CN105121684B

CN105121684B - 热轧钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN105121684B
Application number: CN201480019788.9A
Authority: CN
Inventors: 柴田友彰; 后藤聪太
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2013-04-04
Filing date: 2014-03-20
Publication date: 2017-03-15
Anticipated expiration: 2034-03-20
Also published as: EP2949772A4; CN105121684A; JPWO2014162680A1; EP2949772B1; BR112015023632A2; KR101728789B1; WO2014162680A1; KR20150122779A; EP2949772A1; US10287661B2; BR112015023632B1; JP5679091B1; US20160017466A1

Abstract

本发明提供一种适用于X80级电缝钢管用原料或X80级螺旋钢管用原料的强度、韧性以及伸展特性优异的热轧钢板及其制造方法。一种热轧钢板，通过形成为如下构成的组成，即以质量％计含有C：0.04％～0.15％、Si：0.01％～0.55％、Mn：1.0％～3.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.003％～0.1％、N：0.006％以下、Nb：0.035％～0.1％，V：0.001％～0.1％、Ti：0.001％～0.1％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并且形成如下组织，即析出Nb量相对于总Nb量的比例为35％～80％，在板厚表层1.0mm位置板条间隔0.2μm～1.6μm的回火马氏体和/或回火贝氏体的体积分率为95％以上，在板厚中央位置板条间隔0.2μm～1.6μm的铁素体的体积分率为95％以上，从而具有高强度且韧性、延展性也优异。

Description

热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及具有高强度且低温韧性和延展性也优异de热轧钢板及其制造方法，所述热轧钢板适用于管线(pipe line)、油井管(Oil Country Tubular Goods)、土木·建筑(civil engineering and construction)用等中使用的钢管的原料、特别适用于API(American Petroleum Institute)规格X80级钢管的原料。

本申请基于2013年4月4日在日本申请的日本特愿2013-078395号主张优先权，并在此援引其内容。

背景技术

近年来，由于对能源需要增高，所以为了提高天然气(natural gas)、油的输送效率，对于管线管而言，正逐步使用能够耐受高压操作(high-pressure operation)的高强度、大径及厚壁的钢管(heavy wall steel pipe)。针对该要求，以往以来主要使用以厚板为原料的UOE钢管。但是，最近，为了降低管线的施工成本、解决UOE钢管的供给能力不足等，并且对钢管的降低原料成本的要求也强烈，所以开始逐渐使用与UOE钢管相比生产率高且更价廉的、以热轧钢板为原料的电缝钢管(electric resistance welded steel pipe ortube)、螺旋钢管(spiral steel pipe)。

在此，由于管线大多铺设在例如天然气的埋藏量丰富的寒冷地区(cold weatherregion)，因此对于管线管材料用钢板而言，当然要要求高强度，而且还要求低温韧性(low-temperature toughness)优异。另外，电缝钢管或螺旋钢管以往被广泛用于汽车用部件(automotive member)、钢管桩(steel pipe pile)等，并且通常以板厚较薄的热轧钢板为原料。然而，要求厚壁的钢管的情况下，必须使用与以往相比板厚更厚的热轧钢板作为原料。将板厚更厚的钢板制造成管的情况下，特别是对于钢板的板厚表层域的加工条件严苛并且长距离铺设的管线管而言，有可能受到地震等的地壳变动(crustal change)引起的强制变形的可能性，所以作为管线管原料的热轧钢板，不仅要求所希望的强度和低温韧性，还必须兼具能够耐受上述那样的加工和变形的总厚度的伸展特性。

在这样的状况下，目前关于管线管用的热轧原料提出了各种技术。

例如专利文献1中提出了如下技术，即，提出了一种高强度电缝管用热轧钢带，通过将热轧钢带形成为如下构成的组成，即以质量％计含有C：0.005～0.04％、Si：0.05～0.3％、Mn：0.5～2.0％、Al：0.001～0.1％、Nb：0.001～0.1％、V：0.001～0.1％、Ti：0.001～0.1％、P：0.03％以下、S：0.005％以下以及N：0.006％以下，并且含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下以及Mo：0.5％以下中的一种或二种以上，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，满足由式Pcm＝[％C]+[％Si]/30+([％Mn]+[％Cu])/20+[％Ni]/60+[％Mo]/7+[％V]/10表示的Pcm为0.17以下的组成，通过使热轧钢带的组织形成为在总组织中作为主相的贝氏体铁素体(bainitic ferrite)所占的比例为95vol％以上的组织，从而使低温韧性和焊接性(weldability)优异。

