CN103328669B - 变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法 - Google Patents

变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供可以抑制变形时壁厚的减少量这样的、变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法，其特征在于：高强度钢板由规定数值范围的组成所构成，而且由铁素体和选自贝氏体以及马氏体之中的任1种或者2种以上的复合组织构成，壁厚中心部的有效晶体粒径为20μm以下；在壁厚中心部，与板面平行的｛111｝面的X射线随机强度比为0.5～5.0，｛554｝面的X射线随机强度比为1.0～3.0，｛100｝面的X射线随机强度比为3.0以下，｛112｝面以及｛223｝面各自的X射线随机强度比为0.5～4.0；壁厚为25mm以上，抗拉强度为565MPa以上。

Description

变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及优选用作天然气、原油等的输送用干线管、特别是对于地基变动等的变形容许极限较大、且变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法。 
背景技术
近年来，作为天然气、原油的长距离输送方法，干线管的重要性越来越高。关于干线管，其铺设的环境多种多样，例如铺设于产生冻土地带中的夏天和冬天的地基变动、由海底的海流引起的外压、由地震引起的地层变动等的环境下。在这样的环境下，有时因地基变动等使干线管产生弯曲和位移，因而要求即使在干线管变形的情况下，也难以产生压曲等的变形性能优良的钢管。 
以前，作为变形性能优良的钢管，人们提出了如专利文献1所公开的、着眼于加工硬化指数（n值）而谋求加工硬化指数的改善的钢管，以及如专利文献2所公开的、着眼于屈服强度相对于抗拉强度之比即屈服比而谋求屈服比的改善的钢管。 
现有技术文献 
专利文献 
专利文献1：日本特开平11-279700号公报 
专利文献2：日本特开2005-15823号公报 
发明内容
发明所要解决的课题 
以前提出的技术是一种如下的技术：其对于干线管等所使用的钢板、钢管，谋求变形性能的改善，而且着眼于加工硬化指数和屈服比而谋求加工硬化指数和屈服比的改善。 
然而，特别是在冻土地带等寒冷地区使用的干线管，要求低温韧性优良，但关于用于得到变形性能、而且低温韧性优良的钢板、钢管的技术，并没有进行充分的研究。 
本发明是鉴于上述的问题而研究出来的，其课题在于提供可以抑制变形时壁厚的减少量、且变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法。 
用于解决课题的手段 
本发明人为解决上述的课题而进行了潜心的研究。其结果是，发现通过着眼于兰克福特（Lankford）值，可以谋求管线等中使用的钢板、钢管的变形性能的提高。 
以前，对于干线管等中使用的钢板和钢管，并没有进行着眼于因地基变动等引起的变形时壁厚的减少量的研究。作为评价变形时壁厚的减少量的指标值，为人所知的是汽车用钢板等领域的兰克福特值。对于管线等中使用的钢板和钢管，尚未提出着眼于兰克福特值而以谋求变形性能的提高为目的的技术。 
本发明人为获得变形性能和低温韧性优良的高强度钢板以及高强度钢管而进行了潜心的研究。结果获得了如下的见解：在得到变形性能和低温韧性优良的高强度钢板以及高强度钢管方面，使具有规定的结晶方位的织构的量最优化，而且使有效晶体粒径的大小最优化是特别有效的。本发明人进行了进一步的研究，获得了如下的见解：在使具有规定的结晶方位的织构的量最优化方面，热轧时控制以压下率为代表的各种制造条件是特别有效的，特别地，再结晶温度以上的温度区域中每一个道次的轧制的压下率是非常重要的。 
本发明是基于上述的见解而进行研究的结果，其要旨如下所述。 
