CN103276291A - 耐hic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

本发明提供适合作为X65级以上的高强度焊接钢管用原材料的耐HIC性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法。具体而言，该耐HIC性优良的厚壁高强度热轧钢板的特征在于，具有如下组成和组织：所述组成，以质量%计，含有C:0.02～0.08%、Mn:0.50～1.85%、Nb:0.03～0.10%、Ti:0.001～0.05%、B:0.0005%以下，且满足(Ti+Nb/2)/C＜4，或者还含有Ca:0.010%以下、REM:0.02%以下中的一种或两种，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述组成，包含贝氏体铁素体相或贝氏体相，并且表层硬度以维氏硬度计为230HV以下。

Description

耐HIC性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
本申请是申请号为201080006318.0(国际申请号为PCT/JP2010/051647)、中国国家阶段进入日为2011年8月1日(国际申请日为2010年1月29日)、发明名称为“耐HIC性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法”的中国发明专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及适合用作输送原油、天燃气等的管道钢管、和用作要求高韧性的高强度焊接钢管(high strength welded steel pipe)的原材料的厚壁高强度热轧钢板(thick-walled high-strength hot rolled steel sheet)及其制造方法，特别涉及低温韧性(low-temperature toughness)、耐HIC性(hydrogen induced cracking resistance)的改善。另外，这里所说的“厚壁钢板”是指板厚为8.7mm以上且35.4mm以下的钢板。并且，“钢板”包括钢板和钢带。
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、天燃气的开采及管道的铺设(pipeline construction)。并且，就管道而言，为了提高天燃气和石油的输送效率，有以大直径进行高压操作(high-pressure operation)的趋势。为了耐受管道的高压操作，输送管(transport pipe)(管道钢管)需要为厚壁的钢管，因此使用以厚钢板为原材料的UOE钢管。
但是，最近，伴随进一步降低管道施工成本的强烈要求，降低钢管的材料成本的呼声也很强烈。因此，作为输送管，代替以厚钢板为原材料的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)为原材料的高强度焊接钢管。
这些高强度焊接钢管，要求保持高强度，同时从防止管道钢管破裂(bust-up)的观点出发，要求同时保持优良的低温韧性。为了制造这种兼具强度和韧性的钢管，作为钢管原材料的钢板，实现了：由利用热轧后的加速冷却(accelerated cooling)的相变强化(transformationstrengthening)及利用Nb、V、Ti等合金元素的析出物的析出强化(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)的原油和天然气的输送管(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(耐HIC性)、耐应力腐蚀开裂性(stress corrosion cracking resistance)等所谓的耐酸气性(sour gas resistance)优良。
针对这种要求，例如专利文献1中提出了耐HIC性优良的高强度管道钢管用钢板的制造方法。专利文献1中记载的技术针对面向APIX70以上的高强度电阻焊钢管的钢板，是一种耐HIC性优良的高强度管道钢管用钢板的制造方法，其中，将钢坯在1000～1200℃的温度下进行板坯加热，并对热轧结束后的钢板进行加速冷却，直至钢板的表面温度达到500℃以下，然后暂时中断加速冷却，使其复热，直至钢板的表面温度恢复为500℃以上，然后以3～50℃/s的冷却速度进行加速冷却，直至600℃以下的温度。专利文献1中记载的技术采用了间歇型加速冷却，由此可使板厚方向的温度分布均匀，并且可使表面侧生成的硬化组织受到回火处理，从而抑制钢板表面附近的硬度上升，并提高高强度钢板的耐HIC性。
另外，专利文献2中提出了耐HIC性优良的高强度钢的制造方法。专利文献2中记载的技术针对面向API X60以上的高强度钢管的钢板，是一种耐HIC性优良的高强度钢的制造方法，其中，将钢坯加热到1000～1200℃，在950℃以下的奥氏体温度范围内进行轧制率为60%以上的轧制，然后以钢板中央部的平均冷却速度5～20℃/s进行冷却，直至钢板的表面温度从(Ar3-50℃)以上变为500℃以下，进而以钢板中央部的平均冷却速度5～50℃/s进行冷却，直至600℃以下。专利文献2中记载的技术采用了在冷却中途改变冷却速度的两阶段冷却，抑制了钢板表面附近的硬度，并确保了所期望的强度。
专利文献1：日本特开平11-80833号公报
专利文献2：日本特开2000-160245号公报
发明内容
但是，最近对输送管(管道钢管)的要求也更加严格，要求进一步改善耐酸气性并进一步降低表层硬度。专利文献1、2中记载的技术，存在如下问题：不能将钢板表层的硬度降低到能满足最近对耐HIC性的严格要求的程度，且不能稳定地制造耐HIC性优良的X65级以上的高强度焊接钢管用钢板。
