CN104619877A - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供适合用作钢管原料且低温韧性优异的低屈服比高强度热轧钢板。所述热轧钢板具有如下组成：含有C：0.03～0.10％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.4～2.2％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、Nb：0.02～0.10％、Ti：0.001～0.030％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％，且优选Moeq满足1.4～2.2％的范围；并且具有如下的组织：内层以贝氏体铁素体相为主相，且以面积比例计含有1.4～15％的长宽比低于5.0的块状马氏体作为第二相，贝氏体铁素体相的板条间距为0.2～1.6μm。另外，块状马氏体的尺寸优选最大为5.0μm以下、平均为0.5～3.0μm。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种适合作为管线管中所使用的螺旋钢管或电缝钢管的原材料的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法。特别是，可防止造管后的屈服强度的降低，同时屈服比低且可稳定保证优异的低温韧性。
背景技术
目前，在将钢板卷为螺旋状来造管的螺旋钢管由于可有效地制造大直径的钢管，因此，近年来广泛用作输送原油、天然气的管线管用途。特别是在长距离输送的管道中，要求提高输送效率并进行高压化，另外，有时油井及气井大多存在于寒冷地区，经由寒冷地区的情况较多。因此，所使用的管线管要求高强度化、高韧性化。此外，从抗压曲性、抗震性的观点考虑，要求管线管为低屈服比。螺旋钢管的管长度方向的屈服比几乎不因造管而发生变化，与作为原材料的热轧钢板的屈服比基本一致。因此，为了降低螺旋钢管制的管线管的屈服比，需要降低作为原材料的热轧钢板的屈服比。
针对这样的要求，例如，在专利文献1中记载了一种低温韧性优异且低屈服比高张力管线管用热轧钢板的制造方法。在专利文献1所记载的技术中，将钢坯加热到1180～1300℃后，在粗轧结束温度950～1050℃、精轧结束温度760～800℃的条件下进行热轧，以5～20℃/秒的冷却速度冷却，在达到670℃时开始自然冷却并保持5～20秒钟，接着，以20℃/秒以上的冷却速度冷却，在500℃以下的温度下卷绕，制成了热轧钢板，所述钢坯以重量％计含有C：0.03～0.12％、Si：0.50％以下、Mn：1.70％以下、Al：0.070％以下，还含有Nb：0.01～0.05％、V：0.01～0.02％、Ti：0.01～0.20％中的至少1种。根据专利文献1中所记载的技术，可以制造出拉伸强度60kg/mm2以上(590MPa以上)、屈服比为85％以下、具有断口转变温度为-60℃以下的高韧性的热轧钢板。
另外，在专利文献2中记载了一种高强度低屈服比管用热轧钢板的制造方法。专利文献2所记载的技术是如下的热轧钢板的制造方法，该方法包括：将钢加热到1000～1300℃，在750～950℃的范围结束热轧，以冷却速度10～50℃/秒冷却至卷取温度，在480～600℃的范围进行卷取，所述钢含有C：0.02～0.12％、Si：0.1～1.5％、Mn：2.0％以下、Al：0.01～0.10％，还含有Mo+Cr：0.1～1.5％。根据专利文献2所记载的技术，可不进行从奥氏体温度区域开始的骤冷而得到以铁素体为主体、以面积比例计具有1～20％的马氏体、屈服比为85％以下且造管后的屈服强度减少量较小的热轧钢板。
另外，在专利文献3中记载了一种低温韧性优异的低屈服比电缝钢管的制造方法。在专利文献3所记载的技术中，对板坯进行热轧，以5℃/秒以上的冷却速度冷却至500～650℃后进行卷取，在该温度范围使其滞留10分钟以上后，冷却至低于500℃的温度，制成热轧钢板，对该热轧钢板进行造管而制成电缝钢管，所述板坯的组成如下：以质量％计含有C：0.01～0.09％、Si：0.50％以下、Mn：2.5％以下、Al：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.10％，还含有Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni:0.5％以下、Cr:0.5％以下中的1种或2种以上，使得Mneq满足2.0以上，所述Mneq是Mn、Si、P、Cr、Ni、Mo的含量关系式。根据专利文献3所记载的技术，可以制造出具有以贝氏体铁素体为主相、且包含3％以上的马氏体和根据需要为1％以上的残留奥氏体的组织，断口转变温度为-50℃以下、低温韧性优异且具有高塑性变形吸收能力的电缝钢管。
另外，在专利文献4中记载了一种低屈服比高韧性厚钢板。在专利文献4中所记载的技术中，对板坯实施热轧，然后在精轧温度-50℃以内开始加速冷却，以5～50℃/秒的平均冷却速度水冷至400～150℃，然后进行自然冷却，由此可以得到具有平均粒径为10～50μm的铁素体和分散有1～20面积％的岛状马氏体的贝氏体的混合组织的低屈服比且高韧性的厚钢板，所述热轧优选加热到950～1300℃、将(Ar3相变点+100℃)～(Ar3相变点+150℃)的温度范围的压下率设为10％以上、将精轧温度设为800～700℃，所述板坯的组成如下：含有C：0.03～0.15％、Si：1.0％以下、Mn：1.0～2.0％、Al：0.005～0.060％、Ti：0.008～0.030％、N：0.0020～0.010％、O：0.010％以下。需要说明的是，没有提及岛状马氏体的形状(棒状、块状：后述)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭63-227715号公报
专利文献2：日本特开平10-176239号公报
专利文献3：日本特开2006-299413号公报
专利文献4：日本特开2010-59472号公报
