及表2-2所示的热轧条件下实施热轧，热轧结束后在表2-1以及表2-2所示的冷却条件下进行冷却，在表2-1以及表2-2所示的卷取温度下卷取成卷状，制成表2-1以及表2-2所示板厚的热轧钢板(钢带)。需要说明的是，将这些热轧钢板作为原材，通过冷条件下的辊连续成形制成开管，对该开管的端面之间进行电阻焊接，形成电阻焊钢管(外径)。
从所得到的热轧钢板上裁取试验片，进行组织观察、拉伸试验、冲击试验、DWTT试验、CTOD试验。需要说明的是，DWTT试验、CTOD试验也对电阻焊钢管实施。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得到的热轧钢板上裁取组织观察用试验片，对轧制方向截面进行研磨、腐蚀，用光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描电子显微镜(倍率：2000倍)观察各2个视野以上，进行拍摄，鉴定组织的种类，再使用图像分析装置，测定铁素体相的平均结晶粒径、以及铁素体相以外的第二相的组织百分率(体积％)。观察位置设为沿板厚方向距钢板表面1mm的位置、以及板厚中央部。需要说明的是，铁素体相的平均结晶粒径，通过测定各铁素体粒的面积，由该面积计算出圆等效直径，将所得到的各铁素体晶粒的圆等效直径算术平均，得到该位置处的平均结晶粒径。
(2)拉伸试验
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取板状的试验片(平行部宽度：12.5mm、标点间距离：50mm)，根据ASTM E 8的规定，在室温下实施拉伸试验，求出拉伸强度TS、伸长率E1，计算出强度/延展性平衡TS×E1。
(3)冲击试验
从所得到的热轧钢板的板厚中央部以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取V切口试验片，根据JIS Z 2242的规定，实施夏比冲击试验，求出试验温度为-80℃下的吸收能量(J)。需要说明的是，试验片为3片，求出所得到的吸收能量值的算术平均值，作为该钢板的吸收能量值vE-80(J)。将vE-80为300J以上的情况评价为“韧性良好”。
(4)DWTT试验
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取DWTT试验片(尺寸：板厚×宽带3in.×长度12in.)，根据ASTM E 436的规定，进行DWTT试验，求出延展性破碎率达到85％的最低温度(DWTT)。将DWTT为-35℃以下的情况评价为具有“优良的DWTT特性”。
需要说明的是，关于DWTT试验，从电阻焊钢管的母材部也以试验片的长度方向为管周方向的方式裁取DWTT试验片，与钢板的情况同样地进行试验。
(5)CTOD试验
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取CTOD试验片(尺寸：板厚×宽带(2×板厚)×长度(10×板厚))，根据ASTM E 1290的规定，在试验温度-10℃下进行CTOD试验，求出-10℃下的裂尖张开位移量(CTOD值)。需要说明的是，试验载荷以三点弯曲方式进行负荷，在切口部安装位移计，求出裂尖张开位移量CTOD值。将CTOD值为0.30mm以上的情况评价为具有“优良的CTOD特性”。
需要说明的是，关于CTOD试验，从电阻焊钢管上也以与管轴方向垂直相交的方向为试验片的长度方向的方式裁取CTOD试验片，将切口引入到母材部以及缝部，与钢板的情况同样地进行试验。
将所得到的结果示于表3-1以及表3-2。
本发明例均制成如下热轧钢板，其具有适当的组织，具有TS为510MPa以上的高强度、vE-80为300J以上、CTOD值为0.30mm以上、-35℃以下的DWTT、和优良的低温韧性，还具有TS×E1为18000MPa％以上的优良的强度/延展性平衡。另外，使用本发明例的热轧钢板的电阻焊钢管在母材部、缝部具有0.30mm以上的CTOD值、-20℃以下的DWTT，从而制成具有优良的低温韧性的钢管。
另一方面，本发明的第一发明的范围之外的比较例，vE-80低于300J、或CTOD值低于0.30mm、或超过-35℃的DWTT，从而低温韧性降低、或伸长率低，强度/延展性平衡不能确保所期望的值。
(第二发明的实施方式)