专利文献2中提出了如下技术，即，一种厚壁高张力热轧钢板，通过将热轧钢板的组成形成为如下构成的组成，即以质量％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％、Ti：0.001～0.05％、并且以使C、Ti、Nb满足([％Ti]+([％Nb]/2))/[％C]＜4，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，热轧钢板的组织形成为位于从钢板表面向板厚方向1mm的位置的作为主相的铁素体相的平均晶粒径与位于钢板的板厚中央位置的作为主相的铁素体相的平均晶粒径的差ΔD为2μm以下，并且位于从钢板表面向板厚方向1mm的位置的第二相的组织分率(体积％)与位于钢板的板厚中央位置的第二相的组织分率(体积％)的差ΔV为2％以下，位于从钢板表面向板厚方向1mm的位置的贝氏体相(bainite phase)或回火马氏体相(tempered martensite phase)的最小板条间隔(minimum lath interval)为0.1μm以上，由此形成低温韧性和板厚方向的材质均匀性优异的厚壁高张力热轧钢板。

专利文献3提出了如下技术，即，一种热轧钢板，通过将热轧钢板的组成形成为如下构成的组成，即以质量％计含有C：0.03～0.06％、Si：1.0％以下、Mn：1～2％、Al：0.1％以下、Nb：0.05～0.08％、V：0.05～0.15％、Mo：0.10～0.30％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并且将热轧钢板的组织形成为贝氏体相单相，且在该贝氏体相中Nb和V的碳氮化合物以Nb和V的总计量换算计分散0.06％以上而成，由此形成兼具拉伸强度TS：760MPa以上的强度和断裂转变温度(fracture transition temperature)vTrs：-100℃以下的韧性的热轧钢板。

另外，关于涉及与热轧钢板不同的厚钢板的技术，在专利文献4中提出了如下技术：通过将钢板的组成形成为如下构成的组成，即以质量％计含有C：0.06～0.12％、Si：0.01～1.0％、Mn：1.2～3.0％、P：0.015％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、Nb：0.005～0.07％、Ti：0.005～0.025％、N：0.010％以下、O：0.005％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并且将钢板的组织形成为由贝氏体和岛状马氏体(M-A Constituent)2相组织构成，该岛状马氏体的面积分率为3～20％并且当量圆直径为3.0μm以下，由此能够形成显示低屈强比且优异的均匀的伸展特性的高强度钢板。

此外，专利文献5中提出了如下技术，即一种制造厚壁高张力热轧钢板的方法，对热轧钢板实施由一次加速冷却和二次加速冷却构成的加速冷却，一次加速冷却如下进行：进行板厚中心位置的平均冷却速度为10℃/s以上、并且板厚中心位置的平均冷却速度与从钢板表面向板厚方向1mm的位置的平均冷却速度的冷却速度差小于80℃/s的冷却，直至从钢板表面向板厚方向1mm的位置的温度成为650℃以下500℃以上的温度域的温度的一次冷却停止温度。上述二次加速冷却如下进行：进行板厚中心位置的平均冷却速度为10℃/s以上、且板厚中心位置的平均冷却速度与从钢板表面向板厚方向1mm的位置的平均冷却速度的冷却速度差为80℃/s以上的冷却，直至板厚中心位置的温度为BFS(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR(CR：冷却速度(℃/s))以下的二次冷却停止温度。在该二次加速冷却后，以板厚中心位置的温度为BFS0(℃)＝770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni以下的卷绕温度进行卷绕，由此制造强度·延展性平衡优异的厚壁高张力热轧钢板，所述热轧钢板的钢原料组成如下构成，即以质量％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％、Ti：0.001～0.05％，并且C、Ti、Nb满足([％Ti]+([％Nb]/2))/[％C]＜4，剩余部分为Fe和不可避免的杂质构成，对如此构成的钢原料实施由粗轧和精轧构成的热轧来形成热轧钢板。

