CN102959114A - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的热轧钢板是低温韧性优异的螺旋管用高强度热轧钢板，兼具高韧性和API5L-X80标准以上的强度，其特征在于：其是含有规定的成分、且满足0<S/Ca<0.8、N-14/48×Ti≥0%的钢板，在距离该钢板表面为板厚的1/2厚的深度处的显微组织中，先共析铁素体分率为3%以上且20%以下，其它为低温相变相，上述显微组织整体的数均晶体粒径为2.5μm以下且面积平均粒径为9μm以下，上述面积平均粒径的标准偏差为2.3μm以下，而且在距离钢板表面为板厚的1/2厚的深度处，{211}方向与{111}方向的相对于与钢板表面平行的面的反射X射线强度比{211}/{111}为1.1以上。

Description

热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及低温韧性优异的用于螺旋管线管的高强度热轧钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，原油、天然气等能源资源的开发区域已逐渐发展到自然环境苛刻的地域，如北海、西伯利亚、北美、库页岛等寒冷地区、以及北海、墨西哥湾、黑海、地中海、印度洋等的深海。另外，从重视地球环境的观点出发，天然气开发增加，与此同时从管线系统的经济性的观点出发，要求操作压力的高压化。随着这些环境条件的变化，管线管所需的特性越来越高度化且多样化，大体可分为：（a）厚壁/高强度化、（b）高韧性化、（c）伴随着现场焊接性提高的低碳当量（Ceq）化、（d）耐蚀性的严格化、（e）在冻土、地震/断层地带要求的高变形性能。另外，这些特性通常根据使用环境而有多种要求。

此外，在最近的原油和天然气需求增大的背景下，迄今为止由于不经济而未开发的边远地区及自然环境苛刻的地域的开发将要正式展开。特别是对于长距离输送原油/天然气的管线中使用的管线管，除了用于提高输送效率的厚壁/高强度化以外，还非常需要能够在寒冷地区使用的高韧性化，兼顾这些所需特性已成为技术问题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第3846729号（日本特表2005-503483号公报）

专利文献2：日本特开2004-315957号公报

专利文献3：日本特开2008-240151号公报

专利文献4：日本特开2005-281838号公报

非专利文献

非专利文献1：新日铁技报No.380200470页

发明内容

发明所要解决的问题

对每个项目中被采用作为低温韧性的指标的脆性断裂的传播停止性能进行评价的DWTT（Drop Weight Tear Test：落锤撕裂试验）试验中的韧性断面率（SA）是根据API标准测定的值，通常已知越是厚壁/高强度化越少。特别是厚壁化，由于板厚增加，试验片缺口顶端的应力状态从平面应力向平面应变转变，有使三轴应力度增加的倾向，当板厚超过16mm时，其影响变得更加显著。作为用于提高SA的方式，已知强化控制轧制、即增加奥氏体中的未再结晶区域温度下的压下率是有效的。

从防止在天然气管线用钢管那样内压高、裂纹的传播速度比破裂后的减压波的速度更快的情况下进行的韧性断裂的观点出发，需要高冲击吸收能量。分离的发生虽然表观上会使SA提高，但由于会使吸收能量降低，因而不优选。另外，采用“无分离”的需求者也趋于增加。因此，兼顾该SA的提高和分离的抑制是符合市场需求的技术方向。

另一方面，管线管用钢管根据其制造工艺可分为无缝钢管、UOE钢管、电阻焊钢管及螺旋钢管，可根据其用途、尺寸等进行选择，但除无缝钢管外，均具有以下特征：将板状的钢板/钢带成型成管状后利用焊接进行接缝，从而制成钢管（以下也称为“管”）。进而，这些焊接钢管可根据原材料是使用热轧钢板（以下也称为“热卷”）还是使用厚板（plate）来进行分类，前者为电阻焊钢管及螺旋钢管，后者为UOE钢管。在高强度、大直径、厚壁的用途中通常使用后者的UOE钢管，但从成本、交付期限的方面考虑，前者即将热卷作为原材料的电阻焊钢管及螺旋钢管是有利的，对其高强度化、大直径化、厚壁化的需求正在增加。

以热卷为原材料的电阻焊钢管和螺旋钢管的很大区别在于其制管方法。前者的电阻焊钢管与UOE钢管同样是管的长度方向与轧制方向一致，管的圆周方向与轧制的宽度方向一致，而后者的螺旋钢管以焊接线成为螺旋状的方式进行制管，轧制方向与管长度方向、以及轧制的宽度方向与管的圆周方向不一定一致。这里，重要的是作为管被采用的特性几乎均针对管圆周方向，当为螺旋钢管时是热卷的R方向。R方向是指在制成螺旋钢管时相当于钢管的圆周方向的方向。虽然该方向取决于制管时的管径，但大致相对于轧制方向为30～45°方向。通常，热卷由于在轧制的宽度方向上强度、韧性均良好，因此电阻焊钢管的圆周方向成为轧制的宽度方向，因而优选。但是，螺旋钢管的圆周方向是热卷的R方向，与轧制方向成某一角度倾斜，因此强度、韧性均降低。为此，对于螺旋钢管用热卷，即使是同一API-X80标准（YS：550MPa，TS：620～827MPa）的钢管，当换算成轧制的宽度方向时仅强度也需要提高70～90MPa左右，因此需要更严格的强度-韧性平衡。

在非专利文献1中，对于UOE钢管，公开了相当于X120标准的高强度钢管的制造技术。

但是，上述技术的特征在于：以将厚板（plate）作为原材料为前提，为了兼顾其高强度和厚壁化，使用作为厚板制造工序的特征的中途水冷却停止型直接淬火法（IDQ：Interrupted Direct Quench），通过高冷却速度、低冷却停止温度来实现，特别是为了确保强度而利用了淬火强化（组织强化）。

制造厚板的各工序的一个例子示于图1。这里，在加热工序中，实施板坯再加热。由于无需考虑沉淀硬化，因此为了加热奥氏体粒的细粒化，在低温下进行加热。

关于用于提高韧性的控制轧制的强化、即奥氏体的未再结晶区域温度下的压下率的增加，由于其轧机不是串联式而是单机架的可逆式轧机，因此，无论如何均可进行调度。由此，只要进行控制轧制开始温度的管理，即可获得目标的韧性。

另外，在厚板制造工艺中，通常精轧机和冷却装置在距离上是分开的，由于从轧制结束到冷却开始有40秒左右的时间，因此通过奥氏体中的再结晶、扩散型铁素体相变，由此织构的取向变弱，分离的发生也得到抑制。此外，最近在厚板工艺中，利用强力的冷却装置的ACC（AcceleratedCooling：加速冷却）逐渐普及，从冷却速度的观点出发，分离的发生也存在被抑制的倾向。

制造作为本发明的对象的电阻焊钢管及螺旋钢管原材料的热卷的各工序的一个例子示于图2。这里，在精炼的工序中，将钢的元素构成调节至目标的钢成分。在连续铸造的工序中，通过电磁搅拌和轻压下铸造来减少中心偏析。在板坯再加热的工序中，抑制奥氏体的再结晶化，并且将利用析出物而获得沉淀硬化的Nb固溶化。在粗轧的工序中，在奥氏体的再结晶温度区域进行轧制，将再结晶奥氏体粒进行细粒化。在精轧的工序中，在奥氏体未再结晶温度区域进行轧制，利用控制轧制效果将相变后的α微粒进行细粒化。在卷取的工序中，通过在合适的温度下卷取来获得NbC的沉淀硬化。

在该热卷的制造中，作为其工序的特征，有卷取工序，由于卷取装置（coiler）的设备能力的制约，低温下卷取壁厚材料是很困难的，因此不可能实现淬火强化所需的低温冷却停止。因此，很难通过淬火强化来确保强度。另外，关于轧制后的冷却速度，若将16mm以上的板厚中板厚中心部的冷却速度提高到与厚板制造工艺相同，则设备成本高。

此外，粗轧机虽然有时具备有单机架的可逆式轧机，但精轧机通常是6、7机架的串联轧机，由于温度、压下率、速度必然取决于其质量流量，因此制约较多。另外，从粗轧转移至精轧的粗棒材厚度也受到切料头机、F1机架的辊间距制约，无法将再结晶区域温度下的压下率提高到厚板（plate）工序的程度。

在专利文献1中，作为使管线管用热卷兼顾高强度、厚壁化和低温韧性的技术，公开了下述发明：通过在精炼时添加Ca-Si使夹杂物球状化，除Nb、Ti、Mo、Ni的强化元素外还添加具有晶粒细化效果的V，为了确保强度而组合低温轧制和低温卷取。

但是，该技术由于精轧温度较低、为790～830℃，因此分离的发生引起的吸收能量降低，并且低温轧制导致轧制负荷提高，所以操作稳定性令人担忧。

在专利文献2中，作为通过电阻焊钢管用热卷同时实现优异的强度、低温韧性以及现场焊接性的技术，公开了下述内容：限定PCM值来抑制焊接部的硬度上升，并且使显微组织形成贝氏体铁素体单相，进而通过限定Nb的析出比例来兼顾高强度和低温韧性。但是，该技术为了获得微细的组织实质上也需要低温轧制，由于分离的发生引起的吸收能量降低、以及低温轧制导致轧制负荷提高，因此操作稳定性令人担忧。

在专利文献3中公开了以下技术：通过限定电阻焊钢管及螺旋钢管用热卷轧制后的冷却速度的下限来控制织构，从而减少分离。但是，为了兼顾16mm以上的板厚且X80的强度和韧性，不仅需要抑制分离，还需要通过控制轧制工艺来改善显微组织本身。另外，关于确保板厚为16mm以上的板厚中心部的冷却速度，现状是在钢板形状、通板性以及咬入卷取机芯棒的容易性的观点上技术障碍较多。