本发明的第二发明的TS为530MPa以上、板厚超过22mm的极厚高强度热轧钢板，具有上述组成，还具有如下组织：板厚中央位置处的铁素体相的平均结晶粒径为5μm以下、第二相的组织百分率(体积％)为2％以下，并且钢板沿板厚方向距表面1mm的位置处的铁素体相的平均结晶粒径与板厚中央位置处的铁素体相的平均结晶粒径(μm)之差ΔD为2μm以下，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率(体积％)与板厚中央位置处的第二相的组织百分率(体积％)之差ΔV为2％以下。需要说明的是，此处所谓的“铁素体”只要没有特别的说明，则“铁素体”是指硬质的低温相变铁素体(贝氏体铁素体、贝氏体、或它们的混合相中的任意一种)。不包括软质的高温相变铁素体(粒状的多边形铁素体)。第二相可以例示珠光体、马氏体、MA、上部贝氏体、或这些两种以上的混合相中的任意一种。关于板厚中央位置处的组织，使主相为贝氏体铁素体相、贝氏体相、或它们的混合相中的任意一种，作为第二相，可以例示珠光体、马氏体、岛状马氏体(MA)上部贝氏体、或这些两种以上的混合相中的任意一种。
在ΔD为2μm以下、并且ΔV为2％以下时，低温韧性、特别是使用总厚试验片的DWTT特性和CTOD特性显著提高。在ΔD或ΔV中的任意一个在所期望的范围之外的情况下，DWTT特性降低，低温韧性变差。在板厚超过22mm的极厚的情况下，还需要板厚中央位置处的铁素体相的平均结晶粒径为5μm以下，第二相的组织百分率(体积％)为2％以下。铁素体相的平均结晶粒径超过5μm的情况、和第二相的组织百分率(体积％)超过2％时，DWTT特性降低，低温韧性变差。
由此，本发明的第二发明中，将组织限定为如下组织：板厚中央位置处的铁素体相的平均结晶粒径为5μm以下，第二相的组织百分率(体积％)为2％以下，并且钢板沿板厚方向距表面1mm的位置处的铁素体相的平均结晶粒径与板厚中央位置处的铁素体相的平均结晶粒径(μm)之差ΔD为2μm以下，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率(体积％)与板厚中央位置处的第二相的组织百分率(体积％)之差ΔV为2％以下。
另外确认了，具有ΔD为2μm以下、并且ΔV为2％以下的组织的热轧钢板，满足钢板沿板厚方向距表面1mm的位置与板厚1/4位置的铁素体相的平均结晶粒径(μm)之差ΔD*为2μm以下、第二相的组织百分率(％)之差ΔV*为2％以下，还满足钢板沿板厚方向距表面1mm的位置与板厚3/4位置的铁素体相的平均结晶粒径(μm)之差ΔD**也为2μm以下、第二相的组织百分率(％)之差ΔV**也为2％以下。
在本发明的第二发明的TS为530MPa以上、板厚超过22mm的热轧钢板的情况下，热轧(精轧)结束后，在热金属辊道上对热轧板实施加速冷却。需要说明的是，在本发明中，为了使板厚中心位置处的铁素体相的结晶粒径为规定值以下，并且使第二相的组织百分率以体积率计为2％以下，将精轧结束后从加速冷却开始时的钢板板厚中心位置的温度T(℃)(以下，也称为冷却开始点)至达到(T-20℃)的温度的滞留时间设定在20秒以内，缩短高温下的滞留时间。如果延长从T(℃)至达到(T-20℃)的温度的滞留时间而超过20秒，则相变时的结晶粒径容易变粗大，从而难以避免高温相变铁素体(多边形铁素体)的生成。需要说明的是，为了将从T(℃)至达到(T-20℃)的温度的滞留时间设定在20秒以内，在本发明钢板的板厚范围内，优选将热金属辊道上的通板速度设定为120mpm以上。
另外，加速冷却的开始优选在板厚中央部的温度为750℃以上时进行。板厚中央部的温度低于750℃时，形成高温相变铁素体(多边形铁素体)，在γ→α相变时排出的C浓缩成未相变γ，因此珠光体相或上部贝氏体等的第二相在多边形铁素体周边形成。因此，在板厚中心部第二相的组织百分率增高，从而无法形成上述所期望的组织。
加速冷却以板厚中心部的平均冷却速度为10℃/秒以上、优选为20℃/秒以上的冷却速度，进行冷却直至BFS以下的冷却停止温度。冷却速度低于10℃/秒时，容易形成高温相变铁素体(多边形铁素体)，在板厚中心部第二相的组织百分率提高，从而无法形成上述所期望的组织。因此，热轧结束后的加速冷却优选以板厚中央部的平均冷却速度为10℃/秒以上的冷却速度进行。需要说明的是，冷却速度的上限依赖于所使用的冷却装置的能力来确定，优选比不引起翘曲等钢板形状变差的冷却速度即马氏体生成冷却速度慢。另外，这样的冷却速度可以通过利用平齐式喷嘴、棒状喷嘴、圆管喷嘴等的水冷装置来实现。需要说明的是，本发明中，板厚中心部的温度、冷却速度等使用由传热计算等计算的值。
另外，上述加速冷却的冷却停止温度优选以板厚中心位置的温度计为BFS以下的温度。需要说明的是，更优选为(BFS-20℃)以下。BFS由下述(2)式定义，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR····(2)