先行技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开2004-315957号公报

专利文献2:日本特开2010-196157号公报

专利文献3:日本特开2011-17061号公报

专利文献4:日本特开2011-94230号公报

专利文献5:日本特开2010-196163号公报

发明内容

然而，在上述的现有技术中，均很难得到适合作为管线管用原料的热轧钢板，即具有高强度且低温韧性也优异而且兼具可耐受造管时的严苛加工条件和因铺设后的地壳变动等所致的强制的变形的充分的延展性的厚壁热轧钢板。

在利文献1中提出的技术中，如其实施例所示，由于将热轧结束后的冷却速度控制为20℃/s以下来形成所希望的热轧钢带组织(作为主相的贝氏体铁素体所占的比例为95vol％以上的组织)，所以有如下问题，即，容易引起贝氏体铁素体中的板条的粗大化，强度(特别是拉伸强度)容易降低。另外，在专利文献1中提出的技术中，为了确保淬透性，需要添加Cu、Ni、Mo中任一种的1种以上。然而，这些元素为稀有元素，会妨碍以后的稳定生产，所以不优选作为必要元素。

在专利文献2中提出的技术中，为了形成所希望的热轧钢板组织，在热轧结束后，需要实施如下冷却：以从钢板表面向板厚方向1mm的位置的平均冷却速度为100℃/s以上、并且板厚中央位置的平均冷却速度为10℃/s以上的冷却。这样，在提高板表面附近的冷却速度的技术中，特别是如果板厚变厚，则板表面的冷却速度变得过快，作为结果，表层硬度变得过高，存在总厚度下的伸展性降低之类的问题。

如上述所述，作为管线管用材料，强度、低温韧性以及总厚度的伸展特性尤为重要。然而，厚壁热轧钢板的情况下，若想在热轧结束后，使板厚中央位置确保规定的冷却速度，则在板厚表层域的冷却速度将会极端增大。其结果，板厚表层域的高硬度化显著，随之总厚度下的伸展特性降低。总厚度下的伸展特性劣化的问题，尤其是随着近年来高强度化的进行而显著化，如此地在总厚度下的伸展特性降低，则造管加工变得极其困难。另外，作为管线管进行施工的情况下，因地震等引起的强制变形而有可能导致重大事故。

对于在专利文献3中提出的技术，为了形成所希望的热轧钢板组织，在热轧结束后，需要在板厚中央以20℃/s以上的平均冷却速度冷却至550～650℃的温度域。特别是专利文献3中提出的技术是以TS：760MPa以上这样的非常高的强度的热轧钢板为对象的技术，所以在板厚增厚的情况下，尤其容易引起在板表层域的硬度上升，总厚度下的伸展特性劣化的问题。

针对这样的问题，在专利文献4中提出的技术中，通过形成在贝氏体相中使岛状马氏体均匀微细分散而成的组织，可确保高强度钢板的均匀伸展特性(uniform elongationproperty)。然而，在专利文献4中提出的技术中，需要含有3％以上的岛状马氏体，有容易引起韧性(特别是DWTT特性(drop weight tear test property))劣化的问题。另外，为了确保上述组织，其特征在于，在进行热轧后，进行冷却使钢板的平均温度直至500～680℃，其后立即进行再加热直至550℃以上且冷却开始温度以下。然而，为了使钢板的平均温度上升，实质上还存在需要再加热设备等配设且制造工序变复杂之类的问题。

另外，在专利文献5中提出的技术中，在热轧结束后的冷却过程中，通过使板厚中心位置的平均冷却速度与从钢板表面向板厚方向1mm的位置的平均冷却速度的冷却速度差小于80℃/s，从而确保厚壁高张力热轧钢板的强度·延展性平衡。然而，作为管线管、油井管及土木建筑用原料需求高的、板厚1英寸(25.4mm)以上的厚壁材中，为了将板厚中心位置的平均冷却速度与从钢板表面向板厚方向1mm的位置的平均冷却速度的冷却速度差控制为小于80℃/s并且冷却至规定的温度，存在如下问题：需要大量配置冷却罐(cooling banks)或者延缓钢板的搬运速度(transportation velocity)而延长冷却时间，所以，生产率降低，需要增设新的设备。