发明内容
发明要解决的课题
然而，对于专利文献1所记载的技术而言，由于自然冷却前后、特别是自然冷却后的冷却速度较大，因此，需要迅速且恰当地控制冷却速度、冷却停止温度等，特别是存在为了制造厚的热轧钢板而需要大规模的冷却设备等这样的问题。另外，按照专利文献1所记载的技术而得到的热轧钢板还存在具有以软质的多边形铁素体为主的组织，从而难以获得所期望的高强度这样的问题。
另外，对于专利文献2所记载的技术而言，依然可看到造管后的屈服强度的降低，从而存在产生无法满足最近的钢管强度的增加要求的情况这样的问题。
另外，对于专利文献3所记载的技术而言，存在达不到可稳定地保证断口转变温度vTrs(为最近的寒冷地区规格)为-80℃以下这样的优异的低温韧性这样的问题。
另外，对于利用专利文献4所记载的技术得到的厚钢板而言，只能保证断口转变温度vTrs最高为-30～-41℃左右的韧性，存在无法应对最近的需要进一步提高韧性的要求这样的问题。
另外，近年来，基于高效地输送原油等的要求，要求高强度且较厚的钢管用原材料。但是，存在如下问题：为了高强度化而增大合金元素量、以及不得不随着增加壁厚而在热轧钢板制造工序中进行骤冷处理。热轧钢板由于以高速在有限的长度的水冷带中输送而卷成线圈状，因此板厚越厚越需要强的冷却。因此，存在钢板的表面硬度提高到必要以上这样的问题。
特别是在例如制造板厚达10mm以上的厚热轧钢板的情况下，由于在精轧时使板以100～250mpm这样的高速通过，因此也使板同样地以高速通过精轧后的冷却带。因此，板厚越是增加，越是进行具有大的传热系数的冷却。因此，存在下述问题：热轧钢板的表面硬度提高到必要以上，与板厚内部相比，热轧钢板表面硬化，并且显示不均匀分布的情况增多。这样的硬度不均匀的分布还会产生带来钢管特性不均的问题。
本发明的目的在于提供一种低温韧性优异的低屈服比高强度热轧钢板，该热轧钢板可解决上述现有技术的问题，不用实施复杂的热处理，并且不进行大规模的设备改造，适合用作钢管用原材料、特别是螺旋钢管用途，可防止螺旋造管后的强度降低。特别是，本发明的目的在于提供一种板厚8mm以上(更优选为10mm以上)且50mm以下(更优选为25mm以下)的低温韧性优异的低屈服比高强度热轧钢板。这里所说的“高强度”是指与轧制方向成30度的方向的屈服强度为480MPa以上、板宽方向的拉伸强度为600MPa以上的情况，另外，“低温韧性优异”是指夏比冲击试验的断口转变温度vTrs为-80℃以下的情况，另外，“低屈服比”是指表示为连续屈服型的应力应变曲线时屈服比为85％以下的情况。另外，“钢板”包括钢板及钢带。
解决问题的方法
为了实现上述目的，本发明人等对与影响造管后的钢管强度、以及钢管韧性的各种要因进行了深入研究。其结果发现，造管导致的强度的降低是由压缩应力所作用的管内面侧的包辛格效应导致的屈服强度的降低和拉伸应力所作用的管外面侧的屈服伸长的消失所引起的。
因此，本发明人等进行了进一步的研究，结果想到，通过使钢板的组织为以微细的贝氏体铁素体为主相、并且在该贝氏体铁素体中微细地分散有硬质的块状马氏体的组织，可以制成能够防止造管后、特别是螺旋造管后的强度降低，同时具有85％以下的屈服比，进而还兼备优异韧性的钢管。这样一来，通过形成这样的组织使作为钢管原材料的钢板的加工硬化能力提高，因此利用造管时管外面侧的加工硬化可得到充分的强度提高，从而可抑制造管后、特别是螺旋造管后的强度降低，此外，通过使块状马氏体微细地分散，韧性显著提高。此外，本发明人等还发现，为了通过防止钢板表面硬度的不均匀上升而使成形后的管形状优异，从而具有均匀变形能，控制表层的贝氏体铁素体的板条间距是特别有效的。
本发明是基于上述发现并进一步研究而完成的。即，本发明的主旨如下。
(1)一种热轧钢板，其具有如下的组成：
以质量％计，含有C：0.03～0.10％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.4～2.2％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、Nb：0.02～0.10％、Ti：0.001～0.030％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
并且，所述热轧钢板具有如下的组织：
表层由贝氏体铁素体相构成、或者由贝氏体铁素体相和回火马氏体相构成，所述贝氏体铁素体相的板条间距为0.2～1.6μm，
内层以贝氏体铁素体相为主相，且以面积比例计含有1.4～15％的长宽比低于5.0的块状马氏体作为第二相，所述内层的所述贝氏体铁素体相的板条间距为0.2～1.6μm。
(2)上述(1)所述的热轧钢板，其中，所述组成是以质量％计、由下述式(1)定义的Moeq满足1.4～2.2％的范围的组成，
Moeq(％)＝Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni‥‥(1)
(其中，Mn、Ni、Cr、Mo：各元素的含量(质量％))。
(3)上述(1)或(2)所述的热轧钢板，其中，除上述组成以外，还含有选自下述组成中的1种或2种以上：Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下，所述含量为质量％。
(4)上述(1)～(3)中任一项所述的热轧钢板，其中，除上述组成以外，还含有Ca：0.0005～0.0050％，所述含量为质量％。
(5)上述(1)～(4)中任一项所述的热轧钢板，其中，所述块状马氏体的尺寸最大为5.0μm以下、平均为0.5～3.0μm。
(6)上述(1)～(5)中任一项所述的热轧钢板，其中，所述表层的回火马氏体的平均粒径为3.0μm以下，最大粒径为4.0μm以下。
(7)一种热轧钢板的制造方法，该方法包括：对钢材实施热轧工序、冷却工序、卷取工序而制成热轧钢板，