本发明的目的在于：解决上述现有技术的问题，提供能制造X65级以上的高强度焊接钢管且耐HIC性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法。
本发明人为了达成上述目的，对影响表层硬度的各种因素进行了深入的研究。结果发现，对钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧而制成热轧钢板时，通过在精轧结束后实施间歇冷却来进行冷却，能稳定地制造具有230HV以下的低表层硬度且可制造X65级以上的高强度焊接钢管的、具有520MPa以上的拉伸强度的厚壁高强度热轧钢板，所述钢原材的组成为：以C、Nb、Ti满足特定关系式的方式含有C、Nb、Ti，或者进一步调整合金元素量，以使至少碳当量Ceq或Pcm中的一个以上达到规定值以下。
本发明是基于上述见解进一步讨论而完成的。即，本发明的要点如下。
发明(1)
一种厚壁高强度热轧钢板，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:1.0%以下、Mn:0.50～1.85%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.1%以下、Nb:0.02～0.10%、Ti:0.001～0.05%、B:0.0005%以下，并且以满足下述(1)式的方式含有Nb、Ti、C，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述组织，包含贝氏体铁素体相或贝氏体相，
并且，表层硬度以维氏硬度计为230HV以下，
(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)所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自V:0.5%以下、Mo:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Ni:4.0%以下、Cu:2.0%以下中的一种或两种以上。
发明(3)
如上述发明(1)或(2)所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量%计还含有Ca:0.010%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.003%以下中的一种或两种。
发明(4)
如上述发明(1)或上述发明(2)所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，所述组成还至少满足由下述(2)式定义的Ceq为0.32%以下或由下述(3)式定义的Pcm为0.130%以下中的一个以上，
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(2)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B…(3)
式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B为各元素的含量，单位为质量%。
发明(5)
一种耐HIC性优良的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，对上述发明(1)所述组成的钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧而制成热轧板时，在所述精轧结束后，实施以30℃/s以上的表面平均冷却速度进行加速冷却、直至所述表面温度达到500℃以下的第一冷却工序，在该第一冷却工序结束后，实施进行10s以内的时间的空冷的第二冷却工序，进而实施以10℃/s以上的板厚中心的平均冷却速度进行加速冷却、直至以板厚中心计达到350℃以上且低于600℃的温度范围的温度的第三冷却工序，在该第三冷却工序结束后，卷取为卷状，使表层硬度以维氏硬度计为230HV以下。
发明(6)
如上述发明(5)所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述第三冷却工序中的加速冷却为在全面核态沸腾中热流率为1.5Gcal/m2hr以上的冷却。
发明(7)
如上述发明(5)或上述发明(6)所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述厚壁高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自V:0.5%以下、Mo:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Ni:4.0%以下、Cu:2.0%以下中的一种或两种以上。
发明(8)
如上述发明(5)～(7)中任一项所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述厚壁高强度热轧钢板在上述组成的基础上，以质量%计还含有Ca:0.010%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.003%以下中的一种或两种。
发明(9)
如上述发明(5)至(8)中任一项所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述组成还至少满足由下述(2)式定义的Ceq为0.32%以下或由下述(3)式定义的Pcm为0.130%以下中的一个以上，
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(2)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B…(3)