本发明是为了解决现有技术存在的上述问题而完成的，其目的在于提供一种适用于X80级电缝钢管用原料或X80级螺旋钢管用原料的强度、韧性及总厚度下的伸展特性优异的热轧钢板及其制造方法。

本发明人等，关于例如板厚为12mm以上的厚壁热轧钢板，对尽量不添加Cu、Ni、Mo等稀有元素就能确保高强度、高韧性，同时提高总厚度下的伸展特性的手段进行了深入研究。

首先，本发明人等对如下手段进行了研究：着眼于韧性和延展性优异的铁素体、回火马氏体及回火贝氏体，以这些组织为热轧钢板的主相，从而不添加Cu、Ni、Mo等强化元素就能确保热轧钢板强度。

其结果，有如下见解：铁素体也存在具有板条结构(lath structure)的铁素体，这样的具有板条结构的铁素体显现以板条间隔为支配因素的相变强化(transformationstrengthening)。

铁素体的板条结构无法通过光学显微镜(optical microscope)观察，可以通过透射式电子显微镜(transmission electron microscope)(TEM)或者扫描式电子显微镜(scanning electron microscope)(SEM)进行组织观察(倍率：5000～20000倍)来确认。应予说明，这样的板条结构在针尖状铁素体(acicular ferrite)和贝氏体铁素体(bainiticferrite)等中能观察到，而在多边形铁素体(polygonal ferrite)中观察不到。

形成以具有如上板条结构的铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体为主相的热轧钢板的情况下，板条结构的板条间隔越窄，热轧钢板强度越上升。另一方面，如果板条间隔极端变窄，则热轧钢板的低温韧性、伸展特性劣化。因此，如果仅使具有板条结构的铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体的板条间隔变窄，则很难在维持高韧性和优异的伸展特性的同时实现热轧钢板的高强度化。

因此，本发明人等对在不使具有板条结构的铁素体、回火马氏体及回火贝氏体的板条间隔极端变窄的情况下，确保所希望的热轧钢板强度的手段进行研究。其结果，发现了如下见解：不仅利用上述的相变强化还利用析出强化(precipitation strengthening)，兼用析出强化和相变强化是极有效的手段。而且，进一步研究的结果，有如下见解：将析出强化的支配因素(controlling factor)设为主要依赖Nb的析出，并且通过调整具有板条结构的铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体的板条间隔和Nb析出比例，能够得到具有所希望的强度并且低温韧性和延展性也优异的高强度热轧钢板。

进而，本发明人等有如下见解，即，在对具有规定的组成的连续铸造铸片实施热轧来制造热轧钢板时，通过规定铸片的冷却·再加热条件、精轧条件，进而在精轧结束后的冷却过程中，规定板厚中央位置的冷却速度，并且规定板厚表层的冷却·再热条件，从而能够制造如上述那样具有所希望的板条间隔和Nb析出比例的热轧钢板。

本发明基于以上见解而完成，其主旨如下。

[1]一种高韧性高延展性高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成，即，以质量％计含有C：0.04％～0.15％、Si：0.01％～0.55％、Mn：1.0％～3.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.003％～0.1％、N：0.006％以下、Nb：0.035％～0.1％、V：0.001％～0.1％、Ti：0.001％～0.1％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并具有如下组织，即，相对于总Nb量的析出Nb的比例为35％～80％，在板厚表层1.0mm位置，板条间隔0.2μm～1.6μm的回火马氏体和/或回火贝氏体的体积分率为95％以上，在板厚中央位置，板条间隔0.2μm～1.6μm的铁素体的体积分率为95％以上。

[2]根据上述[1]中记载的高韧性高延展性高强度热轧钢板，其特征在于，上述组成满足下述式(1)和式(2)。

Pcm＝[％C]+[％Si]/30+([％Mn]+[％Cu]+[％Cr])/20+[％Ni]/60+[％V]/10+[％Mo]/7+5×[％B]≤0.25···(1)

Px＝701×[％C]+85×[％Mn]≥181···(2)