其中，所述钢材具有如下组成：以质量％计，含有C：0.03～0.10％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.4～2.2％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、Nb：0.02～0.10％、Ti：0.001～0.030％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％，余量由Fe及不可避免的杂质构成；
所述热轧工序如下：将所述钢材加热到加热温度1050～1300℃，对该加热后的钢材实施粗轧，制成薄板坯，对该薄板坯实施在930℃以下的温度区域的累积压下率为50％以上的精轧，制成热轧钢板；
所述冷却工序如下：在精轧结束后立刻开始冷却，所述冷却包括一次冷却及二次冷却，
所述一次冷却为：以板厚中心部温度计，在750～600℃的温度区域以平均5～30℃/秒的冷却速度冷却，在600～450℃的温度区域的冷却停止温度时停止冷却，
所述二次冷却为：以板厚中心部温度计，以平均2℃/秒以下的冷却速度从所述一次冷却的冷却停止温度冷却至卷取温度，或者使其在所述一次冷却的冷却停止温度至卷取温度的温度区域滞留20秒钟以上，
并且，对所述一次冷却进行调整，使得以表面温度计在600～450℃的温度区域的平均冷却速度为100℃/秒以下，且冷却停止温度以表面温度计为(Ms相变点－20℃)以上；
所述卷取工序如下：以表面温度计在卷取温度450℃以上进行卷取。
(8)上述(7)所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述组成是以质量％计、由下述式(1)定义的Moeq满足1.4～2.2％的范围的组成，
Moeq(％)＝Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni‥‥(1)
(其中，Mn、Ni、Cr、Mo：各元素的含量(质量％))。
(9)上述(7)或(8)所述的热轧钢板的制造方法，其中，除上述组成以外，还含有选自下述组成中的1种或2种以上：Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下，所述含量为质量％。
(10)上述(7)～(9)中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，除上述组成以外，还含有Ca：0.0005～0.0050％，所述含量为质量％。
发明的效果
根据本发明，特别是可得到如下的低屈服比高强度热轧钢板，其可优选作为螺旋钢管用原材料，造管时的均匀变形能优异，造管后的强度降低较少，另外，造管后的管形状优异，与轧制方向成30度的方向的屈服强度为480MPa以上，板宽方向的拉伸强度为600MPa以上，夏比冲击试验的断口转变温度vTrs为-80℃以下，且屈服比为85％以下，低温韧性优异。而且，本发明的低屈服比高强度热轧钢板不用实施特别的热处理，可容易且廉价地制造。因此，本发明可在工业上发挥特别优异的效果。另外，根据本发明，还具有可廉价且容易地制造以卷筒铺管船法(リールバージ法)所铺设的管线管及要求抗震性的管线管用电缝钢管这样的效果。另外，如果将本发明的低屈服比高强度热轧钢板用作原材料，则还具有也能够制造成为抗震性优异的建筑用构件及港湾构件的高强度螺旋钢管桩这样的效果。另外，使用了这样的热轧钢板的螺旋钢管由于管长度方向的屈服比较低，因此，还具有也能够应用于高附加值的高强度钢管桩这样的效果。
附图说明
图1是示意地示出块状马氏体的生成与热轧后的冷却中的二次冷却的关系的说明图。
具体实施方式
首先，对本发明热轧钢板的组成限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，质量％就仅记为％。
C：0.03～0.10％
C以碳化物的形式析出，通过析出强化而有助于钢板的强度增加。其还是通过晶粒微细化也有助于钢板的韧性提高的元素。此外，C具有固溶于钢中使奥氏体稳定化，从而促进未变相奥氏体的形成的作用。为了得到这些效果，需要含有0.03％以上的C。另一方面，含有超过0.10％的C会使晶界上形成粗大的渗碳体的倾向增强，韧性降低。因此，C限定为0.03～0.10％的范围。需要说明的是，C优选为0.04～0.09％。
Si：0.01～0.50％
Si通过固溶强化而有助于钢板的强度增加。另外，通过形成硬质第二相(例如、马氏体)而有助于屈服比降低。为了得到这些效果，需要含有0.01％以上的Si。另一方面，含有超过0.50％的Si会使含有铁橄榄石的氧化铁皮的生成变得显著，钢板外观性状降低。因此，Si限定为0.01～0.50％的范围。需要说明的是，Si优选为0.20～0.40％。
Mn：1.4～2.2％
Mn固溶使钢的淬透性提高，从而促进马氏体的生成。另外，Mn是使贝氏体铁素体相变开始温度降低，并通过组织的微细化有助于钢板韧性的提高的元素。为了得到这些效果，需要含有1.4％以上的Mn。另一方面，含有超过2.2％的Mn会使焊接热影响部的韧性降低。因此，Mn限定为1.4～2.2％的范围。需要说明的是，从稳定生成块状马氏体这样的观点考虑，Mn优选为1.6～2.0％。
P：0.025％以下
P固溶而有助于钢板强度的增加，但同时使韧性降低。因此，在本发明中，优选P作为杂质尽可能地降低。但是，可允许至0.025％。P优选为0.015％以下。需要说明的是，由于过度降低P会使精炼成本急剧上升，因此优选为0.001％以上。
S：0.005％以下
S在钢中形成MnS等粗大的硫化物系夹杂物，产生板坯等的破裂。另外，使钢板的塑性降低。这样的现象在含有超过0.005％的S时变得显著。因此，S限定为0.005％以下。需要说明的是，S优选为0.004％以下。需要说明的是，S含量即使为零％也没问题，但过度降低S会使精炼成本急剧上升，因此优选为0.0001％以上。
Al：0.005～0.10％
Al作为脱氧剂起作用。另外，Al是对固定成为变形时效的原因的N有效的元素。为了得到这些效果，需要含有0.005％以上的Al。另一方面，含有超过0.10％的Al会使钢中氧化物增加而使母材及焊接部的韧性降低。另外，在加热炉中对板坯等钢材、钢板加热时，容易在表层形成氮化层，有可能造成屈服比的增加。因此，Al限定为0.005～0.10％的范围。需要说明的是，Al优选为0.08％以下。