式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B为各元素的含量，单位为质量%。
发明(10)
一种耐HIC性优良的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，对由上述发明(1)所述组成的钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧而制成热轧板时，在所述精轧结束后，依次实施第一冷却工序、第二冷却工序和第三冷却工序，所述第一冷却工序中，以20℃/s以上且小于马氏体生成临界冷却速度的平均冷却速度进行加速冷却，直至所述热轧板表面的表面温度达到Ar3相变点以下且Ms点以上，在该第一冷却工序结束后的第二冷却工序中，急冷至板厚中心的温度达到350℃以上且低于600℃的温度范围的温度，在该第二冷却工序后的第三冷却工序中，在以板厚中心的温度计为350℃以上且低于600℃的温度范围的卷取温度下卷取成卷状后，实施冷却以使至少卷厚度方向的1/4板厚至3/4板厚的位置在350℃至600℃的温度范围内保持或滞留30分钟以上，
所述厚壁高强度热轧钢板的拉伸强度为520MPa以上且表层硬度以维氏硬度计为230HV以下。
发明(11)
如上述发明(10)所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述第二冷却工序中的急冷为全面核态沸腾中热流率为1.0Gcal/m2hr以上的冷却。
发明(12)
如上述发明(10)或上述发明(11)所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述厚壁高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自V:0.5%以下、Mo:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Ni:4.0%以下、Cu:2.0%以下中的一种或两种以上。
发明(13)
如上述发明(10)至上述发明(12)中任一项所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述厚壁高强度热轧钢板在所述组成的基础上，以质量%计还含有Ca:0.010%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.003%以下中的一种或两种。
发明(14)
如上述发明(10)至上述发明(13)中任一项所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述组成还至少满足由下述(2)式定义的Ceq为0.32%以下或由下述(3)式定义的Pcm为0.13%以下中的一个以上，
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(2)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B…(3)
式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B为各元素的含量(质量%)。
发明效果
根据本发明，能稳定地制造适合作为高强度焊接钢管用原材料的、具有拉伸强度为520MPa以上的高强度和230HV以下的低表层硬度、并且板厚为8.7mm以上的厚壁且耐HIC性优良的高强度热轧钢板，在产业上发挥显著的效果。另外，通过以由本发明制造的热轧钢板作为原材料，还具有能廉价并稳定地制造X65级以上的耐HIC性优良的高强度焊接钢管的效果。
具体实施方式
首先，对使用的钢原材的组成的限定理由进行说明。另外，只要没有特别说明，质量%简记为%。
C:0.02～0.08%
C是具有使钢的强度提高的作用的元素，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，并使母材韧性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。并且，优选为0.03～0.05%。
Si:1.0%以下
Si不仅起到脱氧剂的作用，还具有通过固溶强化、淬透性的提高增加钢的强度的作用。这样的效果在含有0.01%以上时被确认。另一方面，含量超过1.0%时，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的韧性降低。因此，将Si限定为1.0%以下。并且，优选为0.1～0.4%。
Mn:0.50～1.85%
Mn具有使淬透性提高的作用，并通过淬透性的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，从而抑制钢坯(钢原材)开裂。为了得到这样的效果，需要含有0.50%以上。另一方面，含量超过1.85%时，使焊接性、耐HIC性降低。并且，含有大量的Mn时，助长钢坯铸造时的凝固偏析，使钢板上残留有Mn富集部，并使分割的产生增加。为了使该Mn富集部消失，需要加热到超过1300℃的温度，而按照工业规模实施这种热处理并不现实。因此，将Mn限定在0.50～1.85%的范围内。并且，优选为0.8～1.2%。
P:0.03%以下
P在钢中作为杂质而不可避免地含有，具有使钢的强度提高的作用。但是，超过0.03%而过量地含有时，焊接性下降。因此，将P限定为0.03%以下。并且，优选为0.01%以下。
S:0.005%以下
S与P一样在钢中作为杂质而不可避免地含有，超过0.005%而过量地含有时，引起钢坯开裂，并且在热轧钢板中形成粗大的MnS而使延展性降低。因此，将S限定为0.005%以下。并且，优选为0.001%以下。
Al：0.1%以下
Al是起到脱氧剂的作用的元素，为了得到这种效果，优选含有0.005%以上，更加优选含有0.01%以上。另一方面，含量超过0.1%时，显著损坏电阻焊接时焊接部的洁净性。因此，将Al限定为0.1%以下。并且，优选为0.005～0.05%。