（1）一种变形性能和低温韧性优良的高强度钢板，其特征在于：以质量%计，含有C：0.03～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：1.50～2.50%、P：0.015%以下、S：0.0050%以下、Al：0.001～0.080%、N：0.0010～0.0060%、Ti：0.005～0.030%、Nb：0.010～0.050%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；由下述式（A）表示的Ceq为0.35～0.50%，由下述式（B）表示的Pcm为0.15～0.25%，所述高强度钢板由铁素体和选自贝氏体以及马氏体之中的任1种或者2种的复合组织构成，壁厚中心部的有效晶体粒径为20μm以下；在壁厚中心部，与板面平行的｛111｝面的X射线随机强度比为0.5～5.0，｛554｝面的X射线随机强度比为1.0～3.0，｛100｝面的X射线随机强度比为3.0以下，｛112｝面以及｛223｝面各自的X射线随机强度比为0.5～4.0；壁厚为25mm以上，抗拉强度为565MPa以上。
Ceq＝C＋Mn/6＋（Ni＋Cu）/15＋（Cr＋Mo＋V）/5（A） 
Pcm＝C＋Si/30＋（Mn＋Cu＋Cr）/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5B（B） 
这里，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Si、B为各元素的以质量%计的含量。 
（2）根据上述（1）所述的变形性能和低温韧性优良的高强度钢板，其特征在于：与钢板的轧制方向成45°角的方向的兰克福特值rD和板宽度方向的兰克福特值rC分别为1.0以上。 
（3）根据上述（1）所述的变形性能和低温韧性优良的高强度钢板，其特征在于：以质量%计，进一步含有选自V：0.010～0.100%、Ni：1.0%以下、Cu：1.0%以下、Cr：1.0%以下、Mo：1.0%以下、B：0.0001～0.0020%、Ca：0.0040%以下、Mg：0.0017%以下、REM：0.005%以下中的1种或者2种以上的元素。 
（4）一种变形性能和低温韧性优良的高强度钢管，其特征在于：由上述（1）～（3）中任一项所述的钢板形成。 
（5）一种变形性能和低温韧性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在1000～1150℃的加热温度下对钢坯进行加热；接着在再结晶温度以上的温度区域，将每1个道次的压下率在所述加热温度为1000℃以上且低于1050℃时设定为5～10%、在所述加热温度为1050℃～1150℃时设定为10～15%，进而将累计压下率设定为35%以上而进行轧制；接着在Ar3相变点以上且低于再结晶温度的温度区域，将累计压下率设定为70～80%而进行轧制；接着将Ar3相变点－50℃以上且低于Ar3相变点的温度区域设定为冷却开始温度，将200～500℃的温度区域设定为冷却终止温度而进行水冷；其中，所述钢坯以质量%计， 含有C：0.03～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：1.50～2.50%、P：0.015%以下、S：0.0050%以下、Al：0.001～0.080%、N：0.0010～0.0060%、Ti：0.005～0.030%、Nb：0.010～0.050%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；由下述式（A）表示的Ceq为0.35～0.50%，由下述式（B）表示的Pcm为0.15～0.25%。 
Ceq＝C＋Mn/6＋（Ni＋Cu）/15＋（Cr＋Mo＋V）/5（A） 
Pcm＝C＋Si/30＋（Mn＋Cu＋Cr）/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5B（B） 
这里，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Si、B为各元素的以质量%计的含量。 
（6）根据上述（5）所述的变形性能和低温韧性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于：所述钢坯以质量%计，进一步含有选自V：0.010～0.100%、Ni：1.0%以下、Cu：1.0%以下、Cr：1.0%以下、Mo：1.0%以下、B：0.0001～0.0020%、Ca：0.0040%以下、Mg：0.0017%以下、REM：0.005%以下中的1种或者2种以上的元素。 
（7）一种变形性能和低温韧性优良的高强度钢管的制造方法，其特征在于：将采用上述（5）或（6）的制造方法得到的钢板成形为管状，然后将对接部进行焊接。 