在专利文献4中公开了以下技术：在电阻焊钢管用热卷中使显微组织为贝氏体铁素体单相，利用Nb、V等的微细析出物获得稳定的强度，通过将其组织的平均粒径规定在细粒的范围内来确保韧性。

但是，由于用于电阻焊钢管，因此对象是板厚至多为半英寸（12.7mm）的薄板，完全没有记载有关用于在板厚为16mm以上的情况下获得韧性的显微组织、用于获得粒径范围的制造方法。另外，也没有考虑螺旋钢管用热卷那样与电阻焊钢管用途相比需要更严格的强度-韧性平衡的用途。

为此，本发明的问题在于提供以下热轧钢板：兼具即使在需要严格的耐断裂特性的地域（特别是寒冷地区）也能使用的高韧性和API5L-X80标准以上的强度，从输送效率和现场焊接施工性等观点出发适用于螺旋管。因此，本发明的目的在于提供下述高强度螺旋管线管用热轧钢板（热卷）以及能够廉价且稳定地制造该热轧钢板的方法：作为低温韧性的指标，DWTT的韧性断面率（SA）在-20℃的试验温度下为85%以上，实质上不会因分离的发生而导致吸收能量的降低的分离指数为0.06mm/mm²以下，分离的发生时的吸收能量为240J以上，以及从高强度化的观点出发，板厚为16mm以上且达成API5L-X80标准（抗拉强度为710～740MPa程度以上）。

用于解决问题的手段

本发明者们为了解决上述问题反复进行了潜心研究，结果发现SA与钢板厚度方向的中心部处的显微组织的晶粒系、吸收能量与显微组织的先共析铁素体（也称为初析铁素体）分率、SI与该部分的反射X射线强度分别具有强相关性，从而完成了本发明。另外，本发明的主要内容如下所述。

（1）一种热轧钢板，其特征在于，以质量%计满足：

C=0.02～0.08%、

Si=0.05～0.5%、

Mn=1～2%、

Nb=0.03～0.12%、

Ti=0.005～0.05%，

剩余部分包含Fe及不可避免的杂质元素，

在距离该钢板表面为板厚的1/2厚的深度处的显微组织中，先共析铁素体分率为3%以上且20%以下，其它为低温相变相及1%以下的珠光体，上述显微组织整体的数均晶体粒径为1μm以上且2.5μm以下并且面积平均粒径为3μm以上且9μm以下，上述面积平均粒径的标准偏差为0.8μm以上且2.3μm以下，而且在距离钢板表面为板厚的1/2厚的深度处，{211}方向与{111}方向的相对于与钢板表面平行的面的反射X射线强度比{211}/{111}为1.1以上。

这里，“不可避免的杂质元素”是指：并非有意添加的，而是在原料中或制造工序中不可避免地混入等且想要除去也无法除去的杂质。

（2）根据（1）所述的热轧钢板，其特征在于，上述钢板进一步以质量%计含有：

P≤0.03%、

S≤0.005%、

O≤0.003%、

Al=0.005～0.1%、

N=0.0015～0.006%、

Ca=0.0005～0.003%、

V≤0.15%（不包含0%）、

Mo≤0.3%（不包含0%），

且满足：

0<S/Ca<0.8、

N-14/48×Ti≥0%。

（3）根据上述（2）所述的热轧钢板，其特征在于，上述钢板进一步以质量%计含有：Cr=0.05～0.3%、Cu=0.05～0.3%、Ni=0.05～0.3%、B=0.0002～0.003%中的一种或两种以上。

（4）根据上述（1）～（3）中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，上述钢板进一步以质量%计含有：REM=0.0005～0.02%。

（5）根据上述（1）～（4）中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，上述钢板的中心偏析部的最高硬度为300Hv以下，母材的平均硬度在+50Hv以上的偏析带宽度为200μm以下。

（6）一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，为了获得下述热轧钢板，该热轧钢板以质量%计满足：C=0.02～0.08%、Si=0.05～0.5%、Mn=1～2%、Nb=0.03～0.12%、Ti=0.005～0.05%，并且剩余部分包含Fe及不可避免的杂质元素，

将熔炼、铸造得到的铸坯加热到由式（1）求得的SRT温度以上且1260℃以下后，在该温度区域保持20分钟以上，然后在通过热轧来制造热轧钢板时，进行以用式（2）求得的有效累积应变（ε_eff.）计粗轧的有效累积应变为0.4以上、精轧的有效累积应变为0.9以上且粗轧的有效累积应变与精轧的有效累积应变之积为0.38以上的热轧，在Ar3相变点温度以上结束该热轧后，以在上述钢板的板厚中心部处为2℃/秒以上且50℃/秒以下的冷却速度对至650℃为止的温度区域进行冷却后，在520℃以上且620℃以下的温度区域将上述钢板卷取。

SRT(℃)=6670/(2.26-log[%Nb][%C])-273      （1）

其中，[%Nb]、[%C]分别表示Nb和C在钢板中的含量（质量%）。

E_eff=Σε_i(t,T)                                    （2）

其中，

E_i(t,T)=ε_i0/exp{(t/τ_R)^2/3}，

τ_R=τ₀·exp(Q/RT)，

τ₀=8.46×10^-6，

Q=183200J，

R=8.314J/K·mol，

t在粗轧的情况下表示即将进行该道次中的精轧前的累积时间，在精轧的情况下表示即将进行冷却前的累积时间，T表示该道次中的轧制温度。

这里，“有效累积应变”是对韧性的提高有效的晶粒的细粒化的指标。即，与新的晶粒的生成位点数和再结晶晶粒的粒生长的速度有关，其值越大，生成位点数增加、且粒生长得到抑制。

“粗轧的有效累积应变”定义为即将进行精轧前、即即将进行未再结晶轧制前的有效累积应变。“精轧的有效累积应变”是指将轧制结束后即将进行冷却前、即即将γ→α相变前的应变用式（2）算出的数值。

“热轧”是指下述塑性加工：在奥氏体温度区域，使材料在辊间通过并压下而使板厚减少，制成规定的形状。

（7）根据上述（6）所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在上述热轧时在热轧的各轧制道次间进行冷却。

（8）根据上述（5）或（6）所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在连续铸造用于得到上述热轧钢板的铸坯时，在通过感应电磁搅拌使钢水旋转的同时进行铸造，以与铸坯的最终凝固位置处的凝固收缩相称的方式控制上述连续铸造的压下量。

“感应电磁搅拌”是指下述技术：在连铸工艺中，为了避免中心浓缩偏析，对铸坯内的未凝固部分，通过由模内电磁搅拌装置制得的交流移动磁场，在作为导体的钢水中诱导涡电流，利用在该涡电流和移动磁场之间产生的电磁力对钢水本身进行搅拌。

“最终凝固位置”是指连续铸造而成的板坯以总厚度完成凝固的位置。

（9）根据上述（6）所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧钢板在距离该钢板表面为板厚的1/2厚的深度处的显微组织中，先共析铁素体分率为3%以上且20%以下，其它为低温相变相及1%以下的珠光体，上述显微组织整体的数均晶体粒径为1μm以上且2.5μm以下并且面积平均粒径为3μm以上且9μm以下，上述面积平均粒径的标准偏差为0.8μm以上且2.3μm以下，而且在距离钢板表面为板厚的1/2厚的深度处，{211}方向与{111}方向的相对于与钢板表面平行的面的反射X射线强度比{211}/{111}为1.1以上。

（10）根据上述（6）所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述热轧钢板进一步以质量%计含有：

P≤0.03%、

S≤0005%、

O≤0.003%、

Al=0.005～0.1%、

N=0.0015～0.006%、

Ca=0.0005～0.003%、

V≤0.15%（不包含0%）、

Mo≤0.3%（不包含0%），

且满足：

0<S/Ca<0.8、

N-14/48×Ti≥0%。

（11）根据上述（10）所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述热轧钢板进一步以质量%计含有：Cr=0.05～0.3%、Cu=0.05～0.3%、Ni=0.05～0.3%、B=0.0002～0.003%中的一种或两种以上。

发明效果

通过将本发明的热轧钢板用于电阻焊钢管及螺旋钢管，即使在需要严格的耐断裂特性的寒冷地区也能够制造16mm以上的板厚且API5L-X80标准以上的高强度的螺旋管线管，而且通过本发明的制造方法，能够廉价且稳定地获得螺旋钢管用热卷。

附图说明

图1是表示制造厚板的各工序的一个例子的工序图。

图2是表示制造作为本发明的对象的电阻焊钢管及螺旋钢管原材料的热卷的各工序的一个例子的工序图。

图3是表示从DWTT试验片采集显微样品的位置的示意图。

图4是在显微组织的面积平均粒径与数均粒径的关系中表示显微组织的SA（-20℃）的图。

图5是表示显微组织的数均粒径的标准偏差与SA（-20℃）的偏差（ΔSA）的关系的图。

图6是表示钢板板厚方向中央部的反射X射线强度比与S.I.的关系的图。

图7是表示显微组织的先共析铁素体分率（%）与夏比吸收能量的关系的图。

图8是在偏析部最高高度（Hv）与偏析宽度的关系中表示显微组织的SA和S.I.的图。

图9是表示粗有效累积应变与面积平均粒径的关系的图。

图10是表示精有效累积应变与数均粒径的关系的图。

图11A是表示类型1中粗轧的有效累积应变（ε_eff）与从抽出开始的延展时间（粗轧的道次规划）的关系的特性图。

图11B是表示类型2中粗轧的有效累积应变（ε_eff）与从抽出开始的延展时间（粗轧的道次规划）的关系的特性图。

图11C是表示类型3中粗轧的有效累积应变（ε_eff）与从抽出开始的延展时间（粗轧的道次规划）的关系的特性图。

图11D是表示类型4中粗轧的有效累积应变（ε_eff）与从抽出开始的延展时间（粗轧的道次规划）的关系的特性图。

具体实施方式

本发明者们首先以用于螺旋管线管为前提，着眼于强度和韧性优异的热轧钢板，对于经热卷制造工序而生产的热轧钢板的DWTT在-20℃下的韧性断面率SA（-20℃）及分离，详细地观察了其断裂面。