Nb:0.03～0.10%
Nb是具有抑制奥氏体晶粒的粗大化和再结晶的作用的元素，且具有如下作用：使热精轧中奥氏体未再结晶温度范围的轧制成为可能；以及通过以碳氮化物的形式微细析出，不损坏焊接性地以较少的含量使热轧钢板高强度化。为了得到这种效果，需要含有0.03%以上。另一方面，超过0.10%而过量含有时，导致热精轧中的轧制负荷增大，热轧有可能变得困难。因此，将Nb限定在0.03～0.10%的范围内。并且，优选为0.03～0.07%。更加优选为0.04～0.06%。
Ti：0.001～0.05%
Ti具有形成氮化物而固定N、从而防止钢坯(钢原材)开裂的作用，并且通过以碳化物的形式微细析出而使钢板高强度化。这样的效果在含有0.001%以上时显著，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0.005～0.03%。
在本发明中，调整Nb、Ti、C的含量，以使其在上述的范围内、并且满足下述(1)式。
(Ti+Nb/2)C＜4…(1)
Nb、Ti是碳化物形成倾向很强的元素，可以想到在C含量低的情况下，大部分的C都成为碳化物，铁素体晶粒内的固溶C量骤减。铁素体晶粒内的固溶C量的骤减给管道施工时钢管的环形焊接性造成不良影响。将使用铁素体晶粒内的固溶C量极度减少的钢板制造的钢管作为管道钢管进行环形焊接时，热影响部(HAZ)的晶粒生长变得显著，环形焊接部的HAZ韧性有可能下降。因此，在本发明中，以满足(1)式的方式调整Nb、Ti、C的含量。由此，能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HAZ韧性下降。
B:0.0005%以下
B是向晶界偏析的倾向强、且通过淬透性的提高有助于增加钢的强度的元素。这样的效果在含有0.0001%以上时被确认，但含量超过0.0005%时，使韧性下降。因此，将B限定为0.0005%以下。
上述成分为基本成分，但在本发明中，在该基本组成的基础上，还可以根据需要选择含有选自V:0.5%以下、Mo:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Ni:4.0%以下、Cu:2.0%以下中的一种或两种以上、和/或Ca:0.010%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.003%以下中的一种或两种。
选自V:0.5%以下、Mo:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Ni:4.0%以下、Cu:2.0%以下中的一种或两种以上
V、Mo、Cr、Ni、Cu都是使淬透性提高并使钢板强度增加的元素，可以根据需要选择含有一种或两种以上。
V是具有使淬透性提高并通过形成碳氮化物而使钢板高强度化的作用的元素，这样的效果在含有0.01%以上时变得显著。另一方面，超过0.5%而过量含有时，使焊接性变差。因此，优选V为0.5%以下。并且，更优选为0.08%以下。
Mo是具有使淬透性提高并通过形成碳氮化物而使钢板高强度化的作用的元素，这样的效果在含有0.01%以上时变得显著。另一方面，超过1.0%而大量含有时，使焊接性下降。因此，优选将Mo限定为1.0%以下。并且，更优选为0.05～0.35%。
Cr是具有使淬透性提高并使钢板强度增加的作用的元素。这样的效果在含有0.01%以上时变得显著。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1.0%以下。并且，更优选为小于0.30%。
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，含量超过4.0%时，效果饱和，不能期待与含量相符的效果，经济上变得不利。因此，优选将Ni限定为4.0%以下。并且，更优选为0.10～1.0%。
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2.0%时，使热加工性降低。因此，优选将Cu限定为2.0%以下。并且，更优选为0.10～1.0%。
Ca:0.010%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.003%以下中的一种或两种
Ca、REM、Mg都是有助于使伸展的粗大硫化物成为球状硫化物的硫化物形态控制的元素，可以根据需要选择地含有。为了得到这样的效果，优选含有Ca:0.001%以上、REM:0.001%以上，但Ca超过0.010%、REM超过0.02%而大量含有时，使钢板的洁净度降低。因此，优选限定为Ca:0.010%以下、REM:0.02%以下。
并且，优选调整Ca的含量，以使其在上述的范围内、并且与O、S含量的关系满足由下式ACR={Ca-O×(0.18+130Ca)}/1.25S(式中，Ca、O、S为各元素的含量(质量%))定义的ACR为1.0～4.0。由此，即使在酸性环境下，也不会发生耐腐蚀性、耐腐蚀开裂性的降低。
Mg与Ca等一样是形成硫化物、氧化物而抑制粗大的硫化物MnS形成、从而有助于硫化物的形态控制的元素，可以根据需要含有。这样的效果在含有0.0005%以上时被确认，但含量超过0.003%时，形成Mg氧化物、Mg硫化物的团簇，导致韧性的下降。因此，在含有时，优选限定为0.003%以下。
在本发明中，优选调整上述成分的含量，以使其在上述的范围内、并且满足由下式(2)定义的Ceq为0.32%以下、或者满足由下式(3)定义的Pcm为0.13%以下。Ceq超过0.32%或Pcm超过0.13%时，难以将表层的硬度调整为230HV以下，而且淬透性提高，环形焊接部的韧性下降。
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(2)