在此，在式(1)和式(2)中，[％C]、[％Si]、[％Mn]、[％Cu]、[％Cr]、[％Ni]、[％V]、[％Mo]、[％B]为各元素的含量(质量％)。

[3]根据上述[1]或[2]中记载的高韧性高延展性高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有Ca：0.0001％～0.005％。

[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的高韧性高延展性高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu：0.001％～0.5％、Ni：0.001％～0.5％、Mo：0.001％～0.5％、Cr：0.001％～0.5％、B：0.0001％～0.004％中的1种或2种以上。

[5]一种高韧性高延展性高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将连续铸造铸片冷却至600℃以下，之后再加热至1000℃～1250℃的温度域，实施粗轧和在该粗轧之后的精轧，该精轧中，使未再结晶温度域的压下率为20％～85％、精轧结束温度为(Ar₃-50℃)～(Ar₃+100℃)的温度域，在该精轧结束后，进行如下的冷却：在板厚中央位置，750℃以下且650℃以上的温度域中的平均冷却速度为5℃/s～50℃/s，在板厚表层1mm位置，将冷却至300℃～600℃的温度域冷却停止温度之后，用1s以上的时间再热至550℃以上且冷却开始温度以下的温度域，并再次冷却至300℃～600℃的温度域的处理实施1次以上的冷却，并且，在350℃～650℃的温度域进行卷绕；所述连续铸造铸片具有如下组成，即，以质量％计含有C：0.04％～0.15％、Si：0.01％～0.55％、Mn：1.0％～3.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.003％～0.1％、N：0.006％以下、Nb：0.035％～0.1％、V：0.001％～0.1％、Ti：0.001％～0.1％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

[6]根据上述[5]中记载的高韧性高延展性高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述组成满足下述式(1)和式(2)。

Px＝701×[％C]+85×[％Mn]≥181···(2)

在此，式(1)和式(2)中，[％C]、[％Si]、[％Mn]、[％Cu]、[％Cr]、[％Ni]、[％V]、[％Mo]、[％B]为各元素的含量(质量％)。

[7]在上述[5]或[6]中记载的高韧性高延展性高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有Ca：0.0001％～0.005％。

[8]在上述[5]～[7]中任一项记载的高韧性高延展性高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu：0.001％～0.5％、Ni：0.001％～0.5％、Mo：0.001％～0.5％、Cr：0.001％～0.5％、B：0.0001％～0.004％中的1种或2种以上。

根据本发明，适用于管线管用、油井管用以及土木·建筑用钢管用原料的、强度、韧性以及总厚度下的伸展特性优异的从薄壁到厚壁的热轧钢板可在无需含有稀有元素或配置新的再加热设备等在维持高的生产率的情况下获得，在工业上极其有用。

附图说明

图1是表示本发明中的精轧结束后的冷却过程中的温度历程(板厚中央位置和板厚表层1mm位置)的图。

图2(a)使实施例的热轧钢板No.2A(发明例)的利用光学显微镜得到的组织照片(倍率：1000倍)。图2(b)是实施例的热轧钢板No.2A(发明例)的利用透射式电子显微镜(TEM)得到的组织照片(倍率：20000倍)。

具体实施方式

以下，说明本发明的详细内容。

首先，对本发明的高韧性高延展性高强度热轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。应予说明，表示以下成分组成的％只要没有特别说明，是质量％的意思。

C：0.04％～0.15％

C是为了缩小具有板条结构的铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体的板条间隔、并且通过与Nb、V以及Ti形成碳化物来确保热轧钢板的强度而重要的元素，为了满足所希望的强度，需要使C含量为0.04％以上。另一方面，如果C含量超过0.15％，则在板厚表层部的作为主相的回火马氏体和/或回火贝氏体的板条间隔极端变窄，并且由于析出物的过度增加，使热轧钢板的韧性和总厚度下的伸展特性劣化。同时，碳当量增高，如果对这样的热轧钢板进行造管·焊接，则焊接部的韧性劣化。因此，使C含量为0.04％～0.15％。更优选为0.04～0.10％。

Si：0.01％～0.55％

如果Si的含量增加，则成为形成Mn-Si系的非金属夹杂物而使焊接部韧性恶化的原因。因此，Si含量以0.55％为上限。另一方面，从脱氧效果和制钢技术极限考虑，将Si含量的下限规定为0.01％。更优选为0.10～0.45％。