(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％)、CR：冷却速度(℃/秒))。
本发明的第二发明中，为了使板厚中心位置处的铁素体相的结晶粒径为规定值以下、并且使第二相的组织百分率以体积率计为2％以下，进一步将上述的从冷却开始点T(℃)至BFS温度的冷却时间调节为30秒以下。如果延长从T(℃)至BFS温度的冷却时间而超过30秒，则容易形成高温相变铁素体(多边形铁素体)，在γ→α相变时排出的C浓缩成未相变γ，珠光体相或上部贝氏体等第二相在多边形铁素体周边形成。因此，在板厚中心部第二相的组织百分率提高，从而无法形成上述所期望的组织。由此，将从冷却开始点T(℃)至BFS温度的冷却时间限定为30秒以下。这样的从冷却开始点T(℃)至BFS温度的冷却时间的调节，能够通过通板速度的调节以及冷却水量的调节进行。
另外，本发明的第二发明中，在上述冷却停止温度以下停止加速冷却后，热轧板在以板厚中央位置的温度计在BFS0以下的卷取温度下卷取成卷状。需要说明的是，更优选为(BFS0-20℃)以下。BFS0由下述(3)式定义，
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni····(3)
(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％))。
通过将加速冷却的冷却停止温度设为BFS以下的温度、并且将卷取温度设为BFS0以下的温度，ΔD为2μm以下，并且ΔV为2％以下，板厚方向的组织的均匀性变显著。由此，能够确保优良的DWTT特性以及优良的CTOD特性。
实施例2
对于本发明的第二发明的TS为530MPa以上、板厚超过22mm时的实施例，以下进行说明。
使用表4所示的组成的钢坯(钢原材)(壁厚：230mm)，在表5所示的热轧条件下实施热轧，热轧结束后，在表5所示的冷却条件下进行冷却，在表5所示的卷取温度下卷取成卷状，制成表5所示的板厚的热轧钢板(钢带)。需要说明的是，将这些热轧钢板作为原材，通过冷条件下的辊连续成形得到开管，将该开管的端面之间进行电阻焊接，制成电阻焊钢管(外径660mmφ)。
从所得到的热轧钢板上裁取试验片，进行组织观察、拉伸试验、冲击试验、DWTT试验、CTOD试验。需要说明的是，DWTT试验、CTOD试验也对电阻焊钢管实施。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得到的热轧钢板上裁取组织观察用试验片，对轧制方向截面进行研磨、腐蚀，用光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描电子显微镜(倍率：2000倍)观察各3个视野以上，拍摄，进行组织的鉴定，再使用图像分析装置，测定铁素体相的平均结晶粒径、以及铁素体相以外的第二相的组织百分率(体积％)。观察位置设为沿板厚方向距钢板表面1mm的位置、以及板厚中央部。需要说明的是，铁素体相的平均结晶粒径，通过切割法求出平均结晶粒径，将公称粒径作为该位置上的平均结晶粒径。
(2)拉伸试验
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为拉伸试验方向的方式裁取板状的试验片(平行部宽度：12.5mm、标点间距离：50mm)，根据ASTM E8M-04的规定，在室温下实施拉伸试验，求出拉伸强度TS。
(3)冲击试验
从所得到的热轧钢板的板厚中央部以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取V切口试验片，根据JIS Z 2242的规定，实施夏比冲击试验，求出试验温度为-80℃下的吸收能量(J)。需要说明的是，试验片为3片，求出所得到的吸收能量值的算术平均值，作为该钢板的吸收能量值vE-80(J)。将vE-80为200J以上的情况评价为“韧性良好”。
(4)DWTT试验
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取DWTT试验片(尺寸：板厚×宽带3in.×长度12in.)，根据ASTM E 436的规定，进行DWTT试验，求出延展性破碎率达到85％的最低温度(DWTT)。将DWTT为-30℃以下的情况评价为具有“优良的DWTT特性”。
需要说明的是，关于DWTT试验，从电阻焊钢管的母材部也以试验片的长度方向为管周方向的方式裁取DWTT试验片，与钢板的情况同样地进行试验。
(5)CTOD试验