其结果是，当对即使获得了表观上100%的SA也显著地发生了分离的断裂面详细地分析分离发生的形态时，发现可分为以下两种形态：（1）发生位置不是板厚中心部，短且大量发生；（2）发生在板厚中心部。但是，当作为分离指数（以下：S.I.）进行定量时，确认到：形态（2）的贡献小，大部分情况下只要能够抑制形态（1），即为实用上没有问题的水平。

对形态（1）进行详细分析，通过截面的SEM观察等可知该分离主要在被认为是晶界的部位发生分离。也就是说，可知各晶粒的晶体取向与形态（1）的分离的发生原因有关。

另外，对形态（2）进行详细分析，使用SEM观察与由板厚的中心附近发生的裂面和试验片板厚方向均垂直的分离后，推定其与所谓的准解理的裂纹相同。也就是说，弄清了：在S的添加量受限的情况或未添加Ca的情况下可成为断裂的起点的粗大的MnS等夹杂物不一定会在被认为是其起点的部位被观察到。此外，还可知：解理部分与因中心偏析而聚集了Mn等元素的部位一致。也就是说，启示了：在形态（2）的发生分离的原因中，中心偏析很有可能占有一些比例。

通常分离的发生会使转变温度低温化，因此认为对低温韧性来说是优选的。但是，在煤气管线管那样耐不稳定韧性断裂性成为问题的情况下，为了提高该耐不稳定韧性断裂性，需要提高上平台能量（upper-shelfenergy），因此需要在抑制分离发生的同时使转变温度低温化。

于是，为了调查DWTT在-20℃下的韧性断面率SA（-20℃）以及分离与钢板的显微组织、粒径、织构及中心偏析的关系，假定API5L-X80标准的情况为例进行调查，从而明确了以下内容。

在将表1所示成分的钢水进行连续铸造时，为了改变板坯的中心偏析的程度，添加REM（稀土类元素），并按“感应电磁搅拌+轻压下”的实施、未实施这两个标准进行了板坯铸造，所述“感应电磁搅拌+轻压下”为：在利用感应电磁搅拌使钢水旋转的同时进行铸造，并在以与铸坯的最终凝固位置处的凝固收缩相称的方式控制压下量的同时进行轻压下。

此外，为了改变作为产品钢板的晶体粒径、显微组织，将所得的铸坯进行热轧时对轧制条件及冷却条件进行了各种改变。特别是关于再结晶温度区域的道次规划和未再结晶温度区域的道次规划，对其效果进行了详细探讨。另外，产品的钢板板厚为18.4mm。

从所得的产品卷的尾部10m位置采集样品，从中切取各种试验片。关于抗拉试验，从R方向切取JIS Z 2201中记载的5号试验片，按照JIS Z 2241的方法来实施。关于DWTT（Drop Weight Tear Test：落锤撕裂试验）试验，从R方向切取300mmL×75mmW×板厚（t）的短条状试验片，对其施以5mm的压制缺口，制得试验片来进行实施。

实施DWTT试验后，测定其韧性断面率（SA（-20℃）），同时为了将在断裂面发生的分离的程度进行数值化，对分离指数（以下：S.I.）进行了测定。S.I.定义为：将与板面平行的分离全长（Σ_iI_i：I_i是各分离长度）除以截面积（板厚×(75-缺口深度)）所得到的值。

此外，为了调查DWTT试验片各自的晶体粒径、织构、显微组织及中心偏析，如图3所示那样切取显微样品。

根据切取的显微样品，首先为了测定晶体粒径和显微组织，使用EBSP-OIM^TM（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation ImageMicroscopy：电子背散射衍射花样取向成像电子显微分析系统）。关于样品，使用胶体二氧化硅研磨剂研磨30～60分钟，在倍率为400倍、区域为160μm×256μm、测定步进为0.5μm的测定条件下实施EBSP测定。

EBSP-OIM^TM法是由下述装置及软件构成的：在扫描型电子显微镜（SEM）内对高倾斜的试样照射电子束，用高感度照相机拍摄通过背散射而形成的菊池花样，并进行计算机图像处理，从而在短时间内测定照射点的晶体取向。EBSP法可对大试样表面的微细结构以及晶体取向进行定量分析，分析区域是可用SEM观察的区域，虽然也取决于SEM的分辨率，但可以以最小为20nm的分辨率进行分析。关于解析，花数小时将想要分析的区域以数万点绘制成等间距的网格状来进行。对于多晶材料，可观察试样内的晶体取向分布和晶粒的大小。在本发明中，将该晶粒的取向差定义为一般被认为是晶界的大倾角粒界的阈值即15°，并根据所绘制的图像使微粒可视化，求出平均晶体粒径。稍后详细说明，将取晶粒的全部粒径的个数分布时的平均粒径（粒径的总和/晶粒个数）作为数均粒径，另外，将取晶体粒径全部的个数分布乘以该粒径的平均面积后得到的分布时的平均粒径（相当于平均面积的粒径）作为“面积平均粒径”。“数均粒径”、“面积平均粒径”以及面积平均粒径的“标准偏差”是通过EBSP-OIM^TM得到的值。

另外，关于显微组织，利用EBSP-OIM^TM所配备的Kernel AverageMisorientation（KAM：内核平均取向差）法求出先共析铁素体体积分率。KAM法即：将测定数据中的某一正六边形的像素的相邻的6个（第一近似）或更外侧的12个（第二近似）、进而更外侧的18个（第三近似）的像素间的取向差进行平均，将该值作为其中心的像素的值，并对各像素进行如此计算。

以不超过粒界的方式实施该计算，由此可制作表现粒内的取向变化的图。也就是说，该图显示出了基于粒内的局域的取向变化的应变的分布。另外，在本发明中，关于解析条件，计算EBSP-OIM^TM中相邻的像素间的取向差的条件为第三近似，示出了该取向差为5°以下的情况。这里，先共析铁素体是指多边形铁素体（Polygonal Ferrite）。在本发明中，将先共析铁素体体积分率定义为以上述的取向差第三近似为1°以下而算出的像素的面积分率。

这是因为：高温下相变后的多边形的先共析铁素体以扩散相变来生成，因此位错密度小，粒内的应变少，由此晶体取向的粒内差小，根据迄今为止发明者们所实施的各种调查结果，通过光学显微镜观察而得到的多边形的铁素体体积分率与通过KAM法测得的以取向差第三近似为1°所得到的面积的面积分率大体一致。

此外，为了获得晶体取向的信息，对反射X射线面强度比进行了测定。反射X射线面强度比（以下：面强度比）是定义为钢板的板厚中心部（距离钢板表面为板厚的1/2的深度部分）处{211}方向与{111}方向的相对于与钢板表面平行的面的反射X射线面强度（以下，在没有特殊说明的情况下，表示为{211}、{111}）之比、即{211}/{111}的值，是通过ASTM StandardsDesignation81-63中所示的方法使用X射线可测定的值。本实验的测定装置使用理学电机制RINT1500型X射线测定装置。关于测定，在测定速度为40次/分钟下进行，使用Mo-Kα作为X射线源，在管电压为60kV、管电流为200mA的条件下，使用Zr-Kβ作为过滤器。测角器使用广角测角器，步进宽度为0.010°，狭缝为发散狭缝1°、散射狭缝1°、受光狭缝0.15mm。

接着，关于中心偏析的定量化，利用EPMA（Electron Probe MicroAnalyzer：电子探针显微分析仪）、或者能够对由EPMA得到的测定结果进行图像处理的CMA（Computer Aided Micro Analyzer：计算机联合显微分析仪），对钢板的Mn浓度分布进行测定。

此时，根据EPMA（或CMA）的探针直径，最大Mn偏析量的数值会发生变化。本发明者们发现：通过使探针直径为2μm，可以恰当地评价Mn的偏析。另外，当存在MnS等夹杂物时，Mn偏析量表观上变大，因此当存在夹杂物时，将其值除去后进行评价。

在本发明中，关于最大Mn偏析量，用上述测定方法对钢板的中心偏析部、即钢板的截面的中央部的至少板厚方向1mm、板宽方向3mm的区域进行测定，将各板厚方向位置处的板宽方向的平均值作为Mn浓度，将该Mn浓度中中心偏析部的最大Mn量（wt%）定义为最大Mn偏析量。

也可以使用微型维氏硬度计对如此测得的Mn的中心偏析部位进行测定，用硬度来定义中心偏析部。例如，使用微型维氏硬度计，在25g×15秒下，以中心偏析部为中心并以50μm为间距，对板厚方向1mm、板宽方向3mm的区域进行测定，将各板厚方向位置处的板宽方向的微型维氏硬度的平均值中最大的硬度定义为中心偏析部的最高硬度。而且，将该各板厚方向位置的平均硬度中除去中心偏析部的最高硬度后的平均硬度进一步进行平均后得到的硬度定义为母材的平均硬度。可以将该母材的平均硬度在+50Hv以上的硬度的区域定义为中心偏析部。

图4中，在“数均粒径”与“面积平均粒径”的关系中示出抗拉强度为710～740MPa的范围的条件的SA（-20℃）。可知当“数均粒径”为2.5μm以下且“面积平均粒径”为9μm以下时，SA（-20℃）≥85%。