Mn：1.0％～3.0％

Mn是为了抑制多边形铁素体的生成、确保强度和韧性而需要的元素，为了发挥其效果，需要使Mn含量为1.0％以上。另一方面，如果使Mn含量超过3.0％，则容易产生伴随偏析(segregation)的机械特性(mechanical characteristic)的偏差(variation)。另外，使强度变得过高，则出现伸展特性(elongation characteristic)降低等的负面影响，并且随着碳当量(carbon equivalent)的增加而可能使焊接部的韧性劣化。因此，使Mn含量为1.0％～3.0％。

P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.006％以下

P在钢中作为杂质而存在，是容易偏析的元素，造成钢的韧性的劣化。因此，P含量将0.03％作为上限。更优选为0.02％以下。

S和N也与P同样，由于使钢的韧性劣化，因此S含量将0.01％、N含量将0.006％作为上限。更优选S为0.005％以下。

应予说明，由于P、S、N均存在能够实现的制钢的控制能力的极限，因此优选将P和N的下限值设为0.001％、S的下限值设为0.0001％。

Al：0.003％～0.1％

Al用作钢的脱氧剂(deoxidizing agent)，并且Al含量设为显现脱氧效果(deoxidation effect)的0.003％以上。其中，如果Al含量过量，则生成氧化铝系夹杂物，成为焊接部的缺陷的原因。因此，Al含量为0.003％～0.1％。更优选为0.003～0.06％。

Nb：0.035％～0.1％

Nb对晶粒的微细化有效并且是析出强化元素(precipitation strengtheningelement)，为了确保X80级的钢管强度，需要使Nb含量为0.035％以上。另一方面，如果Nb含量过量，则在热轧钢板的制造时，在后述的卷绕温度域(350℃以上650℃以下)下发生过度析出，从而使韧性和伸展特性降低，并且使焊接性劣化。因此，Nb含量为0.035％～0.1％。更优选为0.035～0.08％。

V：0.001％～0.1％

V是析出强化元素，为了使其有效发挥作用，需要使V含量为0.001％以上。另一方面，如果V含量过量，则在热轧钢板的制造时，在后述的卷绕温度域(350℃以上650℃以下)下发生过度析出，从而使韧性和伸展特性降低，并且使焊接性劣化。因此，使V含量为0.001％～0.1％。

Ti：0.001％～0.1％

Ti对晶粒的微细化有效，并且，是析出强化元素，为了显现其效果，需要使Ti含量为0.001％以上。另一方面，如果Ti含量过量，则在热轧钢板的制造时，在后述的卷绕温度域(350℃以上650℃以下)发生过量析出从而韧性和伸展特性降低，并且使焊接性劣化。因此，使Ti含量为0.001％～0.1％。更优选为0.001～0.05％。

本发明的高韧性且高延展性的高强度热轧钢板除上述成分组成以外，优选进一步含有Ca：0.0001％～0.005％。

Ca：0.0001％～0.005％

Ca是通过固定S而抑制MnS的生成从而具有提高韧性的效果。为了显现这样的效果，优选使Ca含量为0.0001％以上。另一方面，如果Ca含量过量，则由于形成Ca系氧化物而使韧性降低，因此优选Ca含量为0.005％以下。更优选为0.001～0.0035％。

另外，本发明的高韧性且高延展性的高强度热轧钢板除上述成分组成以外，可以进一步含有选自Cu：0.001％～0.5％、Ni：0.001％～0.5％、Mo：0.001％～0.5％、Cr：0.001％～0.5％、B：0.0001％～0.004％中的1种或2种以上。

Cu：0.001％～0.5％

Cu是控制钢的相变并且对热轧钢板的强度提高有效的元素。为了显现这样的效果，优选使Cu含量为0.001％以上。其中，Cu的淬透性强，如果其含量超过0.5％，则特别是在板厚表层部的作为主相的回火马氏体和/或回火贝氏体的板条间隔极度变窄，韧性和总厚度下的伸展特性劣化，并且可能使热加工性(hot workability)降低。因此，优选使Cu含量为0.001％～0.5％。