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取CTOD试验片(尺寸：板厚×宽带(2×板厚)×长度(10×板厚))，根据ASTM E 1290的规定，在试验温度-10℃下进行CTOD试验，求出-10℃下的裂尖张开位移量(CTOD值)。需要说明的是，试验载荷以三点弯曲方式进行负荷，在切口部安装位移计，求出裂尖张开位移量CTOD值。将CTOD值为0.30mm以上的情况评价为具有“优良的CTOD特性”。
需要说明的是，关于CTOD试验，从电阻焊钢管上也以与管轴方向垂直相交的方向为试验片的长度方向的方式裁取CTOD试验片，将切口引入到母材部以及缝部，与钢板的情况同样地进行试验。将所得到的结果示于表6。
本发明例均制成如下热轧钢板，其具有适当的组织，具有TS为530MPa以上的高强度、vE-80为200J以上、CTOD值为0.30mm以上、-35℃以下的DWTT、和优良的低温韧性，特别是具有优良的CTOD特性、优良的DWTT。使用本发明例的热轧钢板的电阻焊钢管在母材部、缝部均具有0.30mm以上的CTOD值、-5℃以下的DWTT，从而制成具有优良的低温韧性的钢管。
另一方面，本发明的第二发明的范围之外的比较例，vE-80低于200J、或CTOD值低于0.30mm、或超过-20℃的DWTT，从而低温韧性降低。
(第三发明的实施方式)
本发明的第三发明的TS为560MPa以上时的高强度热轧钢板，具有上述组成，还具有如下组织：沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为回火马氏体、或贝氏体与回火马氏体的混合组织中的任意一种，板厚中央位置处的组织以贝氏体和/或贝氏体铁素体为主相、第二相以体积％计为2％以下，并且，沿板厚方向距表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t之差ΔHV为50点以下。
具有如下组织的情况下，低温韧性、特别是使用总厚试验片的DWTT特性和CTOD特性显著提高，所述组织为：沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为回火马氏体、或贝氏体与回火马氏体的混合组织中的任意一种，板厚中央位置处的组织以贝氏体和/或贝氏体铁素体为主相、第二相以体积％计为2％以下，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t之差ΔHV为50点以下。沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织为上述以外的组织、或由板厚中央位置处的组织以体积％计超过2％的第二相构成的组织、或沿板厚方向距表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t之差ΔHV超过50点中的任意一种情况下，DWTT特性降低，低温韧性变差。
由此，本发明的第三发明中，具有如下组织：使组织的主相为回火马氏体、或贝氏体与回火马氏体的混合组织中的任意一种，并且板厚中央位置处的组织以贝氏体和/或贝氏体铁素体为主相、第二相以体积％计为2％以下，并且，沿板厚方向距表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t之差ΔHV限定为50点以下。
本发明的第三发明的TS为560MPa以上时的热轧钢板的情况下，对精轧结束后的热轧钢板接着依次进行由第一阶段冷却和第二阶段冷却构成的冷却工序至少2次，然后实施第三阶段冷却。
第一阶段冷却中，以沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度计超过80℃/秒的冷却速度，进行冷却直至沿板厚方向距表面1mm的位置处的温度为Ms点以下的温度范围的温度(冷却停止温度)。通过该第一阶段冷却，沿板厚方向距表面约2mm的区域(表层部)的组织的主相成为马氏体、或马氏体相与贝氏体相的混合组织。在80℃/秒以下的冷却速度时，未充分地形成马氏体相，无法期待之后的卷取工序中的回火效果。需要说明的是，贝氏体相以体积％计优选为50％以下。是得到马氏体的主相还是得到贝氏体与马氏体的混合组织，依赖于钢板的碳当量、第一阶段冷却速度。另外，冷却速度的上限依赖于所使用的冷却装置的能力来确定，大约为600℃/秒。
需要说明的是，本发明的第三发明中，沿板厚方向距表面1mm的位置和板厚中心位置等的温度、冷却速度等，使用通过传热计算等计算的值。