另外，还可知：通过实施“REM添加+感应电磁搅拌+轻压下”，即使是相同的显微组织，SA（-20℃）也会进一步提高。

在该试验中，对断裂面进行了详细观察，结果发现：可推定是从DWTT试验片的压制缺口正下方发生的脆性裂纹所导致的脆性断口虽然暂时变为韧性断口，但与板厚的中心附近发生的裂面和试验片板厚方向均垂直的准解理再次成为脆性断口的起点。也就是说，明确了中心偏析会对SA（-20℃）造成影响。即，使中心偏析减少具有以下效果：减少SI、增加由此引起的吸收能量。

但是，这些SA（-20℃）的值均为两个试样的平均值，在各试验片中也存在不满足SA（-20℃）≥85%的试验片。为此，对两个试样的SA（-20℃）之差（△SA）和由上述EBSP-OIM^TM得到的面积平均粒径的标准偏差的关系进行了分析。其结果示于图5。可知：当面积平均粒径的“标准偏差”为2.3μm以下时，△SA（-20℃）为20%以下，在该范围内韧性的偏差得到控制。当△SA（-20℃）为20%以下时，为了确保作为平均值的SA（-20℃）≥85%，SA（-20℃）的最小值被控制在75%左右，为实用上允许的范围。

面强度比和S.I.的关系如图6所示。可知：当面强度比为1.1以上时，S.I.低位稳定化，为0.03以下的值。也就是说，只要将面强度比控制为1.1以上，即可将分离抑制在实用上没有问题的水平。更理想的是，通过将面强度比控制在1.2以上，可使S.I.为0.02以下。

另外，还可见到以下明显的倾向：通过抑制分离，DWTT试验中的上平台能量提高。即，当面强度比{211}/{111}为1.1以上时，分离的发生得到抑制，S.I.为0.03以下而低位稳定化，耐不稳定韧性断裂的指标即上平台能量因分离的发生而引起的降低得到抑制，可获得10000J以上的能量。

另外，从抑制面内塑性各向异性的观点出发，优选使面强度比为0.9以下。

认为分离起因于成带状分布的{111}与{100}的晶体学聚集组织的塑性各向异性，并发生在这些相邻的聚集组织的界面处。可知：在这些晶体学聚集组织中，{111}通过特别是低于Ar3相变点温度的α（铁素体）+γ（奥氏体）两相区域轧制而进一步发达。另一方面，已知当在Ar3相变点温度以上的γ区域的未再结晶温度下实施轧制时，较强地形成作为FCC金属的代表性轧制织构的Cu型织构，在γ→α相变后也形成{111}发达的织构，通过抑制这些织构的发达，即可避免分离的发生。

接着，为了调查吸收能量与显微组织的关系，实施V型缺口夏比试验，从其断裂面附近切取显微样品，对其吸收能量（vE（-20℃））和先共析铁素体分率的关系进行了分析。另外，关于夏比冲击试验，从板厚中心的R方向切取JIS Z 2202中记载的试验片，根据JIS Z 2242的方法来实施。先共析铁素体分率是用上述EBSP-OIM^TM法得到的值。图7所示为抗拉强度为710～740MPa的范围的条件的先共析铁素体分率与vE（-20℃）的关系。

先共析铁素体分率与vE（-20℃）存在密切关系，可知：当先共析铁素体分率为3%以上时，可得到vE（-20℃）为240J的目标值。

进一步详细分析了中心偏析对SA（-20℃）和S.I.带来的影响，并将其结果示于图8。中心偏析部是指位于钢板的截面中央部且含有C、P、Mn、Nb、Ti等易凝固偏析的元素的偏析层，也包含上述Mn的中心偏析。可知：当中心偏析部的硬度（维氏硬度Hv）的最高硬度≤300Hv、且母材的平均硬度在+50Hv以上的偏析带的宽度（钢板宽度方向的长度）为200μm以下时，SA（-20℃）≥85%，S.I.≤0.03mm^-2，SA（-20℃）、S.I.均可达到目标值。

本发明中使用的热轧钢板例如是以质量%计含有以下的化学成分且剩余部分包含Fe及不可避免的杂质元素的钢板：

含有：

C=0.02～0.08%、

Si=0.05～0.5%、

Mn=1～2%、

Nb=0.03～0.12%、

Ti=0.005～0.05%、

P≤0.03%、

S≤0.005%、

O≤0.003%、

Al=0.005～0.1%、

N=0.0015～0.006%、

Ca=0.0005～0.003%、

V≤0.15%（不包含0%）、以及

Mo≤0.3%（不包含0%），并且

0＜S/Ca＜0.8

N-14/48×Ti≥0%。

此时，热轧钢板可以进一步以质量%计含有以下元素中的一种或两种以上：

Cr=0.05～0.3%、

Cu=0.05～0.3%、

Ni=0.05～0.3%、

B=0.0002～0.003%。

接着，对本发明的热轧钢板中的化学成分的限定理由进行说明。

C是为了获得目标的API5L-X80标准以上的强度、显微组织所需的元素。但是，当低于0.02%时，无法得到所需的强度，当添加超过0.06%时，会大量形成成为断裂的起点的碳化物，不仅韧性、特别是吸收能量会降低，而且现场焊接性也会显著劣化。因此，C的添加量设为0.02%以上且0.06%以下。另外，为了在轧制后的冷却中不会受冷却速度影响而获得均匀的强度，优选为0.05%以下。

Si具有抑制成为断裂的起点的碳化物的析出的效果，因此添加0.05%以上，但当添加超过0.5%时，现场焊接性会劣化。从现场焊接性的观点出发考虑到通用性，优选为0.3%以下。进而，当超过0.15%时，可能会产生虎纹状的氧化皮图案而有损表面的美观，因此优选将其上限设为0.15%。

Mn由于是固溶强化元素，因此可根据需要进行添加。但是，Mn在铸造时会在铸坯中心发生偏析，形成成为分离的起点的硬质的偏析带。因此，当添加超过2%时，无论如何铸造，最大Mn偏析量超过2%的可能性都很大，导致SI劣化，无法满足本发明的要件。由于最大Mn偏析量的变动也会降低SI，因此优选设为1.8%以下。

P为杂质，越少越好，当含有超过0.03%时，会在连续铸造钢片的中心部发生偏析，引起粒界破坏，导致低温韧性显著降低，因此设为0.03%以下。此外，由于P会对制管及现场的焊接性造成不良影响，因此考虑到这些，优选为0.015%以下。

S不仅会引起热轧时的裂纹，而且过多时还会导致低温韧性劣化，因此设为0.005%以下。此外，S不仅会在连续铸造钢片的中心附近以MnS的形式偏析而在轧制后形成伸长的MnS从而成为脆性断裂的起点，而且还是两层板裂纹等准分离（在本发明中作为分离处理）的产生原因。另外，当考虑到耐酸性时，优选为0.001%以下。

O是杂质，为了抑制氧化物的聚集以提高抗氢诱导裂纹性，将上限控制在0.003%以下。为了抑制氧化物的生成以提高母材及HAZ韧性，优选将O量的上限值设为0.002%以下。

Al是脱氧元素，为了获得该效果而添加0.005%以上。另一方面，即使以添加量超过0.1%进行添加，效果也会达到饱和。另外，当超过0.03%时，由于确认到Al氧化物的聚集簇状物，因此优选设为0.03%以下。在需要更严格的低温韧性的情况下，优选将Al量的上限设为0.017%以下。

Nb是本发明中最重要的元素之一。Nb具有以下效果：利用固溶状态下的拖拽作用（dragging effect）和/或作为碳氮化析出物的钉扎作用（pinningeffect）抑制轧制中或轧制后的奥氏体的恢复/再结晶以及粒生长，将相变后的平均晶体粒径细粒化，提高低温韧性。此外，在作为热卷制造工序的特征的卷取工序中生成微细的碳化物，利用其沉淀硬化而有助于强度的提高。但是，为了获得这些效果，需要添加至少0.05%以上。另一方面，添加超过0.12%，其效果会达到饱和，而且难以在热轧前的加热工序中使其固溶，会形成粗大的碳氮化物而成为断裂的起点，可能会导致低温热性、耐酸性劣化。

Ti是本发明中最重要的元素之一。Ti在通过连续铸造或钢锭铸造得到的铸坯刚凝固后的高温下以氮化物的形式开始析出。含有该Ti氮化物的析出物在高温下稳定，即使在后续的板坯再加热中也完全不会固溶，发挥钉扎作用，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，使显微组织微细化而改善低温韧性。为了获得这样的效果，需要添加至少0.005%以上的Ti。另一方面，添加超过0.02%，其效果会达到饱和。此外，当Ti添加量超过与N的化学计量组成即（N-14/48×Ti≤0%）时，残留的Ti会与C结合，可能会导致耐HIC性和韧性降低。

Ca是生成硫化物CaS、抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成、显著地有助于低温韧性的改善的元素。当Ca的添加量低于0.0005%时，无法得到效果，因此将下限值设为0.0005%以上。另一方面，当Ca的添加量超过0.003%时，Ca氧化物聚集，同样地可能会成为脆性断裂的起点，因此将上限设为0.003%以下。

在本发明中，通过添加Ca形成CaS来固定S，因此S/Ca之比是重要的指标。根据S和Ca的原子量，化学计量上应当为S/16=Ca/20。即，当S/Ca之比为0.8以上时，会生成MnS，形成轧制时延伸后的MnS。其结果是，低温韧性劣化。因此，将S/Ca之比设为低于0.8。