Ni：0.001％～0.5％

Ni是控制钢的相变、并且对热轧钢板的强度提高有效的元素。为了显现这样的效果，优选使Ni含量为0.001％以上。其中，Ni的淬透性强，如果其含量超过0.5％，则特别是在板厚表层部的作为主相的回火马氏体和/或回火贝氏体的板条间隔极度变窄，使韧性和总厚度下的伸展特性劣化，并且可能使热加工性降低。因此，优选使Ni含量为0.001％～0.5％。

Mo：0.001％～0.5％

Mo是控制钢的相变、并且对热轧钢板的强度提高有效的元素。为了显现这样的效果，优选使Mo含量为0.001％以上。其中，Mo的淬透性强，如果其含量超过0.5％，则特别是在板厚表层部的作为主相的回火马氏体和/或回火贝氏体的板条间隔极度变窄，使韧性和总厚度下的伸展特性劣化，并且可能促进马氏体的生成而使韧性降低。因此，优选使Mo含量为0.001％～0.5％。

Cr：0.001％～0.5％

Cr具有珠光体相变(pearlite transformation)的延迟效果(delay effect)和晶界渗碳体(grain boundary cementite)的减少效果，为了显现这些效果，优选使Cr含量为0.001％以上。另一方面，如果Cr含量过量，则特别是在板厚表层部的作为主相的回火马氏体和/或回火贝氏体的板条间隔极度变窄，使韧性和总厚度下的伸展特性劣化。另外，如果Cr含量过量，则对热轧钢板进行造管·焊接时，在焊接部形成淬火组织，可能导致焊接部韧性的劣化。因此，优选使Cr含量为0.001％～0.5％。

应予说明，Cu、Ni、Mo及Cr均为稀有金属，很难稳定的确保并且为高价的元素。因此，从原料的稳定确保、生产成本等的观点考虑，优选尽量避免添加这些元素，优选各自的含量为0.1％以下。

B：0.0001％～0.004％

B具有在热轧钢板的制造时在精轧结束后的冷却过程中抑制高温下的铁素体相变(ferrite transformation)并防止铁素体的硬度降低的效果。为了显现这样的效果，优选使B含量为0.0001％以上。另一方面，如果B含量过量，则在焊接部可能形成淬硬组织(hardened microstructure)。因此，优选使B含量为0.0001％～0.004％。更优选为0.0001～0.003％。

优选本发明的高韧性且高延展性的高强度热轧钢板形成满足以下式(1)和式(2)所示的成分指标的组成。

Px＝701×[％C]+85×[％Mn]≥181···(2)

在此，在式(1)和式(2)中，[％C]、[％Si]、[％Mn]、[％Cu]、[％Cr]、[％Ni]、[％V]、[％Mo]、[％B]为各元素的含量(质量％)。另外，钢板不含有Cu的情况下，将式(1)中的[％Cu]设为零来计算Pcm值。[％Cr]、[％Ni]、[％V]、[％Mo]、[％B]也同样。

式(1)所示的Pcm是淬透性的指标。如果Pcm值超过一定值，则特别是在板厚表层部中的作为主相的回火马氏体和/或回火贝氏体的板条间隔极端变窄，有热轧钢板的韧性和总厚度下的伸展特性劣化的趋势。因此，优选使Pcm值为0.25以下。更优选为0.23以下。其中，如果Pcm值变得过低，则在造管时或管线管铺设时的焊接中，产生焊接热影响部(HAZ)软化，可能使连接处拉伸特性恶化，因此优选为0.10以上。

另一方面，式(2)所示的Px是在热轧钢板的制造时，在后述的卷绕温度(350℃以上650℃以下)的范围内控制具有板条结构的铁素体、回火马氏体及回火贝氏体的板条间隔的指标。为了缩小板条间隔以确保X80级的钢管强度的程度，优选使Px值为181以上。其中，如果Px值变得过高，则板厚表层部的作为主相的回火马氏体和/或回火贝氏体的板条间隔极端变窄，热轧钢板的韧性和总厚度下的伸展特性可能劣化，因此优选为300以下。