Nb：0.02～0.10％
Nb固溶于钢中，或者以碳氮化物的形式析出，抑制奥氏体粒的粗大化，同时具有抑制奥氏体粒重结晶的作用，使奥氏体在未重结晶温度区域轧制成为可能。另外，Nb还是以碳化物或碳氮化物的形式微细地析出而有助于钢板的强度增加的元素。在热轧后的冷却中，在因热轧而引入的错位上以碳化物或碳氮化物的形式析出，作为γ→α相变的核起作用，促进贝氏体铁素体的粒内生成，有助于微细的块状的未相变奥氏体乃至微细的块状的马氏体的生成。为了得到这些效果，需要含有0.02％以上的Nb。另一方面，过量含有超过0.10％的Nb有可能使热轧时的变形阻力增大而难以热轧。另外，过量含有超过0.10％的Nb导致作为主相的贝氏体铁素体的屈服强度的增加，难以确保85％以下的屈服比。因此，Nb限定为0.02～0.10％的范围。需要说明的是，Nb优选为0.03～0.07％。
Ti：0.001～0.030％
Ti将N固定为氮化物，有助于防止板坯破裂。另外，Ti具有以碳化物的形式微细地析出而使钢板强度增加的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.001％以上的Ti。另一方面，如果大量含有超过0.030％的Ti，则使贝氏体铁素体相变点过度上升，钢板的韧性降低。因此，Ti限定为0.001～0.030％的范围。需要说明的是，Ti优选为0.005～0.025％。
Mo：0.01～0.50％
Mo具有如下作用：有助于提高淬透性，将贝氏体铁素体中的C引入未相变奥氏体中，通过提高未相变奥氏体的淬透性而促进马氏体形成。此外，Mo是固溶于钢中通过固溶强化而有助于钢板强度增加的元素。为了得到这些效果，需要含有0.01％以上的Mo。另一方面，含有超过0.50％的Mo会形成需要以上的马氏体，钢板的韧性降低。另外，Mo为高价的元素，大量含有导致材料成本急剧上升。由此，Mo限定为0.01～0.50％的范围。需要说明的是，Mo优选为0.10～0.40％。
Cr：0.01～0.50％
Cr具有使γ→α相变延缓，有助于提高淬透性，促进马氏体形成的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上的Cr。另一方面，含有超过0.50％的Cr会产生使焊接部多产生缺陷的倾向。因此，Cr限定为0.01～0.50％的范围。需要说明的是，Cr优选为0.20～0.45％。
Ni:0.01～0.50％
Ni有助于提高淬透性，促进马氏体形成。此外，还是有助于提高韧性的元素。为了得到这些效果，需要含有0.01％以上的Ni。另一方面，即使含有超过0.50％的Ni，其效果饱和，也无法期待与含量相称的效果，因此在经济上是不利的。因此，Ni限定为0.01～0.50％的范围。需要说明的是，Ni优选为0.30～0.45％。
上述的成分为基本成分，但在本发明中，优选在上述的含有范围内调整上述的成分，使得以下述式(1)定义的Moeq满足1.4～2.2％的范围，
Moeq(％)＝Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni‥‥(1)
(其中，Mn、Ni、Cr、Mo：各元素的含量(质量％))。
Moeq是表示经冷却工序后残留在钢板中的未相变奥氏体的淬透性的指标。Moeq低于1.4％时，未相变奥氏体的淬透性不足，在之后的卷取工序中相变为珍珠岩等。另一方面，如果Moeq超过2.2％，则生成需要以上的马氏体，韧性降低。因此，Moeq优选限定为1.4～2.2％的范围。如果Moeq为1.5％以上，则成为低屈服比，进而变形能提高。因此，更优选为1.5％以上。
在本发明中，可以在上述的成分范围内根据需要进一步含有选自Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下中的1种或2种以上、和/或Ca：0.0005～0.0050％作为选择元素。
选自Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下中的1种或2种以上
Cu、V、B均是有助于钢板高强度化的元素，可根据需要选择含有。
V、Cu通过固溶强化或析出强化而有助于钢板的高强度化。另外，B在晶界中偏析，通过提高淬透性而有助于钢板的高强度化。为了得到这样的效果，优选含有Cu：0.01％以上、V：0.01％以上、B：0.0001％以上。另一方面，含有Cu超过0.50％会使热加工性降低。含有V超过0.10％会使焊接性降低。含有B超过0.0005％会使钢板的韧性降低。因此，在含有的情况下，优选限定为Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下。
Ca：0.0005～0.0050％
Ca是使粗大的硫化物视为球状的硫化物而有助于控制硫化物形态的元素，可根据需要含有。为了得到这样的效果，优选含有Ca：0.0005％以上。另一方面，含有Ca超过0.0050％会使钢板的清洁度降低。因此，在含有的情况下，优选限定为Ca：0.0005～0.0050％的范围。
除了上述成分以外，余量由Fe及不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，可允许N：0.005％以下、O：0.005％以下、Mg：0.003％以下、Sn：0.005％以下。
接着，对本发明的低屈服比高强度热轧钢板的组织限定理由进行说明。
本发明的低屈服比高强度热轧钢板具有上述的组成，此外，板厚方向表面侧层(以下，也有时仅称为表层)和板厚方向内面侧层(以下，也有时仅称为内层)具有不同的组织。这里所说的“板厚方向表面侧层(表层)”是指在板厚方向距钢板表面背面深度小于2mm的区域。另外，“板厚方向内面侧层(内层)”是指在板厚方向从钢板表面背面向内侧深度2mm以上的区域。