N如上所述那样形成Ti氮化物，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，在后续的控制轧制中使奥氏体粒径细粒化，使相变后的平均粒径细粒化，从而改善低温韧性。但是，当其含量低于0.0015%时，无法得到该效果。另一方面，当含有超过0.006%时，延展性因时效而降低，制管时的成型性降低。当N含量低于与Ti的化学计量组成即（N-14/48×Ti≤0%）时，N会残留，但与C结合，可能会导致耐HIC性和韧性降低。

接着，对添加V、Mo、Cr、Ni、Cu的理由进行说明。在基本成分中进一步添加这些元素的主要目的是为了在无损本发明的钢的优异特征的情况下实现能够制造的板厚的扩大、母材的强度/韧性等特性的提高。

V在作为热卷制造工序的特征的卷取工序中生成微细的碳氮化物，利用其沉淀硬化而有助于强度的提高。但是，添加超过0.15%，其效果会达到饱和。另外，当添加0.1%以上时，可能会导致现场焊接性降低，因此优选低于0.1%。另外，虽然即使微量也会起效果，但优选添加0.02%以上。

Mo具有提高淬透性、提高强度的效果。另外，Mo还具有以下效果：与Nb共存而有力地抑制控制轧制时奥氏体的再结晶，使奥氏体组织微细化，提高低温韧性。但是，添加超过0.3%，其效果会达到饱和。另外，当添加0.2%以上时，延展性降低，可能会使制管时的成型性降低，因此优选低于0.2%。另外，虽然即使微量也会起效果，但优选添加0.02%以上。

Cr具有提高强度的效果。但是，添加超过0.3%，其效果会达到饱和。另外，当添加0.15%以上时，可能会导致现场焊接性降低，因此优选低于0.15%。另外，当添加低于0.05%时无法期待其效果，因此优选添加0.05%以上。

Cu对于耐蚀性、抗氢诱导裂纹特性的提高有效果。但是，添加超过0.3%，其效果会达到饱和。另外，当添加0.2%以上时，在热轧时会产生脆化裂纹，可能会成为表面瑕疵的原因，因此优选低于0.2%。另外，添加低于0.05%，无法期待其效果，因此优选添加0.05%以上。

Ni与Mn、Cr、Mo相比较少在轧制组织（特别是板坯的中心偏析带）中形成对低温韧性、耐酸性不利的硬化组织，因此具有在不使低温韧性和现场焊接性劣化的情况下提高强度的效果。但是，添加超过0.3%，其效果会达到饱和。另外，由于具有防止Cu的热脆化的效果，因此以Cu量的1/3以上为标准进行添加。添加低于0.05%，无法期待其效果，因此将下限设为0.05%。

B具有提高淬透性、容易得到连续冷却相变组织的效果。此外，B还具有以下效果：在提高Mo的淬透性提高效果的同时，与Nb共存而协同地增加淬透性。因此，可根据需要进行添加。但是，当低于0.0002%时，不足以获得其效果，当添加超过0.003%时，会引起板坯裂纹。

REM具有以下效果：通过对氧化铝系夹杂物进行改性，将微细的氧化物均匀地分散于钢水中，进而使这些氧化物易于形成等轴晶生成的核。但是，当添加低于0.0005%时没有该效果，当添加超过0.02%时，这些氧化物会大量生成并以簇状物、粗大夹杂物的形式生成，导致焊接焊缝的低温韧性的劣化，且对现场焊接性也会带来不良影响。另外，REM还是使成为断裂的起点且会使耐酸性劣化的非金属夹杂物的形态改变而进行无害化的元素。

接着，对本发明的钢板的显微组织等进行详细说明。

为了实现目标的强度及低温韧性等，钢板的显微组织需要是：钢板板厚的1/2厚的深度处的显微组织中先共析铁素体分率为3%以上且20%以下，其它为低温相变产物，显微组织整体的数均晶体粒径为2.5μm以下，且面积平均粒径为9μm以下、其标准偏差为2.3μm以下。

当板厚为16mm以上时，在板的表背面和板厚中心会产生较大的温度偏差，从轧制开始到结束为止的各板厚位置上的温度过程（temperaturehistory）会直接影响显微组织等的形成。特别是板厚中心部的三轴应力度最高，断裂的起点为板厚中心部。此外，根据其显微组织等与SA等材质存在最密切的关系的事实，将1/2厚处的显微组织等作为总板厚的代表。

这里，对数均晶体粒径和面积平均粒径的不同进行说明。该数值均是由上述EBSP-OIM^TM法得到的。均将粒界定义为一般被认为是晶界的大倾角粒界的阈值即15°，被该粒界所包围的区域即晶粒。通过直方图来绘制该测定得到的微粒的尺寸分布，其平均值即为本发明中定义的“数均晶体粒径”。另一方面，绘制在该直方图的每个尺寸步进的数值上乘以其平均面积（求积）后的直方图，其平均值即为本发明中定义的“面积平均粒径”。该值是比光学显微镜观察等目视可见的显微组织的印象以及JIS所定义的比较法、切断法更接近的值。

这里，本发明的对象即螺旋管线管用的热卷的显微组织详细地看可分为：相当于本发明中定义的“先共析铁素体”的粒径非常细的组织；和除此以外即粒径较粗大且与原奥氏体粒径有关、推定进行了块型相变（massivetransformation）的“低温相变相”。换言之，“数均晶体粒径”主要代表该“先共析铁素体”的粒径，“面积平均粒径”代表“低温相变相”的粒径。另外，“标准偏差”是表示它们的粒径差的指标。

根据本发明者们的详细的研究成果，迄今为止所认为的“晶粒”与“韧性”的关系中越细粒化韧性越高这一解释并非通用的法则，而是仅在显微组织可视为如铁素体或贝氏体等那样的单一相的情况下才成立的关系。本发明中作为对象的API-X80级别的高强度钢的情况必然会成为“先共析铁素体”与“低温相变相”混合而成的显微组织，因此普通的平均晶体粒径只不过代表了“面积平均粒径”即“低温相变相”的粒径，并不合适。

此外，在解理断裂中提出了最弱链模型。即：例如在解理断裂的情况下，不仅裂纹顶端附近可成为裂纹发生起点，而且整个塑性区域都可成为裂纹发生起点。若将其定义为过程区，则只要其中最弱的单元断裂，就会导致整体的断裂。此时，无论“先共析铁素体”和“低温相变相”中哪一方是最弱的单元，各自均需要规定其弱度的下限的阈值（此时为“数均晶体粒径”和“面积平均粒径”）。另外，它们的偏差也很重要，为了获得稳定的韧性，还需要规定其“标准偏差”。

在本发明中，考虑到操作上的困难性，优选数均晶体粒径为1μm以上，面积平均粒径为3μm以上，标准偏差为0.8μm以上。在本发明中，它们的阈值是：数均晶体粒径为1μm以上且2.5μm以下，并且面积平均粒径为3μm以上且9μm以下，其标准偏差为0.8μm以上且2.3μm以下。

先共析铁素体是延展性较丰富的显微组织，利用该效果，当体积分率增加时，吸收能量增加。为了获得目标的吸收能量，需要3%以上的先共析铁素体，但当超过20%时，不仅该效果达到饱和，而且强度的降低变得显著。

因此，先共析铁素体需要为3%以上且20%以下。另外，先共析铁素体的存在对于降低制管后的钢管的屈服比是有效的。特别是最近用基于应变的设计方法（Strain Based Design）来设计已逐渐成为主流，期望降低制管后的屈服强度。为了使制管后的屈服比为所需的0.93以下，优选含有至少以体积分率计为3%以上的先共析铁素体，进而通过控制在20%以下，对于吸收能量的增加和分离的抑制有显著的效果。据推定，这是因为在先共析铁素体和低温相变相的边界传播的准解理断裂得到抑制。

关于分离中被推定为没有受到板厚中心的中心偏析的影响的分离，认为是起因于成带状分布的{111}与{100}的晶体学聚集组织的塑性各向异性，并发生在这些相邻的聚集组织的界面。为此，作为它们的指标，使用板厚中央部的与板面平行的{211}面与{111}面的反射X射线强度比{211}/{111}，当该值为1.1以上时，晶体学聚集组织的塑性各向异性能够抑制到可大致抑制分离的程度。

板坯铸造时产生的中心偏析对DWTT试验中的脆性裂纹的传播有不良影响，并会助长分离的发生。DWTT试验是评价如何通过形成韧性断口的塑性变形来延迟试验时从压制缺口部发生的脆性裂纹的传播的试验方法，作为中心偏析的结果而产生的硬质的带状组织由于不易发生塑性变形，因此会促进脆性裂纹的传播。另外，中心偏析还会导致成为分离的起点的准解理的发生。因此，为了在抑制分离发生的同时使作为低温韧性的指标的DWTT的SA提高，应当尽可能减少中心偏析、特别是Mn的中心偏析。但是，只要中心偏析部的最高硬度为300Hv以下、且母材平均硬度在+50Hv以上的偏析带宽度为200μm以下，即可在确保SA的基础上抑制分离的发生。另外，板厚方向的硬质的带状组织的宽度也小、优选Mn浓度为1.8%以上的偏析带的厚度在板厚方向上为140μm以下时，能进一步抑制分离的发生。

为了获得钢板的强度，仅在上述显微组织中含有强度较高的低温相变相有时会强度不足，在这种情况下，为了对显微组织整体进行沉淀硬化，稠密地分散有纳米尺寸的含有Nb的析出物是很重要的。这些纳米尺寸的析出物的组成虽然以Nb为主体，但也允许还含有形成碳氮化物的Ti、V、Mo、Cr。另外，为了使这些析出物适宜地有助于强化，将卷取温度的范围设为520℃～620℃。