(式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量%))
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B…(3)
(在此，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B为各元素的含量(质量%))
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O:0.005%以下、N:0.008以下、Sn:0.005%以下。
O:0.005%以下
O在钢中形成各种氧化物，使热加工性、耐腐蚀性、韧性等降低。因此，优选尽可能地减少其含量，但极端地减少会导致精炼成本的升高，因此可以允许为0.005%以下。
N:0.008%以下
N是钢中不可避免地含有的元素，但过量含有会使钢坯铸造时多发开裂，因此优选尽可能地减少其含量，但可以允许为0.008%以下。
Sn:0.005%以下
Sn是从作为炼钢原料的废钢混入的、在钢中不可避免地含有的元素。Sn是容易向晶界等偏析的元素，大量地含有时晶界强度降低，导致韧性降低，但可以允许为0.005%以下。
另外，作为钢原材的制造方法，优选将上述组成的钢水用转炉等常用的熔炼方法进行熔炼，并用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。
在本发明中，通过对具有上述组成的钢原材进行加热并实施热轧，从而制成热轧钢板(钢带)。
作为钢原材的制造方法，优选将上述组成的钢水用转炉等常用的熔炼方法进行熔炼，并用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。
热轧由加热钢原材而制成薄板坯的粗轧、和将该薄板坯制成热轧钢板的精轧构成。
钢原材的加热温度只要是能对热轧钢板进行轧制的温度即可，没必要特别限定，但优选为1000～1300℃范围内的温度。加热温度低于1000℃时，变形阻力增高且轧制负荷增大，从而对轧机的负荷变得过大。另一方面，加热温度为超过1300℃的高温时，晶粒粗大从而低温韧性下降，并且锈皮生成量增大，成品率降低。因此，优选热轧时的加热温度为1000～1300℃。并且，更优选为1050～1250℃。
对加热后的钢原材料实施粗轧，制成薄板坯。粗轧的条件，只要能得到所期望尺寸形状的薄板坯即可，其条件没有特别的限定。
对所得到的薄板坯进一步实施精轧，制成热轧钢板。
在精轧中，从高韧性化的观点出发，优选精轧结束温度为(AC3-50℃)以下且800℃以下，并且优选1000℃以下的温度范围内的总轧制量(%)为60%以上。这是因为，脱离上述精轧结束温度范围时、以及1000℃以下的温度范围内的总轧制量小于60%时，不能得到微细的组织，韧性变差。
本发明的热轧钢板的特征在于，具有由贝氏体铁素体相或贝氏体相构成的组织，且钢板的表层硬度以维氏硬度计为230HV以下。为了得到这种钢板，在本发明中，以如下的厚壁高强度热轧钢板的制造方法为基本工序：精轧后进行包括第一次冷却工序和第二次冷却工序的冷却工序，在所述第一次冷却工序中，在上述精轧结束后立即以钢板表面不析出多边形铁素体的方式、以规定的冷却速度以上的表面平均冷却速度进行加速冷却，直至表面温度达到Ar3相变点以下，在所述第二次冷却工序中，在该第一次冷却工序结束后，进一步以板厚中心部不析出多边形铁素体或珠光体的方式、以板厚中心的平均冷却速度进行加速冷却，直至以板厚中心计达到350℃以上且低于600℃的温度范围的温度，在该第二次冷却工序结束后，卷取成卷状，使表层硬度以维氏硬度计为230HV以下，进而，本发明为了降低钢板表面硬度，实施在上述第一次冷却工序和第二次冷却工序之间进行空冷、或者在卷取后使钢带在350℃以上且低于600℃的温度范围内保持或滞留30分钟以上的工序。
本发明的具体制造方法有以下所述的第一实施方式和第二实施方式。以下对各实施方式进行详述。
(第一实施方式)
在第一实施方式中，对于实施了精轧的热轧钢板，接着实施第一冷却工序和第二冷却工序，并进一步实施第三冷却工序，在第三冷却工序结束后，卷取成卷状。另外，这里所说的“精轧结束后立即”是指精轧结束后10秒以内开始冷却。
在第一冷却工序中，精轧结束后立即以30℃/s以上的表面平均冷却速度实施加速冷却，直至表面温度达到500℃以下。
在第一冷却工序的加速冷却中，进行表面温度控制。表面平均冷却速度小于30℃/s时，多边形铁素体(polygonal ferrite)析出，不能达到所期望的高强度化、高韧性化。并且，优选的表面平均冷却速度(averagesurface cooling rate)为100～300℃/s。另外，在第一冷却工序(cooling step)中，加速冷却的冷却停止温度(cooling stop temperature)以表面温度计为500℃以下的温度。冷却停止温度超过500℃时，表层区域(surface layer)中的相变有可能完不成，在之后的冷却工序中进一步相变为低温相变产物(low-temperature transformation product material)，因此不能期待表层的低硬度化。
在第二冷却工序中，在第一冷却工序结束后，进行10秒以内的时间的空冷(air cooling)。
在该空冷中，表层通过中心部保有的热而复热，使表层回火，因此能促进表层的低硬度化。并且，通过实施空冷，还具有在之后的冷却中能促进板厚中心的冷却的效果。另外，将空冷时间延长而超过10秒时，效果饱和且生产率降低。因此，将空冷时间限定为10秒以内。从提高生产率的观点出发，优选7秒以下。另外，为了得到由复热引起的表层回火的效果，优选空冷时间为1秒以上。
在第三冷却工序中，在第二冷却工序结束后，以10℃/s以上的板厚中心的平均冷却速度实施加速冷却，直至板厚中心的温度达到350℃以上且低于600℃的温度范围内的温度。需要说明的是，第三冷却工序中的加速冷却，进行板厚中心温度控制。