在第一阶段冷却后，作为第二阶段冷却，进行30秒以下的空冷。通过该第二阶段冷却，由于中心部的保留热，表层复热，使在第一阶段冷却中形成的表层组织回火，形成富有韧性的回火马氏体、或贝氏体与回火马氏体的混合组织中的任意一种。在第二阶段冷却中进行空冷是为了直到板厚内部都不形成马氏体相。如果空冷时间延长而超过30秒，则板厚中心位置进行向多边形铁素体的相变。因此，在第二阶段冷却中的空冷的时间限定为30秒以下。需要说明的是，优选为0.5秒以上且20秒以下。
需要说明的是，本发明的第三发明中，由第一阶段冷却和第二阶段冷却构成的冷却工序至少进行2次。
实施由第一阶段冷却和第二阶段冷却构成的冷却工序至少二次后，再实施第三冷却。在第三冷却中，以沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度为80℃/秒超的冷却速度，以计，进行冷却直至板厚中央位置的温度达到由下述(2)式定义的BFS以下的冷却停止温度，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR····(2)
(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％)、CR：冷却速度(℃/秒))。
需要说明的是，在(2)式的计算时，不含有合金元素的情况下将含量作为零而进行计算。
沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度为80℃/秒以下时，板厚中心部的冷却延迟，在板厚中心位置处生成多边形铁素体，无法确保以所期望的贝氏体铁素体相、贝氏体相或它们的混合组织中的任意一种为主相的组织。另外，冷却停止温度超过BFS达到高温时，生成由马氏体、上部贝氏体、珠光体、MA、或这些两种以上的混合组织中的任意一种构成的第二相，无法确保所期望的组织。由此，在第三阶段冷却中，使冷却速度以沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度计超过80℃/秒，使板厚中心位置处的冷却停止温度为BFS以下的温度。在这样的第三阶段冷却中，板厚中心位置的平均冷却速度达到20℃/秒以上，抑制第二相的生成，能够使板厚中心位置的组织为所期望的组织。
本发明的第三发明中，在第三阶段冷却后，在以板厚中央位置的温度计在由下述(3)式定义的BFS0以下、优选Ms点以上的卷取温度下进行卷取。
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni····(3)
(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素的含量(质量％))
由此，能够使第一阶段冷却中形成的马氏体相回火，从而形成富有韧性的回火马氏体。需要说明的是，更优选为(BFS0-20℃)以下。为了充分地发挥这样的回火效果，优选在(卷取温度)～(卷取温度-50℃)的温度范围内保持30分钟以上。需要说明的是，在(3)式的计算时，在不含有合金元素的情况下将含量作为零来进行计算。
通过实施由上述第一阶段冷却和第二阶段冷却构成的冷却工序、再实施第三阶段冷却以及卷取工序，能够得到板厚方向组织的均匀性优良的热轧钢板，其具有如下组织：沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织为回火马氏体单相组织或贝氏体与回火马氏体的混合组织，板厚中央位置处的组织以贝氏体和/或贝氏体铁素体为主相、第二相以体积％计为2％以下，并且，沿板厚方向距表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t之差ΔHV为50点以下，从而制成DWTT为-50℃以下的低温韧性优良的钢板。
需要说明的是，沿板厚方向距表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t之差ΔHV超过50点时，板厚方向的均匀性降低，从而导致低温韧性的降低。
实施例3
对于本发明的第三发明的TS为560MPa以上时的实施例，以下进行说明。
使用表7所示的组成的钢坯(钢原材)(厚度：215mm)，在表8、9-1以及表9-2所示的热轧条件下实施热轧，热轧结束后，在表8、9-1以及表9-2所示的冷却条件下进行冷却，在表8、9-1以及表9-2所示的卷取温度下卷取成卷状，从而制成表8、9-1以及表9-2所示的板厚的热轧钢板(钢带)。需要说明的是，将这些热轧钢板作为原材，通过冷条件下的辊连续成形得到开管，将该开管的端面之间进行电阻焊接，制成电阻焊钢管(外径660mmφ)。