发明的效果 
根据本发明，能够得到变形时可以抑制壁厚的减少量、且变形性能和低温韧性优良的高强度钢板以及高强度钢管。 
附图说明
图1是本发明的钢板的壁厚中心部的组织照片。 
具体实施方式
首先，就限定本发明的钢板以及钢管的组成的数值范围的理由进行说明。此外，以下“%”表示“质量%”。 
C是确保钢的强度所必需的元素。C量低于0.03%时，最终产品的强度不足。C量超过0.08%时，母材、HAZ的低温韧性显著降低。因此，C量设定为0.03～0.08%。 
Si作为脱氧剂而发挥作用，而且是有助于强度提高的元素。Si量低于0.01%时，最终产品的强度有可能不足。Si量超过0.50%时，HAZ韧性显著降低。因此，Si量设定为0.01～0.50%。 
Mn是有助于钢的强度提高的元素。Mn量低于1.50%时，最终产品的强度有可能不足。Mn量超过2.50%时，母材以及HAZ的低温韧性显著降低。因此，Mn量设定为1.50～2.50%。优选为1.50～2.00%。 
Al作为脱氧元素，而且是有助于金属组织的微细化的元素。Al量低于0.001%时，不能充分获得该效果。Al量超过0.080%时，Al系非金属夹杂物在钢中增加，从而钢的纯净度劣化。因此，Al量限制在0.080%以下。优选的范围是0.001～0.050%以下。 
Ti是通过在钢中以TiN的形式析出，抑制板坯再加热时以及HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，使金属组织微细化，从而提高母材以及HAZ的低温韧性的元素。然而，Ti量低于0.005%时，不能充分获得该效果。另外，Ti量超过0.030%时，由于TiN的粗大化或者由TiC引起的析出硬化，反而使低温韧性劣化。因此，Ti量设定为0.005～0.030%。 
Nb在热轧时抑制奥氏体的再结晶而使组织微细化，从而具有改善母材以及HAZ的低温韧性的效果，但Nb量低于0.010%时，不能充分获得该效果。另外，Nb量超过0.050%时，反而对HAZ的韧性和现场焊接性产生不良影响。因此，Nb量设定为0.010～0.050%。 
P是在钢中不可避免地含有的杂质，因产生晶界偏析或中心偏析而使母材以及HAZ的低温韧性劣化，但只要P量在0.015%以下，就是低温韧性可以允许的范围。因此，P量限制在0.015%以下。 
S是在钢中不可避免地含有的杂质，由于在钢中生成将因热轧而延伸的硫化物，以致延展性以及韧性降低，但只要S量在0.0050%以下，就是延展性以及韧性可以允许的范围。因此，S量限制在0.0050%以下。 
N是通过在钢中以TiN的形式析出，抑制板坯再加热时以及HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，从而提高母材以及HAZ的低温韧性的元素。N量低于0.0010%时，不能充分获得该效果。N量超过0.0060%时，因固溶N量的增大而使韧性降低。因此，N量设定为0.0010～0.0060%。 
另外，在本发明中，将由C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V的以质量 %计的含量算出的、且用下述数学式（A）表示的碳当量Ceq设定为0.35～0.50%。碳当量Ceq是成为淬透性指标的值。 
Ceq值低于0.35%时，不能得到作为目标的565MPa以上的抗拉强度。另外，Ceq值超过0.50%时，使韧性劣化的MA（Martensite-Austenite Constituent：马氏体和奥氏体的混合物）的生成变得显著，从而使韧性劣化。此外，在下述数学式（A）中，钢中未含有的元素以0计算。 
Ceq＝C＋Mn/6＋（Ni＋Cu）/15＋（Cr＋Mo＋V）/5  （A） 
另外，在本发明中，将由C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V、B的以质量%计的含量算出的、且用下述数学式（B）表示的Pcm设定为0.15～0.25%。Pcm是成为焊接性指标的值。 
Pcm超过0.25%时，母材以及HAZ的低温韧性劣化。Pcm低于0.15%时，可以抑制母材以及HAZ的低温韧性的劣化，但不能得到作为目标的抗拉强度。此外，在下述数学式（B）中，钢中未含有的元素以0计算。 
Pcm＝C＋Si/30＋（Mn＋Cu＋Cr）/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5B（B） 