板厚中心的平均冷却速度小于10℃/s时，多边形铁素体、珠光体(pearlite)容易析出，不能实现所期望的高强度化、高韧性化。另外，板厚中心的平均冷却速度的上限由所使用的冷却装置的能力决定，但优选为不伴随翘曲等钢板形状变差的100℃/s以下。
另外，从确保韧性的观点出发，优选的板厚中心的平均冷却速度为25℃/s以上。这种冷却可以通过全面核态沸腾(entire surface nuclearboiling)中热流速(heat flow rate)为1.5Gcal/m2hr以上的冷却(水冷)来实现。
进行上述的加速冷却，直至板厚中心的温度达到350℃以上且低于600℃的温度范围的温度(冷却停止温度)。冷却停止温度脱离该范围时，加速冷却后卷取成卷状之后，不能在规定温度范围内保持规定时间以上，从而不能确保所期望的高强度、高韧性。
实施第三冷却工序后，热轧钢板以350℃以上且低于600℃的卷取温度卷取成卷状。
通过在上述冷却停止温度下停止加速冷却并以上述卷取温度卷取成卷状，能在350℃以上且低于600℃的温度范围内保持、滞留30分钟以上，板内部的析出强化得到促进，从而能确保所期望的高强度、高韧性，另一方面，板表面由于自退火而硬度有可能降低。
(第二实施方式)
在第二实施方式中，实施了精轧的热轧板，接着依次实施第一冷却工序、第二冷却工序和第三冷却工序。
在第一冷却工序中，精轧结束后立即以20℃/s以上且小于马氏体生成临界冷却速度(critical cooling rate of martensite formation)的平均冷却速度进行加速冷却，直至热轧板表面的表面温度达到Ar3相变点(transformation temperature)以下且Ms点以上(martensite transformationtemperature)。另外，这里所说的“精轧结束后立即”是指精轧结束后10秒以内开始冷却。
在第一冷却工序的加速冷却中，进行表面温度控制。热轧板表面的平均冷却速度小于20℃/s时，多边形铁素体析出，不能达到所期望的高强度化、高韧性化。另外，从为了表层的低硬度化而防止马氏体生成的目的出发，热轧板表面的平均冷却速度的上限优选设定为小于马氏体生成临界冷却速度(按本发明的组成范围为100℃/s～500℃/s左右)。并且，优选的表面平均冷却速度为50～100℃/s。另外，在第一冷却工序中，加速冷却的冷却停止温度以表面温度计为Ar3相变点以下且Ms点以上的温度。冷却停止温度超过Ar3相变点时，表层区域中的相变有可能完不成，在之后的冷却工序中进一步相变为低温相变产物，因此不能期待表层的低硬度化。
在第二冷却工序中，在第一冷却工序结束后进行急冷，直至板厚中心达到350℃以上且低于600℃的温度范围的温度。另外，急冷中的冷却速度以板厚中心位置的平均冷却速度计优选为10℃/s以上。板厚中心位置的平均冷却速度小于10℃/s时，珠光体容易析出，因而不能实现所期望的高强度化、高韧性化。并且，虽然板厚中心的平均冷却速度的上限由所使用的冷却装置的能力决定，但优选设为不伴随翘曲等钢板形状变差的300℃/s以下。另外，从提高韧性的观点出发，优选的板厚中心位置的平均冷却速度为25℃/s以上。这种冷却可以通过全面核态沸腾中热流速为1.0Gcal/m2hr以上的冷却(水冷)来实现。需要说明的是，板厚中心位置处的温度、冷却速度，是由板厚、表面温度、热流速通过计算求得的。
进行如上所述的急冷，直至板厚中心的温度达到350℃以上且低于600℃的温度(冷却停止温度)。冷却停止温度低于350℃时，之后的正常卷取不能进行。另一方面，卷取温度为600℃以上时，晶粒粗大化，从而不能确保所期望的高强度、高韧性。
在实施第二冷却工序后，实施第三冷却工序，以按板厚中心温度计卷取温度达到350℃以上且低于600℃的温度的方式调整卷取温度而将热轧板卷取成卷状，并使卷厚度方向的1/4板厚至3/4板厚的位置在350℃以上且低于600℃的温度范围内保持或滞留30分钟以上。
卷取温度为低于350℃时，板温过度降低，难以卷取为合适的卷取形状。另一方面，卷取温度升高而超过600℃时，晶粒粗大化，从而不能确保所期望的高强度、高韧性。因此，卷取温度以板厚中心温度计设为350℃以上且低于600℃的范围内的温度。并且，优选为450～550℃。
在第三冷却工序中，对卷取成卷状后的热轧板实施冷却，使至少卷厚度方向上1/4板厚至3/4板厚的位置在350℃以上且低于600℃的温度范围内保持或滞留30分钟以上。通过在上述冷却停止温度下停止急冷并以上述卷取温度卷取成卷状，仅通过直接放冷，即可进行使卷厚度方向的1/4板厚至3/4板厚的位置在350℃以上且低于600℃的温度范围内保持或滞留30分钟以上的冷却，但为了更可靠地进行上述保持或滞留，优选在卷取成卷状后加热卷或用带卷箱等保管卷。
通过对卷实施在350℃以上且低于600℃的温度范围内保持或滞留30分钟以上的冷却，钢板内部的析出强化得到促进而变为高强度，另一方面，钢板表层由于自退火而硬度降低。由此，能实现所期望的高强度和低表面硬度。
通过上述本发明的制造方法得到的热轧钢板，是具有上述组成、进而在板内部具有由贝氏体铁素体相(bainitic ferrite phase)或贝氏体相(bainite phase)构成的单相组织(这里的单相指98%以上的情况)、并且具有拉伸强度为520MPa以上的高强度和表层硬度为230HV以下的低表层硬度的耐HIC性优良的厚壁高强度热轧钢板。这里所说的“贝氏体铁素体相”也包含针状铁素体(acicular ferrite)、针状铁素体(acicularferrite)。另外，“表层”是指板厚方向上距钢板表面1mm以内的区域。
以下，进一步根据实施例对本发明进行详细说明。
(实施例1)
对表1及表2所示组成的钢原材按表3及表4所示的热轧条件实施热轧，热轧结束后，按照表3及表4所示的冷却条件进行冷却，然后以表3及表4所示的卷取温度卷取成卷状，制成表3及表4所示板厚的热轧钢板(钢带)。