从所得到的热轧钢板上裁取试验片，进行组织观察、拉伸试验、冲击试验、DWTT试验、CTOD试验。需要说明的是，DWTT试验、CTOD试验是对电阻焊钢管实施。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得到的热轧钢板上裁取组织观察用试验片，对轧制方向截面进行研磨、腐蚀，用光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描电子显微镜(倍率：2000倍)观察各2个视野以上，进行拍摄，使用图像分析装置，测定各相的平均结晶粒径、以及主相以外的第二相的组织百分率(体积％)。观察位置设为沿板厚方向距钢板表面1mm的位置、以及板厚中央部。
(2)硬度试验
从所得到的热轧钢板上裁取组织观察用试验片，对于轧制方向截面，使用维氏硬度计(试验力：9.8N(载荷：1kgf))测定硬度HV。测定位置设为沿板厚方向距表面1mm的位置以及板厚中央部。各位置处的硬度测定为5个部位以上。将所得到的测定结果进行算术平均，作为各位置处的硬度。由所得到的各位置处的硬度计算出沿板厚方向距表面1mm的位置的硬度HV1mm与板厚中央部的硬度HV1/2t之差ΔHV(＝HV1mm-HV1/2t)。
(3)拉伸试验
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取板状的试验片(平行部宽度：25mm、标点间距离：50mm)，根据ASTM E8M-04的规定，在室温下实施拉伸试验，求出拉伸强度TS。
(4)冲击试验
从所得到的热轧钢板的板厚中央部以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取V切口试验片，根据JIS Z 2242的规定，实施夏比冲击试验，求出试验温度为-80℃下的吸收能量(J)。需要说明的是，试验片为3片，求出所得到的吸收能量值的算术平均值，作为该钢板的吸收能量值vE-80(J)。将vE-80为200J以上的情况评价为“韧性良好”。
(5)DWTT试验
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取DWTT试验片(尺寸：板厚×宽带3in.×长度12in.)，根据ASTM E 436的规定，进行DWTT试验，求出延展性破碎率达到85％的最低温度(DWTT)。将DWTT为-50℃以下的情况评价为具有“优良的DWTT特性”。
需要说明的是，关于DWTT试验，从电阻焊钢管的母材部也以试验片的长度方向为管周方向的方式裁取DWTT试验片，与钢板的情况同样地进行试验。
(6)CTOD试验
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取CTOD试验片(尺寸：板厚×宽带(2×板厚)×长度(10×板厚))，根据ASTM E 1290的规定，在试验温度-10℃下进行CTOD试验，求出-10℃下的裂尖张开位移量(CTOD值)。需要说明的是，试验载荷以三点弯曲方式进行负荷，在切口部安装位移计，求出裂尖张开位移量CTOD值。将CTOD值为0.30mm以上的情况评价为具有“优良的CTOD特性”。
需要说明的是，关于CTOD试验，从电阻焊钢管上也以与管轴方向垂直相交的方向为试验片的长度方向的方式裁取CTOD试验片，将切口引入到母材部以及缝部，与钢板的情况同样地进行试验。将所得到的结果示于表10。
本发明例均制成如下热轧钢板，其在板厚方向具有适当的组织和适当的硬度差，具有TS为560MPa以上的高强度、vE-80为200J以上、CTOD值为0.30mm以上、-50℃以下的DWTT、和优良的低温韧性，特别是具有优良的CTOD特性、优良的DWTT特性。使用本发明例的热轧钢板的电阻焊钢管在母材部、缝部均具有0.30mm以上的CTOD值、-25℃以下的DWTT，从而制成具有优良的低温韧性的钢管。
另一方面，在本发明的第三发明的范围之外的比较例中，vE-80低于200J、或CTOD值低于0.30mm、或超过-50℃的DWTT，或ΔHV超过50点，从而低温韧性降低。另外，使用这些钢板而制造的电阻焊钢管的缝部的低温韧性也降低。
表8
*)距表面1mm的位置处的温度
**)板厚中央部的温度
***)卷取温度至(卷取温度-50℃)的温度范围

Claims (16)

1.一种高强度热轧钢板，其具有如下组成和组织：