以上为本发明的钢板以及钢管的基本元素的限定理由。本发明的钢板以及钢管除了上述基本元素以外，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。 
另外，本发明的钢板以及钢管也可以根据需要，在以下所说明的数值范围进一步含有选自V、Ni、Cu、Cr、Mo、B、Ca、Mg、REM之中的1种或者2种以上的元素。即使在以下的范围含有这些元素，钢板、钢管的X射线随机强度比、兰克福特值也在本发明所规定的范围。 
V具有与Nb大致同样的效果，但其效果比Nb弱。另外，还具有抑制焊接区软化的效果。V量低于0.010%时，母材以及HAZ的低温韧性的改善以及焊接区的软化抑制的效果并不充分。V量超过0.100%时，反而对HAZ的韧性和现场焊接性产生不良影响。因此，V量设定为0.010～0.100%。 
Ni、Cu、Cr、Mo是提高淬透性、且有助于钢的高强度化的元素。然而，当含量过多时，除了经济性降低以外，HAZ的韧性和现场焊接性也降低。因此，Ni、Cu、Cr、Mo的含量分别设定为1.0%以下。
B是提高淬透性、且有助于钢的高强度化的元素。B量低于0.0001%时，不能充分获得该效果。B量超过0.0020%时，HAZ的韧性和现场焊接性降低。因此，B量设定为0.0001～0.0020%。 
Ca、REM是控制硫化物的形态、从而有助于低温韧性提高的元素。Ca量超过0.0040%、REM量超过0.005%时，CaO-CaS和REM-CaS大量析出而成为大型簇状物、大型夹杂物，有可能损害钢的纯净度，进而也对现场焊接性产生不良影响。因此，Ca量设定为0.0040%以下，REM量设定为0.005%以下。 
Mg是以微细氧化物的形式分散析出、抑制HAZ的粒径粗大化而有助于提高低温韧性的元素。Mg量超过0.0017%时，因氧化物粗大化而使韧性劣化。因此，Mg量设定为0.0017%以下。 
下面就本发明的钢板、钢管的金属组织、织构、壁厚、抗拉强度、兰克福特值（r值）的限定理由进行说明。 
为了提高加工硬化特性，金属组织需要由软质的铁素体、和选自硬质的贝氏体以及马氏体之中的任1种或者2种的复合组织构成。 
另外，金属组织在壁厚中心部的有效晶体粒径需要为20μm以下。因为有效晶体粒径超过20μm时，低温韧性发生劣化。所谓有效晶体粒径，是指由采用EBSP（Electron Backscatter Diffraction Pattern：电子背散射衍射图谱）法测定的方位差在15°以下的组织的边界包围的部分以当量圆直径表示的晶体粒径。 
为了获得对于钢板以及钢管优选的兰克福特值，织构的X射线随机强度比需要满足以下所说明的条件。在本发明中，对与钢板的轧制方向成45°角的方向的兰克福特值rD和板宽度方向的兰克福特值rC予以关注。通过增大兰克福特值，可以提高钢板、钢管的变形性能。 
以下所说明的结晶方位，都是指与平行于板面的面相关的结晶方位。X射线随机强度比是表示具有各方位的结晶面的聚集度的数值，表示具有各方位的结晶面的X射线衍射强度与没有织构的随机的标准试料的X射线衍射强度之比。 
具有｛111｝面的结晶方位的织构越发达，可以越是增大rC、rD， 因而优选的是尽可能发达。从获得优选的rC、rD的角度考虑，需要使该｛111｝面的X射线随机强度比为0.5以上。当使｛111｝面的X射线随机强度比超过5.0时，其它结晶方位的X射线随机强度比有可能不能得到目标值，因而｛111｝面的X射线随机强度比设定为5.0以下。 
具有｛554｝面的结晶方位的织构越发达，可以越是提高rC，因而优选的是尽可能发达。从获得优选的rC的角度考虑，需要使该｛554｝面的X射线随机强度比为1.0以上。另外，当使｛554｝面的X射线随机强度比超过3.0时，其它结晶方位的X射线随机强度比有可能不能得到目标值，因而｛554｝面的X射线随机强度比设定为3.0以下。 
具有｛100｝面的结晶方位的织构越发达，越有可能导致rC、rD的降低，因而优选的是尽可能抑制它的发达。从获得优选的rC的角度考虑，需要使该｛100｝面的X射线随机强度比为3.0以下。 
具有｛112｝面和｛223｝面的结晶方位的织构越发达，可以越是提高rD，因而优选的是尽可能发达。从获得优选的rD的角度考虑，需要使该｛112｝面和｛223｝面各自的X射线随机强度比为0.5以上。另外，当使｛112｝面和｛223｝面各自的X射线随机强度比超过4.0时，其它结晶方位的X射线随机强度比有可能不能得到目标值，因而｛112｝面和｛223｝面的X射线随机强度比设定为4.0以下。 