但是，输出辊道中的冷却速度较快即在板厚中心处为20℃/秒以上、且卷取温度在500℃以下时，先共析铁素体体积分率≤20%，即使在纳米尺寸的含有Nb的析出物表现不出足够的沉淀硬化能力的欠时效状态下，也可通过低温相变相的组织强化来确保X80级别的强度。

为了提高当假定为天然气管线时所需的韧性断裂停止性能的指标即吸收能量，需要不含含有渗碳体等粗大的碳化物的显微组织。也就是说，在本发明的低温相变相中不含含有渗碳体等粗大的碳化物的显微组织。

这里，所谓的低温相变相是以输出辊道中的冷却时或卷取后从平衡状态过冷后出现的显微组织为代表，例如是以日本钢铁协会基础研究会贝氏体调查研究部会/编、关于低碳素钢的贝氏体组织和相变行为的最新研究-贝氏体调查研究部会最终报告书-（1994年日本钢铁协会）中记载的连续冷却相变组织（Zw）为标准的显微组织。

即，连续冷却相变组织（Zw）定义为下述显微组织：作为光学显微镜观察组织，如上述参考文献125～127项所述那样，其显微组织主要由贝氏体铁素体（α°_B）、粒状贝氏体铁素体（α_B）、准多边形铁素体（α_q）构成，并且含有少量的残留奥氏体（γ_r）、马氏体-奥氏体（MA）。所谓α_q，与多边形铁素体（PF）同样地不会因蚀刻而露出内部结构，但形状为针状，与PF明显不同。这里，将作为对象的晶粒的周围长度设为lq、将其当量圆直径设为dq时，它们的比（lq/dq）满足lq/dq≥3.5的微粒为α_q。

此外，为了提高低温韧性，有下述需要：含有它们的显微组织整体的数均晶体粒径为2.5μm以下，且面积平均粒径为9μm以下、其标准偏差为2.3μm以下。这是因为与断口单元有直接关系的晶体粒径细化而低温韧性提高，所述断口单元被认为是脆性断裂中的解理断裂传播的主要影响因子。

接着，以下对本发明的制造方法的限定理由进行详细说明。

在本发明中，在连续铸造工序前进行的制造方法没有特别限定。即，从高炉出铁后经铁液脱磷及铁液脱硫等铁液预处理，利用转炉进行精炼，或将废铁等冷铁源用电炉等进行溶解，接着上述工序，通过各种二次精炼进行成分调节以达到目标的成分含量，然后，通过通常的连续铸造、利用钢锭法进行的铸造、以及薄板坯铸造等方法进行铸造即可。

但是，在板坯铸造时，为了减少中心偏析，在连续铸造阶段实施未凝固压下等偏析对策。或者，需要使板坯铸造厚度变薄从而抑制中心偏析的板厚方向的宽度。

为了抑制Mn的偏析，首先，通过添加REM，将Al₂O₃系夹杂物改性为含有REM的微细的氧化物，使该氧化物在钢水中均匀地分散，对其加以电磁搅拌使钢水的过热度降低，从而将微细分散后的氧化物作为等轴晶生成的核进行有效地利用，使铸坯内生成微细的等轴晶。

接着，连续铸造中的最终凝固时的轻压下是最合适的。最终凝固时的轻压下是通过由凝固收缩等引起的浓化钢液的移动而产生的浓化钢液向中心部的未凝固部的流动来补偿凝固收缩部分，其是为了抑制而实施的。由此，能够减少中心偏析。

具体而言，添加本发明范围内的REM，在从铸模内弯液面到铸模下10m的位置处利用感应电磁搅拌的钢水的旋转流速为30～100cm/秒的条件下将钢水进行铸造时，在相当于中心固相率达到0.3～0.7的凝固末期的位置处的辊间距为250～360mm的设备中，在由铸造速度（m/分钟）和压下设定斜率（mm/m）之积表示的压下速度为0.7～1.1mm/分钟的范围内进行连续铸造。

在通过连续铸造或薄板坯铸造等而得到的板坯的情况下，可以以高温铸坯的原样直接送入热轧机，也可以冷却至室温后利用加热炉进行再加热然后进行热轧。但是，在进行板坯直送轧制（HCR：Hot Charge Rolling）的情况下，为了通过γ→α→γ相变将铸造组织破坏而减小板坯再加热时的奥氏体粒径，优选冷却至低于Ar3相变点温度。更优选冷却至低于Ar1相变点温度。

在热轧时，板坯再加热温度（SRT）设为通过下式（1）算出的温度以上。

SRT(℃)=6670/(2.26-log[%Nb][%C])-273      （1）

[%Nb]、[%C]分别表示钢材中的Nb及C的含量（质量%）。该式用NbC的溶解度积来表示NbC的固溶化温度，当低于该温度时，板坯制造时生成的Nb的粗大的碳氮化物未充分溶解，不仅在后续的轧制工序中得不到由Nb带来的对奥氏体的恢复/再结晶及粒生长的抑制、由γ/α相变的延迟带来的晶粒的细粒化效果，而且还得不到以下效果：在作为热卷制造工序的特征的卷取工序中生成微细的碳化物，利用其沉淀硬化来提高强度。但是，当加热低于1100℃时，氧化皮脱落（scale off）量少，有可能无法通过后续的除氧化皮将板坯表层的夹杂物与氧化皮一同除去，因此板坯再加热温度优选为1100℃以上。

另一方面，当超过1260℃时，奥氏体的粒径粗大化，后续的控制轧制中的原奥氏体粒粗大化，相变后的平均晶体粒径也粗大化，从而无法期待低温韧性的改善效果。更优选为1230℃以下。

关于板坯加热时间，为了使Nb的碳氮化物充分溶解，在到达该温度后保持20分钟以上。当低于20分钟时，板坯制造时生成的Nb的粗大的碳氮化物不能充分溶解，无法得到热轧中的奥氏体的恢复/再结晶及粒生长的抑制或由γ/α相变的延迟带来的晶粒的细粒化效果、以及在卷取工序中生成微细的碳化物并利用其沉淀硬化来提高强度的效果。

接下来的热轧工序通常包括下述工序：由包含可逆式轧机的多段轧机构成的粗轧工序；以及将6～7段轧机串联排列而成的精轧工序。通常粗轧工序具有能够自由地设定道次数和各道次中的压下量的优点，但各道次间时间较长，有可能在道次间进行恢复/再结晶。另一方面，精轧工序由于是串联式，因此道次数与轧机的数量相同，但具有各道次间时间短、容易得到控制轧制效果的特征。因此，为了实现优异的低温韧性，除钢成分外，还需要充分发挥了这些轧制工序的特征的工序设计。

另外，例如在产品厚度超过16mm那样、精轧1号机的咬合间隙受设备制约限制的情况等时，无法仅通过精轧工序就获得作为本发明要件的未再结晶温度区域的压下率以提高韧性，因此有效地利用粗轧工序、通过再结晶区域轧制将未再结晶区域轧制前的再结晶奥氏体粒径细粒化是非常重要的。

本发明将产品厚度为16mm以上作为对象，如何将该再结晶奥氏体粒径细粒化是本发明的本质。但是，与使用只要道次规划、轧制开始温度及轧制速度确定则冶金学上重要的轧制应变、轧制温度及道次间时间即确定的多段串联轧机、且是连续轧制的精轧不同，粗轧是单机架轧机的组合，其操作自由度大，但反过来，上述将再结晶奥氏体粒径细粒化的最佳道次规划、轧制开始温度及轧制速度的组合不计其数，为了将用于实现本发明的手段进行定量化，本发明者们费劲了心思。

为此，确立了能够统一地评价道次规划、轧制开始温度及轧制速度、更具体而言为温度、道次间时间、轧制应变的指标。即，发现：通过使用由下述式（2）算出的有效累积应变（ε_eff.），在板厚为16mm以上的厚钢板的轧制时，可统一地表示上述条件。

E_eff=Σε_i(t,T)              （2）

其中，

E_i(t,T)=ε_i0/exp{(t/τ_R)^2/3}，

τ_R=τ₀·exp(Q/RT)，τ₀=8.46×10^-6，

Q=183200J，

R=8.314J/K·mol，

t在粗轧的情况下表示即将进行该道次中的精轧前的累积时间，在精轧的情况下表示即将进行冷却前的累积时间，T表示该道次中的轧制温度。

图9表示粗有效累积应变与面积平均粒径的关系，图10表示精有效累积应变与数均粒径的关系。即，图9表明：当粗轧的有效累积应变（ε_eff）为0.4以上时，即将进行未再结晶区域轧制前的再结晶奥氏体变为细粒，可获得目标的韧性。关于粗轧的有效累积应变（ε_eff），从利用粗轧中的轧制负荷的粗轧轧钢机的耐久性的观点出发，优选为0.6以下。

图11A～图11D表示粗轧的有效累积应变（ε_eff）与从抽出开始的延展时间（粗轧的道次规划）的关系。在图11A～图11D中，粗轧的类型不同，轧制时间、粗棒材的温度、有效累积应变各异。图11A中所示为类型1，图11B中所示为类型2，图11C中所示为类型3，图11D中所示为类型4。在图11A～图11D中，R1、R2、R4表示粗轧机的道次。由于只有R2是可逆式轧机，因此以R2-1～R2-9的方式进行奇数次的轧制。关于这些各道次中导入的ε_eff，根据上述式（2），以累积时间t和轧制温度T的函数衰减，它们之和为有效累积应变（ε_eff）。