所述组成，以质量％计，含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.5～1.8％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、Nb：0.01～0.10％和Ti：0.001～0.05％，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述组织，沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为回火马氏体、或者铁素体相与回火马氏体的混合组织中的任意一种，另外，板厚中央位置处的组织的主相为铁素体相，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率与板厚中央位置处的第二相的组织百分率之差ΔV为2％以下，所述组织百分率的单位为体积％，
(Ti+(Nb/2))/C<4…(1)
式中，Ti、Nb、C为各元素的含量，单位为质量％。
2.一种高强度热轧钢板，其具有如权利要求1记载的组成和如下组织：
沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为铁素体相，另外，板厚中央位置处的组织的主相为铁素体相，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率与板厚中央位置处的第二相的组织百分率之差ΔV为2％以下，所述组织百分率的单位为体积％，沿板厚方向距表面1mm的位置处的所述铁素体相的平均结晶粒径与板厚中央位置处的所述铁素体相的平均结晶粒径之差ΔD为2μm以下，板厚中央位置处的所述铁素体相的平均结晶粒径为5μm以下，第二相的组织百分率为2％以下，其单位为体积％，并且板厚超过22mm。
3.一种高强度热轧钢板，其具有如权利要求1记载的组成和如下组织：沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为回火马氏体组织、或者贝氏体与回火马氏体的混合组织中的任意一种，板厚中央位置处的组织以贝氏体和/或贝氏体铁素体为主相、第二相以体积％计为2％以下，
并且，沿板厚方向距表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t之差ΔHV为50点以下。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量％计还含有V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上，和/或Ca：0.0005～0.005％。
5.一种高强度热轧钢板的制造方法，对权利要求1所述组成的钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧而制成热轧钢板时，使热轧结束后的加速冷却为由一次加速冷却和二次加速冷却构成的冷却，该一次加速冷却为板厚中央位置的平均冷却速度为10℃/秒以上、并且板厚中央位置的平均冷却速度与沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度的冷却速度差小于80℃/秒的冷却，进行该一次加速冷却直至沿板厚方向距表面1mm的位置处的温度达到650℃以下且500℃以上的温度范围的温度的一次冷却停止温度，所述二次加速冷却为板厚中央位置的平均冷却速度为10℃/秒以上、并且板厚中央位置的平均冷却速度与沿板厚方向距表面1mm的位置处的平均冷却速度的冷却速度差为80℃/秒以上的冷却，进行该二次加速冷却直至板厚中央位置的温度达到由下述(2)式定义的BFS以下的二次冷却停止温度，在该二次加速冷却后，在以板厚中央位置的温度计在由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量，单位为质量％，
CR：冷却速度，单位为℃/秒，
所述高强度热轧钢板具有如下组织：
沿板厚方向距表面1mm的位置处的组织的主相为铁素体相，另外，板厚中央位置处的组织的主相为铁素体相，并且沿板厚方向距表面1mm的位置处的第二相的组织百分率与板厚中央位置处的第二相的组织百分率之差ΔV为2％以下，所述组织百分率的单位为体积％，沿板厚方向距表面1mm的位置处的所述铁素体相的平均结晶粒径与板厚中央位置处的所述铁素体相的平均结晶粒径之差ΔD为2μm以下。
6.如权利要求5所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，在所述一次加速冷却与所述二次加速冷却之间进行10秒以下的空冷。