板厚方向表面侧层(表层)具有如下的组织：由贝氏体铁素体相构成、或者由贝氏体铁素体相和回火马氏体相构成，且贝氏体铁素体相的板条间距为0.2～1.6μm。这里所说的“贝氏体铁素体”是具有位错密度较高的下部组织的相，其包含针状铁素体、acicular ferrite。需要说明的是，贝氏体铁素体中不含位错密度极低的多边形铁素体及伴有细小的亚晶粒等下部组织的准多边形铁素体。
通过形成这样的组织，可以具备优异的均匀变形能。管成形由于是弯曲变形，因此距离板厚中心的距离越远，板厚方向的加工变形越大，板厚越厚越显著，因此调整表层组织很重要。
另外，表层的贝氏体铁素体相的板条间距低于0.2μm时，位错密度较高，导致硬度过度上升，引起管成形时的形状不良及破裂，因此需要特别注意。另一方面，如果板条间距超过1.6μm，则位错密度降低，难以确保期望的高强度，另外，还会成为强度不均的原因。由此，将表层的贝氏体铁素体相的板条间距限定为0.2～1.6μm。需要说明的是，板条间距可以通过以后述实施例中记载的方法从正侧方观察板条来测定。
表层组织为贝氏体铁素体相为98％以上的实质上的单相组织，回火马氏体相优选以面积比例计为2％以下。含有超过2％的回火马氏体相会使表层部的截面硬度上升，与板厚内部相比，表层硬化，并且容易使显示硬度不均匀分布的情况变多。需要说明的是，回火马氏体的平均粒径优选为3.0μm以下。如果平均粒径超过3.0μm，则有时表层部的硬度产生不均匀。此外，回火马氏体的最大粒径优选为4.0μm以下。如果最大粒径超过4.0μm，则容易产生表层部硬度不均及对造管后的形状带来不良影响。因此，优选回火马氏体以最大粒径4.0μm以下的形式均匀分散。需要说明的是，上述组织可以通过在制造条件中将精轧中930℃以下的温度区域的累积压下率设为50％以上、并在精轧结束后的冷却工序中实施下述冷却而得到，所述冷却包括一次冷却和二次冷却，所述一次冷却是以板厚中心部温度计以平均5～30℃/秒的冷却速度在750～600℃的温度区域冷却，并在600～450℃温度区域的冷却停止温度停止冷却，所述二次冷却是以板厚中心部温度计以平均2℃/秒以下的冷却速度从上述一次冷却的冷却停止温度冷却至卷取温度，或者使其在上述一次冷却的冷却停止温度至卷取温度的温度区域滞留20秒钟以上，并且，对上述一次冷却进行调整，使得以表面温度计在600～450℃的温度区域的冷却速度为平均100℃/秒以下、且冷却停止温度以表面温度计为(Ms相变点－20℃)以上。另外，平均粒径及最大粒径可以通过后述实施例中记载的方法测定。另外，表层部组织是与以下所示的内层部组织不同的组织。
板厚方向内面侧层(内层)具有以贝氏体铁素体为主相、且包含主相和第二相的组织。这里，主相是指以面积比例计具有50％以上的占有面积的相。需要说明的是，为了确保所期望的高强度，优选在作为主相的贝氏体铁素体中析出微细的碳氮化物。
作为主相的贝氏体铁素体相具有板条间距为0.2～1.6μm的特征。板条间距低于0.2μm时，位错密度高，导致硬度过度上升，起因于形成于块状马氏体相周边的变形的可动位错无法充分地发挥作用，容易阻碍低屈服比。另一方面，如果板条间距超过1.6μm，则位错密度降低，难以确保所期望的高强度，也会成为强度不均的原因。因此，内层的贝氏体铁素体的板条间距限定为0.2～1.6μm。
需要说明的是，作为主相的贝氏体铁素体相优选具有10μm以下的平均粒径。由此，可减少韧性不均。如果贝氏体铁素体相的平均粒径超过10μm而变大，则细粒和粗粒混合存在，低温韧性容易发生变化。
内层中的第二相为以面积比例计1.4～15％的长宽比低于5.0的块状马氏体相。需要说明的是，本发明中所说的块状马氏体是在轧制后的冷却工序中在旧γ粒界或旧γ粒内由未相变奥氏体生成的马氏体。在本发明中，使这样的块状马氏体分散于旧γ粒界或作为主相的贝氏体铁素体粒与贝氏体铁素体粒之间。马氏体与主相相比较硬，可以在加工时在贝氏体铁素体中引入大量可动位错，从而可以使屈服行为成为连续屈服型。另外，马氏体具有比贝氏体铁素体更高的拉伸强度，因此可实现低屈服比。另外，通过使马氏体为长宽比低于5.0的块状马氏体，可以在周围的贝氏体铁素体中引入更多的可动位错，从而对提高变形能是有效的。马氏体的长宽比为5.0以上时，成为棒状马氏体(非块状马氏体)，无法实现所期望的低屈服比，但可以允许以面积比例计棒状马氏体相对于马氏体总量低于30％。块状马氏体优选以面积比例计为马氏体总量的70％以上。需要说明的是，长宽比可以通过后述实施例中记载的方法测定。
在内层中，以面积比例计分散1.4～15％的作为第二相的块状马氏体相。块状马氏体以面积比例计低于1.4％时，难以确保所期望的低屈服比。另一方面，如果块状马氏体以面积比例计超过15％而变多，则低温韧性明显降低。因此，块状马氏体限定为1.4～15％的范围。另外，优选为10％以下。需要说明的是，面积比例可以通过后述实施例中记载的方法测定。另外，块状马氏体的尺寸优选最大为5.0μm以下、平均为0.5～3.0μm。如果块状马氏体的平均尺寸粗大化至超过3.0μm，则容易成为脆性破坏的起点，或者容易促进龟裂的传播，因此低温韧性降低。另外，平均尺寸低于0.5μm时，粒子过细而使可动位错向周边的贝氏体铁素体中的引入量减少。另外，如果最大超过5.0μm，则韧性降低。因此，块状马氏体的尺寸优选最大为5.0μm以下、平均为0.5～3.0μm。需要说明的是，对尺寸而言，将长边长度和短边长度之和的1/2作为“直径”。而且，将其中的最大者设为块状马氏体尺寸的“最大”，将对所得到的各粒子的“直径”进行算术平均而得到的值设为块状马氏体尺寸的“平均”。需要说明的是，待测定的马氏体设为100个以上。
需要说明的是，上述组织可以通过在制造条件中将精轧中930℃以下的温度区域的累积压下率设为50％以上、并在精轧结束后的冷却工序中进行如下的冷却而得到，所述冷却包括一次冷却和二次冷却，所述一次冷却是以板厚中心部温度计以平均5～30℃/秒的冷却速度在750～600℃的温度区域冷却，并在600～450℃温度区域的冷却停止温度停止冷却，所述二次冷却是以板厚中心部温度计以平均2℃/秒以下的冷却速度从上述一次冷却的冷却停止温度冷却至卷取温度，或者使其在上述一次冷却的冷却停止温度至卷取温度的温度区域滞留20秒钟以上，并且，对上述一次冷却进行调整，使得以表面温度计在600～450℃的温度区域的冷却速度为平均100℃/秒以下、且冷却停止温度以表面温度计为(Ms相变点－20℃)以上。