在本发明中，如上所述那样使ε_eff为0.4以上。在类型1（比较例）中，与ε_eff相比更重视生产率（从抽出开始的延展时间），在类型3（比较例）中，与生产率相比更重视ε_eff。在类型2（比较例）中，关于在哪里进行温度等待，当在轧制道次的初期等待时，由于粗棒材较厚，因此到温度降低为止需要长时间，生产率降低。另一方面，当在粗棒材较薄处等待时，虽然可在短时间内冷却粗棒材，但期间的有效累积应变衰减，整体的有效累积应变低于本发明中规定的0.4。在类型4（本发明例）中，兼顾了生产率和ε_eff，通过在粗轧中将本发明定义的ε_eff作为指标，可使生产率和累积应变优化。

进行该粗轧工序中的再结晶温度区域轧制，但其各压下道次中的压下率在本发明中没有限定。然而，当粗轧的各道次中的压下率为10%以下时，无法导入再结晶所需的足够的应变，发生只由粒界移动引起的粒生长，生成粗大粒，低温韧性可能会劣化，因此优选再结晶温度区域中各压下道次以超过10%的压下率来进行。同样地，当再结晶温度区域的各压下道次的压下率为25%以上时，特别是在后段的低温区域中，通过在压下中反复进行位错的导入和恢复而形成位错单元壁，发生从亚晶界变化到大角晶界的动态再结晶，在像该动态再结晶晶粒主体的显微组织那样的位错密度高的微粒与位错密度不高的微粒混合存在的组织中，由于会在短时间内发生粒生长，因此在未再结晶区域轧制前生长成较粗大的微粒，通过后续的未再结晶区域轧制而生成微粒，低温韧性可能会劣化，因此再结晶温度区域中各压下道次中的压下率优选低于25%。另外，还可以根据需要，等待时间直至温度降低至未再结晶温度区域为止、或利用冷却装置进行冷却。后者由于能够缩短等待的时间，因此从生产率的方面考虑是更优选的。

另一方面，图10所示的精轧的有效累积应变与数均粒径的关系表明：当精轧的有效累积应变为0.9以上时，使用作为未再结晶区域轧制的精轧，通过控制轧制效果，即可获得目标的韧性。

这里，关于精轧的有效累积应变，从利用精轧中的轧制负荷的精轧轧钢机的耐久性的观点出发，优选为1.2以下。

在该精轧工序中，其各压下道次中的压下率在本发明中没有限定。关于未再结晶温度区域中的轧制，当粗轧结束时的温度未达到未再结晶温度区域时，根据需要可等待时间直至温度降低至未再结晶温度区域为止、或根据需要可利用粗/精轧机架间的冷却装置进行冷却。由于后者能够缩短等待的时间，因此不仅生产率提高，而且还能够抑制再结晶晶粒的生长而改善低温韧性，因而更优选。

但是，当该精轧的总压下率超过85%时，由于过度的轧制使得成为铁素体相变的核的位错密度增大，在显微组织中先共析铁素体的生成量过度增加，另外，由于高温下的铁素体相变，Nb的沉淀硬化成为过时效而导致强度降低，同时通过晶体旋转而使相变后的织构的各向异性变得显著，塑性各向异性增大，且有可能会导致由分离的发生所产生的吸收能量的降低，因此未再结晶温度区域的总压下率设为85%以下。

从板形状精度的观点出发，最终机架的轧制率优选低于15%。

此外还明确了：为了获得它们的协同效果，当粗轧的有效累积应变与精轧的有效累积应变之积为0.38以上时，成为获得目标的韧性的必要充分条件。从利用粗、精轧下的压制负荷的轧制轧钢机的耐久性的观点出发，上述积优选为0.72以下。这里，粗轧的有效累积应变是影响再结晶奥氏体的晶体粒径即钢板的晶体粒径（面积平均粒径）的指标之一。精有效累积应变是未再结晶区域上的累积压下率（与相变前的位错密度有关）的指标，还是影响钢板的晶体粒径（数均粒径）的指标。对这些有效累积应变各自需要规定下限值，且当该积为0.38以下时，得不到目标的晶体粒径。

这里，关于未再结晶温度区域，例如可以根据在ThermomechanicalProcessing of Microalloyed Austenite 129项、The Effect of MicroalloyConcentration on The Recrystallization of Austenaite During Hot Deformation（1982年The Metallurgical Society of AIME）的图2中记载的Nb含量与未再结晶上限温度的关系来估计。

进而，还可以在粗轧与精轧之间接合单体或多个粗棒材，连续进行精轧。此时，可以将粗棒材暂时卷成卷状，根据需要收纳于具有保温功能的罩体中，再次开卷后进行接合。

关于精轧结束温度，在Ar3相变点温度以上结束。特别是在当板厚1/2t的板厚中心侧低于Ar3相变点温度时，成带状分布的{111}和{100}的晶体学聚集组织的影响增大，使用{211}面与{111}面的反射X射线强度比{211}/{111}，该值低于1.1，晶体学聚集组织的塑性各向异性变得显著，在韧性断裂面发生显著的分离，吸收能量显著降低，因此关于精轧结束温度，在板厚1/2t处以Ar3相变点温度以上结束。优选830℃以上，此时能在某种程度上抑制分离的发生。另外，关于板表面温度，也优选为Ar3相变点温度以上。另一方面，当超过870℃时，由于道次间的恢复，成为相变核的位错的密度减少，细粒化效果消失，低温韧性可能会劣化。因此，优选在830℃～870℃的温度范围内结束轧制。

这里，所谓的Ar₃相变点温度，例如通过以下的计算式以与钢成分的关系简单示出。即：

Ar₃=910-310×%C+25×%Si-80×%Mneq

其中，Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)

或者，Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)+1：添加B的情况。

精轧结束后，开始冷却。冷却开始温度没有特殊限定，当在低于Ar₃相变点温度下开始冷却时，由于粒生长，平均晶体粒径粗大化，强度可能会降低，因此冷却开始温度优选为Ar₃相变点温度以上。

将从冷却开始到650℃为止的温度区域的冷却速度设为2℃/秒以上且50℃/秒以下。当超过650℃时，强化先共析铁素体的Nb的析出成为过时效而使强度降低。当该冷却速度低于2℃/秒时，由于粒生长，平均晶体粒径粗大化，强度可能会降低。另一方面，当冷却速度超过50℃/秒时，可能会因热应变而导致板翘曲，因此设为50℃/秒以下。

关于从650℃到卷取为止的温度区域的冷却速度，可以为空气冷却或相当于空气冷却的冷却速度。但是，为了最大限度享受Nb等的沉淀硬化的效果，优选从650℃到卷取的平均冷却速度为5℃/秒以上从而避免因析出物粗大化而成为过时效。

冷却后，对作为热卷制造工序的特征的卷取工序进行有效利用。冷却停止温度及卷取温度设为520℃以上且620℃以下的温度区域。若在超过620℃下停止冷却，然后卷取，则Nb等的析出物成为过时效而不能充分表现沉淀硬化。另外，形成含有Nb等的粗大的碳氮化物而成为断裂的起点，有可能导致韧性断裂停止性能、低温韧性和耐酸性劣化。另一方面，若在低于520℃下结束冷却，然后卷取，则无法得到对获得目标的强度极其有效的Nb等的微细的碳化析出物，从而得不到目标的强度。因此，停止冷却并进行卷取的温度区域设为520℃以上且620℃以下。

实施例

以下通过实施例来进一步说明本发明。

具有表2所示化学成分的A～K的钢在转炉中进行熔炼，通过CAS或RH实施二次精炼。在二次精炼工序中实施脱氧处理。这些钢在连续铸造后直送或进行再加热，接着粗轧进行精轧从而压成18.4mm的板厚，在输出辊道中冷却后进行卷取。另外，表中的有关化学组成的表示是质量%。

制造条件的详细情况示于表3。这里，“成分”是指表2所示的各铸坯的符号，“电磁搅拌+轻压下”是指为了减少中心偏析而在连续铸造时实施的“电磁搅拌”和“轻压下”的有无，“加热温度”是指板坯加热温度实际情况，“固溶化温度”是指通过SRT(℃)=6670/(2.26-log[%Nb][%C])-273算出的温度，“保持时间”是指实际板坯加热温度下的保持时间，“粗有效累积应变”是指由下述（2）式算出的粗轧中实施的轧制的有效累积应变，“棒材冷却”是指根据轧制条件适当地进行的目标的轧机架间冷却的有无，“精有效累积应变”是指由下述（2）式算出的在精轧中实施的轧制的有效累积应变，“粗/精积”是指将在精轧和粗轧下实施的轧制的有效累积应变之积，下述式（2）算出的有效累积应变（ε_eff）为：

E_eff=Σε_i(t,T) ε_i(t,T)=ε_i0/exp{(t/τ_R)^2/3}，

τ_R=τ₀·exp(Q/RT) τ₀=8.46×10^-6

Q=183200J R=8.314J/K·mol           （2）

“FT”是指精轧结束温度，“Ar3相变点温度”是指计算Ar3相变点温度，“650℃为止的冷却速度”是指通过冷却开始温度～650℃的温度区域时的平均冷却速度，“CT”是指卷取温度。

如此得到的钢板的材质示于表4。调查方法如下所示。

关于抗拉试验，从R方向切取JIS Z 2201中记载的5号试验片，按照JIS Z2241的方法来实施。关于夏比冲击试验，从板厚中心的R方向切取JISZ 2202中记载的试验片，按照JIS Z 2242的方法来实施。

关于DWTT（Drop Weight Tear Test：落锤撕裂试验）试验，从R方向切取300mmL×75mmW×板厚（t）mm的短条状的试验片，对其施以5mm的压制缺口，制得试验片来实施。

接着，对于如上述图3所示那样从试验后的DWTT试验片各自切取的显微样品，首先，为了测定晶体粒径和显微组织，使用EBSP-OIM^TM（ElectronBack Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy：电子背散射衍射花样取向成像电子显微分析系统）。关于样品，使用胶体二氧化硅研磨剂研磨30～60分钟，在倍率为400倍、区域为160μm×256μm、测定步进为0.5μm的测定条件下实施EBSP测定。