本发明的X射线随机强度比使用在壁厚中心部由X射线衍射测定所得到的测定值。这是因为：能够提高｛111｝面等的rC、rD的织构在壁厚表层部容易发达，而在壁厚中心部难以发达，因而通过将壁厚中心部的X射线随机强度比作为评价对象，可以在整个壁厚方向发挥出一定以上的变形性能。 
钢板从确保作为最终产品所需要的强度、而且在作为干线管使用时防止由内压引起的断裂的角度考虑，需要将其壁厚设定为25mm以上，将其抗拉强度设定为565MPa以上（按API标准，为X70以上的等级）。 
在本发明中，与钢板的轧制方向成45°角的方向的兰克福特值rD和板宽度方向的兰克福特值rC越大，变形性能越是提高。在钢板、钢管的变形时，为了减少因壁厚的减少而产生压曲等的可能性，rD、rC优选为1.0以上，如果在1.1以上，则是更为优选的。 
下面就本发明的钢板的制造方法进行说明。 
首先，采用使用转炉等的公知的熔炼方法熔炼上述组成的钢水，然后采用连续铸造等公知的铸造方法由获得的钢水得到钢坯。 
接着，将得到的钢坯加热至1000～1150℃的温度。加热温度低于1000℃时，不能谋求奥氏体的充分的再结晶化，从而不能得到充分高的低温韧性。加热温度超过1150℃时，因奥氏体晶粒粗大化而使有效晶体粒径增大，从而低温韧性降低。 
接着，在再结晶温度以上的温度区域，对于每1个道次的压下率即累计压下率/道次数的值，当上述加热温度在1000℃以上且低于1050℃时设定为5～10%，当上述加热温度在1050℃～1150℃时设定为10～15%，进而将累计压下率设定为35%以上而进行轧制。当累计压下率低于35%时，不能充分实现由再结晶引起的奥氏体粒径的微细化，从而有效晶体粒径增大，低温韧性降低。 
每1个道次的压下率在获得目标的结晶方位的织构方面是特别重要的。以前，因设备上的制约，不会增大每1个道次的压下率。但是，在本发明的钢板、钢管中，为了获得目标的组织，每1个道次的压下率需要在上述的范围。如果每1个道次的压下率偏离上述的范围，则不能得到目标的织构分布。 
个別道次的压下率即使有时因道次规程的原因等而偏离上述范围也没有关系，但优选的是道次数的一半以上的道次的压下率在上述的范围，更为优选的是所有的道次在上述的范围。 
接着，在Ar3相变点以上且低于再结晶温度的温度区域，将累计压下率设定为70%以上而进行轧制。当累计压下率低于70%时，可以抑制｛554｝面的织构的发达，对于X射线随机强度比不能得到目标值，rC值降低。 
接着，将Ar3相变点－50℃以上且低于Ar3相变点的温度区域作为冷却开始温度，将200～500℃的温度区域作为冷却终止温度而进行水冷。当冷却开始温度低于Ar3相变点－50℃时，铁素体的生成得以促进，不能得到目标的强度。当冷却开始温度在Ar3相变点以上时，可以抑制｛112｝面和｛223｝面各自的织构的发达，对于X射线随机强度比不能 得到目标值，rD值降低。 
当冷却终止温度低于200℃时，可能导致生产率降低和氢致缺陷。当冷却终止温度超过500℃时，不能得到目标的强度。冷却速度并没有特别的限定，为1～10℃/s左右。 
Ar3相变点由下述的数学式（C）求出。下述数学式（C）中的C、Si等分别是指钢中的以质量%计的各元素的含量。 
Ar3＝868－396×C＋24.6×Si－69.1×Mn－36.1×Ni－20.7×Cu－24.8×Cr＋29.6×Mo  （C） 
进而将这样制造的钢板成形为管状，然后将对接部进行焊接而得到钢管。由钢板成形为管状的造管方法可以采用公知的UOE法、弯曲辊法等，对接部的焊接方法可以采用电弧焊接、激光焊接等。 
以上，就本发明的实施方式的例子进行了详细的说明，但上述的实施方式只不过表示了实施本发明时的具体化的例子，不能由上述的实施方式限定性地解释本发明的技术范围。 
（实施例） 
以下，采用实施例就本发明的效果进行说明。 
采用转炉对下述表1所示的各钢种A～F的组成的钢水进行熔炼，通过连续铸造而形成钢坯。对得到的钢坯在下述表2所示的条件下实施热轧和冷却，从而得到No.1～5以及8～15的钢板、以及将钢板成形为管状、并将对接部接合而成的No.6～7的钢管。No.6～7的钢管的直径为48英寸（1219.2mm）。 
对于得到的钢板以及钢管，测定了以下所说明的抗拉强度等。其结果如表3所示。 