从所得到的热轧钢板上裁取试验片，实施组织观察、硬度试验、拉伸试验、冲击试验、环形焊接性试验及HIC试验，从而评价表面硬度、拉伸特性、韧性、环形焊接性及耐HIC特性。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，研磨并腐蚀轧制方向的截面，用光学显微镜(optical microscope)(倍率(magnificationratio):1000倍)在表层、板厚中心位置各位置处进行各10个视野以上的观察，测定组织的种类及其组织百分率。
(2)硬度试验(hardness test)
从所得到的热轧钢板上裁取硬度测定用试验片，研磨轧制方向的截面，对板厚方向上距表面0.5mm及1mm的位置处的硬度各测定5个点，然后将所得到的测定值算术平均，将较高的值作为热轧钢板的表层硬度。需要说明的是，硬度测定使用维氏硬度计(Vickers hardnessmeter)以试验力0.5kgf进行。
(3)拉伸试验(tensile test)
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直的方向(C方向)为长度方向的方式裁取试验片，根据API-5L的规定在室温下实施拉伸试验，求得屈服强度YS和拉伸强度TS。
(4)冲击试验(impact resistance test)
从所得到的热轧钢板的板厚中央部以与轧制方向垂直的方向(C方向)为长度方向的方式裁取V型缺口(notch)试验片，根据JIS Z2242的规定实施夏比冲击试验(Charpy impact test)，求得试验温度为-80℃时的吸收能量(absorbed energy)(J)。另外，试验片为3个，求出所得到的吸收能量值的算术平均值，并将其作为该钢板的吸收能量值E-80(J)。
(5)环形焊接性试验(circumferential weldability test)
环形焊接性通过y型焊接裂纹试验(weld cracking test)进行评价。从所得到的热轧钢板上裁取试验片，根据JIS Z3158的规定在室温下进行试验焊接，考察有无裂纹产生。将产生了裂纹的情况记为×、将没有裂纹产生的情况记为○，由此评价环形焊接性。
(6)HIC试验
从所得到的热轧钢板上以长度方向为钢板的轧制方向的方式裁取HIC试验片(大小：100mm×20mm)，根据NACE(美国腐蚀工程师协会，National Association of Corrosion Engineers)TM0284的规定评价耐HIC性。另外，试验液(test liquid)为规定的A溶液，将试验片浸渍在该试验液中后测定CLR(%)。CLR为0%的情况下，判断为未发生HIC、耐HIC性良好。另外，也考察了有无泡疤(blister)产生。
将所得的结果示于表5及表6。
本发明例均为具有拉伸强度为520MPa以上的高强度和230HV以下的低表层硬度、且板厚为8.7mm以上的厚壁的、耐HIC性优良的高强度热轧钢板。另一方面，脱离了本发明范围的比较例，由于不能确保所期望的高强度、或者得不到所期望的低表层硬度、或者低温韧性下降、或者环形焊接性下降、或者耐HIC性下降，因而作为高强度电阻焊钢管用原材料不能确保所期望的特性。
(实施例2)
使用表7及表8所示组成的钢原材，按照表9及表10所示的热轧条件实施热轧，热轧结束后，按照表9及表10所示的冷却条件进行冷却，然后以表9及表10所示的卷取温度卷取成卷状，进而按表9及表10所示的卷冷却条件进行冷却，制造表9及表10所示板厚的热轧钢板(钢带)。
从所得到的热轧钢板上裁取试验片，实施组织观察、硬度试验、拉伸试验、冲击试验、环形焊接性试验及HIC试验，从而评价表面硬度、拉伸特性、韧性、环形焊接性及耐HIC特性。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，研磨并腐蚀轧制方向的截面，用光学显微镜(倍率:1000倍)在表层、板厚中心位置各位置处进行各10个视野以上的观察，测定组织的种类及其组织百分率。
(2)硬度试验
从所得到的热轧钢板上裁取硬度测定用试验片，研磨轧制方向的截面，对板厚方向上距表面0.5mm及1.0mm的位置处的硬度各测定5个点以上，然后将所得到的测定值算术平均，作为该热轧钢板的表层硬度。需要说明的是，硬度测定使用维氏硬度计以试验力0.3kgf(2.9N)进行。
(3)拉伸试验
从所得到的热轧钢板上以与轧制方向垂直的方向(C方向)为长度方向的方式裁取试验片，根据API-5L的规定在室温下实施拉伸试验，求得屈服强度YS和拉伸强度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的方向(C方向)为长度方向的方式裁取V型缺口试验片，根据JIS Z2242的规定实施夏比冲击试验，求得试验温度为-80℃时的吸收能量(J)。另外，试验片为3个，求出所得到的吸收能量值的算术平均值，并将其作为该钢板的吸收能量值vE-80(J)。
(5)环形焊接性试验
环形焊接性使用y型焊接裂纹试验进行评价。从所得到的热轧钢板上裁取试验片，根据JIS Z3158的规定在室温下进行试验焊接，并考察有无裂纹。
将产生了裂纹的情况记为×、将没有裂纹产生的情况记为○，由此评价环形焊接性。
(6)HIC试验
从所得到的热轧钢板上以长度方向为钢板的轧制方向的方式裁取HIC试验片(大小：100mm×20mm)，根据NACE标准TM0284的规定评价耐HIC性。另外，试验液为规定的A溶液，将试验片浸渍在该试验液中后测定CLR(%)。CLR为0%的情况下，判断为未发生HIC、耐HIC性良好。另外，也考察了有无泡疤产生。
将所得的结果示于表11及表12。
本发明例均为具有拉伸强度为520MPa以上的高强度和230HV以下的低表层硬度、环形焊接性也优良、且板厚为8.7mm以上的厚壁的、耐HIC性优良的高强度热轧钢板。另一方面，脱离了本发明范围的比较例，由于不能确保所期望的高强度、或者得不到所期望的低表层硬度、或者低温韧性下降、或者环形焊接性下降、或者耐HIC性下降，因而作为X65级以上的耐HIC性优良的高强度电阻焊钢管用原材料不能确保所期望的特性。