另外，关于显微组织，利用EBSP-OIM^TM所配备的Kernel AverageMisorientation（KAM）法求出先共析铁素体体积分率。

进而，关于最大Mn偏析量的测定，利用EPMA（Electron Probe MicroAnalyzer）或能够对EPMA得到的测定结果进行图像处理的CMA（ComputerAided Micro Analyzer），对产品板的Mn浓度分布进行测定。探针直径为2μm，测定范围为中心产品板的中心偏析部的至少板厚方向1mm、板宽方向3mm的区域。

对如此测得的Mn的中心偏析部位，使用微型维氏硬度计，在25g×15秒下，以中心偏析部为中心，以50μm为间距，测定板厚方向为1mm、板宽方向为3mm的区域，将各板厚方向位置处的板宽方向的平均值作为平均母材硬度，将该硬度中中心偏析部的最大硬度的板宽方向平均值定义为最高硬度。

在表4中，“显微组织”是指从试验后的DWTT试验片各自切取的显微样品的1/2t处的显微组织。其中，“最大Mn偏析量”是在该样品中用上述方法测得的值，“先共析铁素体体积分率”是用上述EBSP-OIM^TM的KAM法测得的值，“数均粒径”、“面积平均粒径”、“标注偏差”同样是EBSP-OIM^TM的测定结果。

“抗拉试验”结果所示为R方向JIS5号试验片的结果，“SA（-20℃）”所示为在-20℃下的DWTT试验中的韧性断面率，“分离指数”所示为同样在-20℃下的DWTT试验中的断裂面的分离指数，“吸收能量vE-20℃”所示为夏比冲击试验中-20℃下得到的吸收能量。

根据本发明的钢是钢号为1、2、3、12、13、14、15这七种钢，其特征在于，含有规定量的钢成分，显微组织中先共析铁素体分率为3%以上且20%以下，其它为低温相变相，显微组织整体的数均晶体粒径为2.5μm以下，且面积平均粒径为9μm以下，其标准偏差为2.3μm以下，板厚中央部的与板面平行的{211}面和{111}面的反射X射线强度比{211}/{111}为1.1以上，获得了作为制管前的原材料具有相当于X80级别的抗拉强度且低温韧性优异的螺旋管用高强度热轧钢板。

除上述以外的钢基于以下理由而在本发明的范围外。

钢号4由于加热温度在本发明的范围外，因此Nb的固溶化不充分，因而无法得到相当于X80级别的抗拉强度，而且SA（-20℃）低。

钢号5由于加热保持时间在本发明的范围外，因此Nb的固溶化不充分，因而无法得到相当于X80级别的抗拉强度，而且SA（-20℃）低。

钢号6由于粗有效累积应变在本发明的范围外，因此无法得到目标的显微组织，SA（-20℃）低。

钢号7由于精有效累积应变在本发明的范围外，因此无法得到目标的显微组织，SA（-20℃）低。

钢号8由于粗有效累积应变与精有效累积应变之积在本发明的范围外，因此无法得到目标的显微组织，SA（-20℃）低。

钢号9的精轧温度为Ar3相变点以下，为两相区域轧制，面强度比在本发明范围外，分离的发生显著。

钢号10由于冷却速度在本发明的范围外，因此冷却中粒生长，无法得到目标的显微组织，SA（-20℃）低。

钢号11由于CT在本发明的范围外，因此无法得到充分的沉淀硬化的效果，得不到作为原材料相当于X80级别的抗拉强度。

钢号16由于C含量在本发明的范围外，因此无法得到目标的显微组织，vE（-20℃）低。

钢号17由于Nb含量在本发明的范围外，因此无法得到充分的沉淀硬化的效果，不仅无法得到作为原材料相当于X80级别的抗拉强度，而且得不到充分的控制轧制效果，因此无法得到目标的显微组织，vE（-20℃）低。

钢号18由于S/Ca在本发明权利要求1的范围外，因此MnS等夹杂物会成为脆性断裂的起点，SA（-20℃）低。

钢号19由于Ti含量在本发明的范围外，因此加热奥氏体粒径变粗大，无法得到目标的显微组织，SA（-20℃）低。

钢号20由于N*在本发明的范围外，因此SA（-20℃）低。

钢号21由于Mn含量在本发明的范围外，因此SA（-20℃）低，分离的发生也显著，且vE（-20℃）低。

另外，上述实施方式均只示出了实施本发明时的具体的例子，不应当用它们来限定地解释本发明的技术范围。即，本发明只要不脱离其技术思想、或其主要的特征，即可以各种方式来实施。

工业上的可利用性

本发明可应用于钢铁业的电阻焊钢管及螺旋钢管中使用的热轧钢板的制造。特别是即使在使用需要严格的耐断裂特性的寒冷地区也可应用于16mm以上的板厚且ADI5L-X80标准以上的高强度的螺旋管线管的制造。

Claims (11)

1.一种热轧钢板，其特征在于，以质量%计满足：

C=0.02～0.08%、

Si=0.05～0.5%、

Mn=1～2%、

Nb=0.03～0.12%、

Ti=0.005～0.05%，

剩余部分包含Fe及不可避免的杂质元素，

在距离该钢板表面为板厚的1/2厚的深度处的显微组织中，先共析铁素体分率为3%以上且20%以下，其它为低温相变相及1%以下的珠光体，所述显微组织整体的数均晶体粒径为1μm以上且2.5μm以下并且面积平均粒径为3μm以上且9μm以下，所述面积平均粒径的标准偏差为0.8μm以上且2.3μm以下，而且在距离钢板表面为板厚的1/2厚的深度处，{211}方向与{111}方向的相对于与钢板表面平行的面的反射X射线强度比{211}/{111}为1.1以上。

2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板进一步以质量%计含有：

P≤0.03%、

S≤0.005%、

O≤0.003%、

Al=0.005～0.1%、

N=0.0015～0.006%、

Ca=0.0005～0.003%、

V≤0.15%且不包含0%、

Mo≤0.3%且不包含0%，

且满足：

0<S/Ca<0.8、

N-14/48×Ti≥0%。

3.根据权利要求2所述的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板进一步以质量%计含有：Cr=0.05～0.3%、Cu=0.05～0.3%、Ni=0.05～0.3%、B=0.0002～0.003%中的一种或两种以上。

4.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板进一步以质量%计含有：REM=0.0005～0.02%。

5.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板的中心偏析部的最高硬度为300Hv以下，母材的平均硬度在+50Hv以上的偏析带宽度为200μm以下。

6.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，为了获得下述热轧钢板，该热轧钢板以质量%计满足：C=0.02～0.08%、Si=0.05～0.5%、Mn=1～2%、Nb=0.03～0.12%、Ti=0.005～0.05%，并且剩余部分包含Fe及不可避免的杂质元素，

将熔炼、铸造得到的铸坯加热到由式（1）求得的SRT温度以上且1260℃以下后，在该温度区域保持20分钟以上，然后在通过热轧来制造热轧钢板时，进行以用式（2）求得的有效累积应变ε_eff计粗轧的有效累积应变为0.4以上、精轧的有效累积应变为0.9以上且粗轧的有效累积应变与精轧的有效累积应变之积为0.38以上的热轧，在Ar3相变点温度以上结束该热轧后，以在所述钢板的板厚中心部处为2℃/秒以上且50℃/秒以下的冷却速度对至650℃为止的温度区域进行冷却后，在520℃以上且620℃以下的温度区域将所述钢板卷取，

SRT(℃)=6670/(2.26-log[%Nb][%C])-273      （1）

其中，[%Nb]、[%C]分别表示Nb和C在钢板中的以质量%表示的含量，

E_eff=Σε_i(t,T)                          （2）

其中，

E_i(t,T)=ε_i0/exp{(t/τ_R)^2/3}，

τ_R=τ₀·exp(Q/RT)，

τ₀=8.46×10^-6，

Q=183200J，

R=8.314J/K·mol，

t在粗轧的情况下表示即将进行该道次中的精轧前的累积时间，在精轧的情况下表示即将进行冷却前的累积时间，T表示该道次中的轧制温度。

7.根据权利要求6所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧时在热轧的各轧制道次间进行冷却。

8.根据权利要求6所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在连续铸造用于得到所述热轧钢板的铸坯时，在通过感应电磁搅拌使钢水旋转的同时进行铸造，以与铸坯的最终凝固位置处的凝固收缩相称的方式控制所述连续铸造的压下量。

9.根据权利要求6所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧钢板在距离该钢板表面为板厚的1/2厚的深度处的显微组织中，先共析铁素体分率为3%以上且20%以下，其它为低温相变相及1%以下的珠光体，所述显微组织整体的数均晶体粒径为1μm以上且2.5μm以下并且面积平均粒径为3μm以上且9μm以下，所述面积平均粒径的标准偏差为0.8μm以上且2.3μm以下，而且在距离钢板表面为板厚的1/2厚的深度处，{211}方向与{111}方向的相对于与钢板表面平行的面的反射X射线强度比{211}/{111}为1.1以上。

10.根据权利要求6所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧钢板进一步以质量%计含有：

P≤0.03%、

S≤0.005%、

O≤0.003%、

Al=0.005～0.1%、

N=0.0015～0.006%、

Ca=0.0005～0.003%、

V≤0.15%且不包含0%、

Mo≤0.3%且不包含0%，

且满足：

0<S/Ca<0.8、

N-14/48×Ti≥0%。

11.根据权利要求10所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧钢板进一步以质量%计含有：Cr=0.05～0.3%、Cu=0.05～0.3%、Ni=0.05～0.3%、B=0.0002～0.003%中的一种或两种以上。

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