接着，对本发明的低屈服比高强度热轧钢板的优选制造方法进行说明。
在本发明中，对具有上述组成的钢材实施热轧工序、冷却工序、卷取工序而制成热轧钢板。
需要说明的是，使用的钢材的制造方法没有特别限定，优选使用转炉、电炉等通常公知的熔炼方法进行熔炼，通过连续铸造法等通常公知的熔炼方法将上述组成的钢水制成板坯等钢材。
对所得到的钢材实施热轧工序。
热轧工序为如下工序：将具有上述组成的钢材加热到加热温度1050～1300℃，实施粗轧，制成薄板坯，然后对该薄板坯实施在930℃以下的温度区域的累积压下率为50％以上的精轧，制成热轧钢板。
加热温度：1050～1300℃
如上所述，本发明中使用的钢材必须含有Nb、Ti。为了通过析出强化来确保所期望的高强度，需要使它们的粗大的碳化物、氮化物等暂时熔解，然后使其微细析出。因此，钢材的加热温度设为1050℃以上。低于1050℃时，各元素未固溶，无法得到所期望的钢板强度。另一方面，如果超过1300℃而达到高温，则产生晶粒的粗大化，钢板韧性降低。因此，钢材的加热温度限定为1050～1300℃。
被加热到上述加热温度的钢材实施粗轧而制成薄板坯。粗轧的条件没有特别限定，只要是能够确保所期望的尺寸形状的薄板坯的条件即可。
所得到的薄板坯接下来进行精轧，制成所期望的尺寸形状的热轧钢板。精轧是在930℃以下的温度区域的累积压下率为50％以上的轧制。
在930℃以下的温度区域的累积压下率：50％以上
为了内层组织中的贝氏体铁素体的微细化及块状马氏体的微细分散，将在930℃以下的温度区域的累积压下率设为50％以上。在930℃以下的温度区域的累积压下率低于50％时，压下量不足，无法使内层组织中作为主相的贝氏体铁素体变得微细。另外，成为促进生成γ→α相变的核的NbC等的析出位置的位错不充分，贝氏体铁素体的粒内生成不足，无法使用于形成块状马氏体的块状且未相变γ微细且多数分散而残留。因此，将精轧中在930℃以下的温度区域的累积压下率限定为50％以上。需要说明的是，优选累积压下率为80％以下。即使压下率超过80％而增大，其效果达到饱和，而且分离的产生也变明显，有时导致夏比冲击试验的吸收能降低。
需要说明的是，从钢板韧性、钢板强度、轧制负荷等观点考虑，精轧的轧制结束温度优选为850～760℃。如果精轧的轧制结束温度超过850℃而达到高温，则为了使在930℃以下的温度区域的累积压下率为50％以上，需要增大每一道次的压下量，有时会导致轧制负载的增加。另一方面，如果温度低于760℃的低温，则轧制中生成铁素体，导致组织、析出物的粗大化，有时使低温韧性、强度降低。
所得到的热轧钢板接下来实施冷却工序。
冷却工序是在精轧结束后立刻、优选在15秒钟以内开始冷却，依次实施一次冷却和二次冷却。
在一次冷却中，以板厚中心部温度计以平均5～30℃/秒的冷却速度在750～600℃的温度区域冷却，并在600～450℃温度区域的冷却停止温度停止冷却。
一次冷却的冷却速度以板厚中心部温度计以平均5～30℃/秒的冷却速度在750～600℃的温度区域进行冷却。冷却速度平均低于5℃/秒时，形成多边形铁素体主体的组织，难以确保所期望的以贝氏体铁素体为主相的组织，板条间距也增大。另一方面，如果采用平均冷却速度超过30℃/秒的骤冷，则合金元素向未相变奥氏体中的浓缩不充分，无法在之后的冷却中对期望量的块状马氏体进行微细分散，难以确保所期望的优异的低温韧性。由于上述原因，对于一次冷却而言，以板厚中心部温度计，将作为多边形铁素体的生成温度区域的750～600℃温度区域的平均冷却速度限定为5～30℃/秒。另外，优选为5～25℃/秒。需要说明的是，板厚中心部的温度可以基于钢板的表面温度、冷却水的水温及水量等通过传热计算等求出。
一次冷却的冷却停止温度以板厚中心部温度计设为600～450℃的温度区域的温度。冷却停止温度为高于600℃的高温时，难以确保所期望的以贝氏体铁素体为主相的组织。另一方面，冷却停止温度低于450℃时，未变相γ基本完成相变，无法确保期望量的块状马氏体。由于以上原因，一次冷却的冷却停止温度以板厚中心部温度计设为600～450℃的温度区域的温度。
需要说明的是，一次冷却为如下的冷却：除了上述的在板厚中心部的控制以外，使得以表面温度计在600～450℃(贝氏体相变点以下)的温度区域的冷却速度平均为100℃/秒以下，且冷却停止温度以表面温度计为(Ms相变点-20℃)以上。
如果以表面温度计在600～450℃(贝氏体相变点以下)的温度区域以平均冷却速度超过100℃/秒进行骤冷，则与内层相比，表层硬化，显示不均匀分布的情况变多，产生管特性的不均。因此，在一次冷却中，限定了调整冷却使得以表面温度计的冷却速度平均为100℃/秒以下。由此，可以防止表面硬度的不均匀上升，可以制成造管时均匀变形、造管后具有优异的管形状的钢管。另外，优选为90℃/秒以下。
需要说明的是，一次冷却的冷却速度规定了以表面温度计在600～450℃的温度区间的平均冷却速度，连续冷却时控制在100℃/秒以下，或者通过进行包含短时间的间歇的冷却而将平均冷却速度调整为100℃/秒以下。通常在冷却装置中设置有多个冷却喷嘴，并将多个冷却喷嘴捆扎而制成冷却床，可以通过调整所使用的冷却床来连续地冷却，另外，也可以在夹有自然冷却来间歇地进行冷却。
另外，在一次冷却中，如果以表面温度计冷却停止温度降低至低于(Ms点－20℃)，则表层成为马氏体单相组织，然后，回火而形成回火马氏体单相组织，屈服比提高。因此，在一次冷却中，限定为调整冷却使得冷却停止温度以表面温度计为(Ms点－20℃)以上。优选冷却停止温度以表面温度计为Ms点以上。需要说明的是，可以通过例如迅速形成钢板内部的板厚方向温度梯度，然后控制表层的冷却速度而分别将钢板的表层和板厚中心部的冷却速度控制在给定范围内。
一次冷却结束后，进一步实施如下的二次冷却：以板厚中心部温度计以平均2℃/秒以下的冷却速度从一次冷却的冷却停止温度冷却至卷取温度，或者使其在上述一次冷却的冷却停止温度至卷取温度的温度区域滞留20秒钟以上。