7.如权利要求5所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述加速冷却以板厚中央位置的、750～650℃的温度范围内的平均冷却速度计为10℃/秒以上。
8.如权利要求6所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述加速冷却以板厚中央位置的、750～650℃的温度范围内的平均冷却速度计为10℃/秒以上。
9.如权利要求5～8中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述二次加速冷却中的、沿板厚方向距表面1mm的位置处的冷却停止温度与所述卷取温度之差在300℃以内。
10.如权利要求5～8中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上，和/或Ca：0.0005～0.005％。
11.如权利要求9所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上，和/或Ca：0.0005～0.005％。
12.一种板厚超过22mm的高强度热轧钢板的制造方法，用于制造权利要求2所述的高强度热轧钢板，其中，对权利要求1所述组成的钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧而制成热轧钢板，接着，对所述精轧结束后的所述热轧钢板进行以板厚中央位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的加速冷却，直至由下述(2)式定义的BFS以下的冷却停止温度，接着在由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，此时，调节该热轧钢板的板厚中央位置的温度，以使从所述加速冷却开始时的温度T℃至达到比温度T℃低20℃的温度的滞留时间为20秒以内，并且使从所述板厚中央位置的温度T至所述BFS的温度的冷却时间为30秒以下，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量，单位为质量％，
CR：冷却速度，单位为℃/秒。
13.如权利要求12所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上，和/或Ca：0.0005～0.005％。
14.一种低温韧性优良的高强度热轧钢板的制造方法，用于制造权利要求3所述的高强度热轧钢板，其特征在于，对权利要求1所述组成的钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧而制成热轧钢板时，在所述热轧结束后，依次实施由第一阶段冷却和第二阶段冷却构成的冷却工序至少2次，接着实施第三阶段冷却，其中，所述第一阶段冷却中，通过以沿板厚方向距所述热轧钢板的表面1mm的位置的平均冷却速度计超过80℃/秒的冷却速度，冷却至以沿板厚方向距表面1mm的位置的温度计Ms点以下的温度范围的冷却停止温度，所述第二阶段冷却中，进行30秒以下的空冷，所述第三阶段冷却中，通过以沿板厚方向距表面1mm的位置的平均冷却速度计超过80℃/秒的冷却速度，冷却至以板厚中央位置的温度计由下述(2)式定义的BFS以下的冷却停止温度，
接着，在以板厚中央位置的温度计在由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，
BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量，单位为质量％，
CR：冷却速度，单位为℃/秒。
15.如权利要求14所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量％计还含有V：0.01～0.10％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～1.0％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的一种或二种以上，和/或Ca：0.0005～0.005％。
16.如权利要求14或15所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，在所述卷取温度下卷取所述热轧钢板后，在卷取温度至比卷取温度低50℃的温度的温度范围内保持30分钟以上。
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