抗拉强度是采用如下的方法进行测定的：从得到的钢板中切出长度方向与轧制方向平行的JIS5号板状试验片，然后使用该试验片并按照JIS Z2241号中记载的方法而进行拉伸试验。另外，关于API标准中的等级，也与抗拉强度一并求出。关于钢管，其抗拉强度以API标准为基础，采用钢管长度方向的全厚试验片进行测定。 
金属组织采用光学显微镜进行观察。有效晶体粒径采用EBSP法进行测定，是将具有15°以上的方位差的组织的边界看作晶界，求出一个晶体内部的面积，并将该面积换算成当量圆直径，然后将这样得到的当量圆直径作为有效晶体粒径而进行评价。 
X射线随机强度比采用如下的方法进行了评价：从得到的钢板中切出轧制方向10mm×板宽度方向10mm的试验片，然后通过机械研磨将试验片研磨至壁厚中心部附近，并通过抛光研磨至镜面，然后通过电解研磨等除去变形，同时进行调整使得壁厚中心层成为测定面，之后采用X射线衍射对各结晶方位的衍射强度进行测定。 
兰克福特值采用如下的方法进行了评价：从得到的钢板中切出JIS5号板状试验片，从而制作出长度方向与轧制方向平行的试验片、与相对于轧制方向成45°角的方向平行的试验片、以及与板宽度方向平行的试验片，使用这些试验片并按照JIS Z2241号中记载的方法而进行拉伸试验，在对试验片施加3%的单轴拉伸应变时，根据各试验片的宽度应变以及板厚应变之比测定各兰克福特值rC、rD、rL。rL为轧制方向的兰克福特值。 
夏比冲击试验采用如下的方法进行了评价：从得到的钢板中由壁厚方向1/4位置制作V型缺口夏比试验片，并按照JIS Z2242中记载的方法，测定在试验温度为-40℃时的夏比吸收能。 
在各例子中，抗拉强度以565MPa以上的例子为合格，低温韧性以夏比吸收能为200J以上的例子为合格。此外，在各表中，下划线表示在发明的范围外。 
制造No.1～7为发明例，No.1～5为钢板的实施例，No.6～7为钢管的实施例。在它们之中，其组成、金属组织、有效晶体粒径、X射线随机强度比、壁厚、抗拉强度都满足本发明的条件，都可以得到rD值 在1.0以上，rC值在1.0以上，且夏比吸收能在200J以上而低温韧性优良的高强度钢板。 
另外，在它们之中，由于其组成、壁厚、制造方法都满足本发明的条件，因而可以得到其金属组织、有效晶体粒径、X射线随机强度比、抗拉强度满足本发明条件的钢板。 
图1表示了发明例钢板的壁厚中心部的组织照片的一个例子。图1的照片是制造No.2的组织照片。在组织照片中，呈白色且在内部没有微细的组织结构的部分为铁素体，铁素体以外的部分、整体上呈灰色且在内部具有微细结构的部分为贝氏体和马氏体。 
制造No.8～15为比较例。制造No.8是加热温度较高，因而有效晶体粒径增大，低温韧性劣化的例子。 
制造No.9是在再结晶温度以上的温度区域的每1个道次的压下率较低，因而不能得到目标的织构分布，作为变形特性指标的rD值、rC值劣化的例子。 
制造No.10是在再结晶温度以上的温度区域的累计压下率较低，因而不能充分实现由再结晶引起的奥氏体粒径的微细化，招致有效晶体粒径的增大，从而低温韧性劣化的例子。 
制造No.11是在Ar3相变点以上且低于再结晶温度的温度区域的累计压下率较低，因而｛554｝面的织构的发达受到抑制，rC值劣化的例子。 
制造No.12是冷却开始温度较高，因而｛112｝面以及｛223｝面各自的织构的发达受到抑制，从而rD值劣化的例子。 
制造No.13是冷却终止温度较高，因而强度降低的例子。 
制造No.14是Ceq、Pcm均较低、而且在再结晶温度以上的温度区域的每1个道次的压下率较低，因而强度以及rD值、rC值劣化的例子。 
制造No.15是Ceq、Pcm均较高、而且加热温度较高，因而有效晶体粒径较大，进而强度上升而使韧性降低的例子。 

Claims (7)

1.一种变形性能和低温韧性优良的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，含有
C：0.03～0.08％、
Si：0.01～0.50％、
Mn：1.50～2.50％、
P：0.015％以下、
S：0.0050％以下、
Al：0.001～0.080％、
N：0.0010～0.0060％、
Ti：0.005～0.030％、
Nb：0.010～0.050％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
由下述式(A)表示的Ceq为0.35～0.50％，
由下述式(B)表示的Pcm为0.15～0.25％，