在二次冷却中，将一次冷却的冷却停止温度至卷取温度的温度区域的冷却设为以板厚中心温度计如图1示意性地示出的缓慢冷却。通过将该温度区域采用缓慢冷却，C等合金元素进一步扩散到未相变γ中，未相变γ稳定化而容易通过之后的冷却而生成块状马氏体。这样的缓慢冷却为如下的冷却：以板厚中心部温度计以平均2℃/秒以下、优选以1.5℃/秒以下的冷却速度从上述的一次冷却的冷却停止温度冷却至卷取温度，或者使其在上述的一次冷却的冷却停止温度至卷取温度的温度区域滞留20秒钟以上。
若以超过2℃/秒的冷却速度从一次冷却的冷却停止温度冷却至卷取温度，则C等合金元素无法充分地扩散到未相变γ中，未相变γ的稳定化不充分，如图1中以虚线表示的冷却，以未相变γ残留在贝氏体铁素体间的形式成为棒状，难以生成期望的块状马氏体。
需要说明的是，该二次冷却优选在输出辊道的后段停止注水来进行。对于板厚较薄的钢板而言，为了确保所期望的冷却条件，优选通过完全除去残留在钢板上的冷却水、设置保温盖等来进行调整。此外，为了确保在上述的温度区域滞留20秒钟以上的时间，优选对输送速度进行调整。
二次冷却后，热轧钢板实施卷取工序。
卷取工序是以表面温度计在卷取温度450℃以上进行卷取的工序。
卷取温度低于450℃时，无法实现所期望的低屈服比化。因此，卷取温度限定为450℃以上。通过采用上述的工序，可以在铁素体和奥氏体共存的温度区域滞留给定时间以上。
将利用上述制造方法制造的热轧钢板作为造管原料，经过通常的造管工序而制成螺旋钢管、电缝钢管。造管工序没有特别限定，通常的工序均可应用。
下面，基于实施例对本发明进一步详细地进行说明。
实施例
在转炉中将表1所示组成的钢水熔炼，以连续铸造法制成了钢材(板坯：厚度220mm)。接着，将这些钢材加热到表2及表5所示的加热温度，进行粗轧，制成薄板坯，然后，对该薄板坯实施了在表2及表5所示条件下进行精轧而制成热轧钢板(板厚：8～25mm)的热轧工序。
精轧结束后，立刻在表2及表5所示的时间内对所得到的热轧钢板开始冷却，实施了冷却工序。冷却工序为由一次冷却和二次冷却构成的冷却。一次冷却如下：利用表2及表5所示的以板厚中心部温度计的平均冷却速度冷却至表2及表5所示的以板厚中心部温度计的冷却停止温度。需要说明的是，在一次冷却中，调整多个冷却床以表2及表5所示的750～600℃的温度区域(以表面温度计)的平均冷却速度来进行冷却，使得表层部达到表2及表5所示的冷却停止温度(以表面温度计)。
一次冷却后，在表2及表5所示条件下进行了二次冷却。在二次冷却中，在表2及表5所示的条件下由表2及表5所示的一次冷却的冷却停止温度冷却至表2及表5所示的卷取温度。
二次冷却后，对热轧钢板实施了在表2及表5所示的卷取温度下卷成线圈状、并进行自然冷却的卷取工序。
由所得到的热轧钢板采取试验片，实施了组织观察、拉伸试验、冲击试验。试验方法如下。
(1)组织观察
由所得到的热轧钢板采取了组织观察用试验片，使得轧制方向截面(L截面)为观察面。对试验片进行抛光，进行硝酸乙醇腐蚀，使用光学显微镜(倍率：500倍)或扫描型电子显微镜(倍率：2000倍)进行组织观察、拍摄。使用图像分析装置由所得到的组织照片对组织的种类、各相的组织比例(面积比例)、平均粒径进行了测定。需要说明的是，组织的观察位置为表层(距钢板表面1.5mm的位置)、板厚中心部。
需要说明的是，贝氏体铁素体的平均粒径、回火马氏体的平均粒径、最大粒径依据JIS G 0552以切断法求出。另外，马氏体粒子的长宽比以各粒子中的长度方向即粒径最大的方向的长度(长边)和与其垂直的方向的长度(短边)之比、(长边)/(短边)计算。将长宽比低于5.0的马氏体粒子定义为块状马氏体，长宽比为5.0以上的马氏体称为“棒状”马氏体。另外，对于块状马氏体的尺寸而言，将块状马氏体各粒子的长边长度和短边长度之和的1/2设为直径，对所得到的各粒子的直径进行算术平均，作为钢板中的块状马氏体的平均尺寸。需要说明的是，将块状马氏体各粒子的直径中最大的值设为块状马氏体的尺寸的最大值。测得的马氏体粒子设为100个以上。
另外，由所得到的热轧钢板采取薄膜用试验片，通过磨削、机械抛光、电解抛光等制成薄膜试验片，以透射型电子显微镜(倍率：20000倍)进行组织观察，测定了贝氏体铁素体的板条间距。观察的视野数为3个以上。需要说明的是，板条间距的测定如下：对板条沿垂直方向画直线段，求出板条间的直线段长度，将其平均值作为板条间距。需要说明的是，薄膜用试验片的采取位置为表层(距钢板表面1.5mm的位置)、板厚中心部。
(2)拉伸试验
分别以拉伸方向与轧制方向为直角方向(板宽方向)、以及拉伸方向与轧制方向成30度的方向的方式从所得到的热轧钢板中采取拉伸试验片(API-5L所规定的全厚试验片：GL50mm、宽38.1mm)，依据ASTM A 370的规定实施拉伸试验，求出了拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS)。
(3)冲击试验
以试验片长度方向与轧制方向为直角方向的方式从所得到的热轧钢板中采取V凹口试验片，依据ASTMA 370的规定实施夏比冲击试验，求出了断口转变温度vTrs(℃)。
所得到的结果示于表3、表4、表6及表7。
接着，将所得到的热轧钢板作为管原料，通过螺旋造管工序制造了螺旋钢管(外径：φ1067mm)。以拉伸方向为管周方向的方式由所得到的钢管采取拉伸试验片(API所设定的试验片)，依据ASTMA 370的规定实施拉伸试验，测定了拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS)。由所得到的结果计算出ΔYS(＝钢管YS－钢板30°YS)，对造管导致的强度降低的程度进行了评价。从管强度稳定性的观点考虑，ΔYS的大小优选为-10～90MPa。在ΔYS小于-10MPa(钢管的YS比钢板30°YS小超过10MPa)的情况下，由于造管后的YS降低量较大，故不优选。在ΔYS超过90MPa较大的情况下，由于容易产生造管变形导致的强度变化，故不优选。
所得到的结果一并示于表4及表7。
[表4]
*1)与轧制方向成30°的方向的屈服强度
*2)ΔYS＝钢管YS-钢板30°YS