表1
*)(1)式左边值=(Ti+Nb/2)/C
**)ACR={Ca-O×(0.18+130Ca)}/1.25S
***)Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
****)Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
表2
Figure BDA00003188682400251
*)(1)式左边值=(Ti+Nb/2)/C
**)ACR={Ca-O×(0.18+130Ca)}/1.25S
***)Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
****)Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
表3
Figure BDA00003188682400261
*)板厚中央位置的温度
表4
Figure BDA00003188682400271
*)板厚中央位置的温度
表5
Figure BDA00003188682400281
*)BF：贝氏体铁素体、B：贝氏体、M：马氏体、F：铁素体、P：珠光体
表6
Figure BDA00003188682400291
*)BF：贝氏体铁素体、B：贝氏体、M：马氏体、F：铁素体、P：珠光体
表7
Figure BDA00003188682400301
*)(1)式左边值=(Ti+Nb/2)/C
**)ACR={Ca-O×(0.18+130Ca)}/1.25S
***)Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
****)Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
表8
Figure BDA00003188682400311
*)(1)式左边值=(Ti+Nb/2)/C
**)ACR={Ca-O×(0.18+130Ca)}/1.25S
***)Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
****)Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
表9
Figure BDA00003188682400321
*)板厚中央位置的温度
**)使用Ar3(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo算出的值
***)使用Ms(℃)=561-474C-33Mn-17Ni-17Cr-21Mo算出的值
表10
Figure BDA00003188682400331
*)板厚中央位置的温度
**)使用Ar3(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo算出的值
***)使用Ms(℃)=561-474C-33Mn-17Ni-17Cr-21Mo算出的值
表11
*)BF：贝氏体铁素体、B：贝氏体、M：马氏体、F：铁素体、P：珠光体
表12
Figure BDA00003188682400351
*)BF：贝氏体铁素体、B：贝氏体、M：马氏体、F：铁素体、P：珠光体。

Claims (4)

1.一种厚壁高强度热轧钢板，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:1.0%以下、Mn:0.50～1.85%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Al:0.1%以下、Nb:0.03～0.10%、Ti:0.001～0.05%和B:0.0005%以下，并且以满足下述(1)式的方式含有Nb、Ti、C，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述组织，包含贝氏体铁素体相或贝氏体相，
并且，表层硬度以维氏硬度计为230HV以下，
(Ti+Nb/2)/C＜4…(1)
式中，Ti、Nb、C为各元素的含量，单位为质量%。
2.如权利要求1所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自V:0.5%以下、Mo:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Ni:4.0%以下、Cu:2.0%以下中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量%计还含有Ca:0.010%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.003%以下中的一种或两种。
4.如权利要求1至3中任一项所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，所述组成还至少满足由下述(2)式定义的Ceq为0.32%以下或由下述(3)式定义的Pcm为0.13%以下，
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(2)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B…(3)
式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B为各元素的含量，单位为质量%。
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