所述高强度钢板由铁素体和选自贝氏体以及马氏体之中的任1种或者2种的复合组织构成，
壁厚中心部的有效晶体粒径为20μm以下；
在壁厚中心部，与板面平行的{111}面的X射线随机强度比为0.5～5.0，{554}面的X射线随机强度比为1.0～3.0，{100}面的X射线随机强度比为3.0以下，{112}面以及{223}面各自的X射线随机强度比为0.5～4.0；
壁厚为25mm以上，
抗拉强度为565MPa以上；
Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5   (A)
Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B   (B)
这里，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Si、B为各元素的以质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的变形性能和低温韧性优良的高强度钢板，其特征在于：与钢板的轧制方向成45°角的方向的兰克福特值rD和板宽度方向的兰克福特值rC分别为1.0以上。
3.根据权利要求1所述的变形性能和低温韧性优良的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有选自
V：0.010～0.100％、
Ni：1.0％以下、
Cu：1.0％以下、
Cr：1.0％以下、
Mo：1.0％以下、
B：0.0001～0.0020％、
Ca：0.0040％以下、
Mg：0.0017％以下、
REM：0.005％以下中的1种或者2种以上的元素。
4.一种变形性能和低温韧性优良的高强度钢管，其特征在于：由权利要求1～3中任一项所述的钢板形成。
5.一种变形性能和低温韧性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于：
在1000～1150℃的加热温度下对钢坯进行加热；
接着在再结晶温度以上的温度区域，将每1个道次的压下率在所述加热温度为1000℃以上且低于1050℃时设定为5～10％、在所述加热温度为1050℃～1150℃时设定为10～15％，进而将累计压下率设定为35％以上而进行轧制；
接着在Ar3相变点以上且低于再结晶温度的温度区域，将累计压下率设定为70～80％而进行轧制；
接着将(Ar3相变点－50℃)以上且低于Ar3相变点的温度区域设定为冷却开始温度，将200～500℃的温度区域设定为冷却终止温度而进行水冷；
其中，所述钢坯以质量％计，含有
C：0.03～0.08％、
Si：0.01～0.50％、
Mn：1.50～2.50％、
P：0.015％以下、
S：0.0050％以下、
Al：0.001～0.080％、
N：0.0010～0.0060％、
Ti：0.005～0.030％、
Nb：0.010～0.050％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
由下述式(A)表示的Ceq为0.35～0.50％，
由下述式(B)表示的Pcm为0.15～0.25％；
Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5   (A)
Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B   (B)
这里，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Si、B为各元素的以质量％计的含量。
6.根据权利要求5所述的变形性能和低温韧性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于：所述钢坯以质量％计，进一步含有选自
V：0.010～0.100％、
Ni：1.0％以下、
Cu：1.0％以下、
Cr：1.0％以下、
Mo：1.0％以下、
B：0.0001～0.0020％、
Ca：0.0040％以下、
Mg：0.0017％以下、
REM：0.005％以下中的1种或者2种以上的元素。
7.一种变形性能和低温韧性优良的高强度钢管的制造方法，其特征在于：将采用权利要求5或6所述的制造方法得到的钢板成形为管状，然后将对接部进行焊接。
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