本发明例均未实施特别的热处理而形成了低屈服比高强度高韧性热轧钢板，其与轧制方向成30度的方向的屈服强度为480MPa以上、板宽方向的拉伸强度为600MPa以上、断口转变温度vTrs为-80℃以下、且屈服比为85％以下。另一方面，对于偏离本发明的范围的比较例而言，或者屈服应力不足，或者拉伸应力降低，或者低温韧性降低，或者无法确保低屈服比，均未得到具有期望特性的热轧钢板。
另外，本发明例的热轧钢板在造管而成为钢管之后，造管导致的强度降低也都较少，作为螺旋钢管或电缝钢管用原料是优选的。
需要说明的是，钢板No.27虽然满足与轧制方向成30°的方向的YS为480MPa以上、板厚方向的TS为600MPa以上、vTrs为-80℃以下、且屈服比为85％以下，但表层的回火马氏体的含量超过2％，造管后的ΔYS大于90MPa。

Claims (10)

1.一种热轧钢板，其具有如下的组成：
以质量％计，含有C：0.03～0.10％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.4～2.2％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、Nb：0.02～0.10％、Ti：0.001～0.030％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
并且，所述热轧钢板具有如下的组织：
表层由贝氏体铁素体相构成、或者由贝氏体铁素体相和回火马氏体相构成，所述贝氏体铁素体相的板条间距为0.2～1.6μm，
内层以贝氏体铁素体相为主相，且以面积比例计含有1.4～15％的长宽比低于5.0的块状马氏体作为第二相，所述内层的所述贝氏体铁素体相的板条间距为0.2～1.6μm。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，所述组成是以质量％计、由下述式(1)定义的Moeq满足1.4～2.2％的范围的组成，
Moeq(％)＝Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni‥‥(1)
其中，Mn、Ni、Cr、Mo：各元素的含量(质量％)。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，除上述组成以外，还含有选自下述组成中的1种或2种以上：Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下，所述含量为质量％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板，其中，除上述组成以外，还含有Ca：0.0005～0.0050％，所述含量为质量％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的热轧钢板，其中，所述块状马氏体的尺寸最大为5.0μm以下、平均为0.5～3.0μm。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的热轧钢板，其中，所述表层的回火马氏体的平均粒径为3.0μm以下、最大粒径为4.0μm以下。
7.一种热轧钢板的制造方法，该方法包括：对钢材实施热轧工序、冷却工序、卷取工序而制成热轧钢板，
其中，所述钢材具有如下组成：以质量％计，含有C：0.03～0.10％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.4～2.2％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、Nb：0.02～0.10％、Ti：0.001～0.030％、Mo：0.01～0.50％、Cr：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％，余量由Fe及不可避免的杂质构成；
所述热轧工序如下：将所述钢材加热到加热温度1050～1300℃，对该加热后的钢材实施粗轧，制成薄板坯，对该薄板坯实施在930℃以下的温度区域的累积压下率为50％以上的精轧，制成热轧钢板；
所述冷却工序如下：在精轧结束后立刻开始冷却，所述冷却包括一次冷却及二次冷却，
所述一次冷却为：以板厚中心部温度计，在750～600℃的温度区域以平均5～30℃/秒的冷却速度冷却，在600～450℃的温度区域的冷却停止温度时停止冷却，
所述二次冷却为：以板厚中心部温度计，以平均2℃/秒以下的冷却速度从所述一次冷却的冷却停止温度冷却至卷取温度，或者使其在所述一次冷却的冷却停止温度至卷取温度的温度区域滞留20秒钟以上，
并且，对所述一次冷却进行调整，使得以表面温度计在600～450℃的温度区域的平均冷却速度为100℃/秒以下，且冷却停止温度以表面温度计为(Ms相变点－20℃)以上；
所述卷取工序如下：以表面温度计在卷取温度450℃以上进行卷取。
8.根据权利要求7所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述组成是以质量％计、由下述式(1)定义的Moeq满足1.4～2.2％的范围的组成，
Moeq(％)＝Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni‥‥(1)
其中，Mn、Ni、Cr、Mo：各元素的含量(质量％)。
9.根据权利要求7或8所述的热轧钢板的制造方法，其中，除上述组成以外，还含有选自下述组成中的1种或2种以上：Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下，所述含量为质量％。
10.根据权利要求7～9中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，除上述组成以外，还含有Ca：0.0005～0.0050％，所述含量为质量％。
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