应予说明，在本发明的高韧性且高延展性的高强度热轧钢板中，除上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可举出Co、W、Pb、Sn等。

接下来，对本发明的高韧性且高延展性的高强度热轧钢板中的组织的限定理由进行说明。

本发明的高韧性且高延展性的高强度热轧钢板，析出Nb量相对于总Nb量的比例为35％～80％。另外，在板厚表层1.0mm位置，板条间隔0.2μm～1.6μm的回火马氏体和/或回火贝氏体的体积分率为95％以上，作为剩余部分，可以含有体积分率为5％以下的铁素体、珠光体、马氏体以及残留奥氏体等。

另外，在板厚中央位置具有板条间隔0.2μm～1.6μm的铁素体的体积分率为95％以上的组织。作为剩余部分，可以含有体积分率为5％以下的回火马氏体、回火贝氏体、珠光体、马氏体以及残留奥氏体等。

应予说明，上述的板厚表层1.0mm位置和板厚中央位置的马氏体不包括岛状马氏体。另外，铁素体是多边形铁素体的意思。另外，具有板条结构的铁素体包含针尖状铁素体、贝氏体铁素体、费德曼状铁素体、针状铁素体的铁素体。

析出Nb量相对于总Nb量的比例：35％～80％

如果析出比例小于35％，则容易产生强度不足，并且造管后的机械特性的偏差变大。另一方面，如果超过80％，则铁素体、回火马氏体及回火贝氏体的硬度上升，而热轧钢板韧性和伸展特性劣化，因此使上限为80％。

Nb析出比例的测定方法

在钢板中析出的Nb的比例(质量比)通过萃取残渣分析测定在钢板中析出的Nb的质量，可求得该测定值的相对于总Nb含量的比例(质量％)。应予说明，在萃取残渣分析中，将钢板在10％乙酰丙酮(acetylacetone)-1％四甲铵(tetramethylammonium)-甲醇(methanol)中进行恒定电流电解(constant-current electrolysis)(约20mA/cm²)，将溶解残渣用膜过滤器(membrane filter)(孔径：0.2μmφ)捕集，使用硫酸、硝酸及高氯酸的混合熔剂进行熔化，利用ICP发光分析法将析出量定量化。

热轧钢板的主相

制造板厚例如为12mm以上的厚壁热轧钢板的情况下，在热轧结束后，如果调整冷却速度以使在板厚中央位置生成具有板条结构的铁素体，则板厚表层部的冷却速度将极端变大。因此，形成厚壁热轧钢板的情况下，遍及板厚整个区域形成具有板条结构的铁素体主相组织是极其困难的。

因此，在本发明中，将板厚表层部(从钢板表面向板厚方向1.0mm的表层部)的主相形成为具有所希望的板条间隔的回火马氏体和/或回火贝氏体，另一方面，将上述表层部以外的区域的主相形成为具有板条结构且具有所希望的板条间隔的铁素体。由此，能够得到具有高韧性且总厚度下的伸展特性也优异的高强度热轧钢板。

在此，具有板条结构的铁素体可定义为比生成多边形铁素体的温度低的温度下发生相变的铁素体，并且以倍率5000～20000倍TEM观察或SEM观察从热轧钢板的板厚中央部的位置采取的试验片的情况下，能够观察到板条结构的铁素体。另外，具有板条结构的铁素体是指包括针尖状铁素体、贝氏体铁素体、费德曼状铁素体、针状铁素体的铁素体。

板条间隔：0.2μm～1.6μm

具有板条结构的铁素体，回火马氏体以及回火贝氏体的板条间隔是影响热轧钢板的强度的一个因素，因此需要一定程度的细度。然而，如果板条间隔小于0.2μm，则即使不引起Nb等析出的情况下，铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体的硬度也变得上升过度，并且热轧钢板的韧性和总厚度下的伸展特性劣化。另一方面，如果板条间隔超过1.6μm，则即使Nb等充分析出的情况下，也无法确保充分的热轧钢板强度，不能满足X80级的钢管强度。因此，使板条间隔为0.2μm～1.6μm。

主相的体积分率：95％以上

在板厚表层1mm位置(距离钢板表面在板厚方向1.0mm的位置)，如果具有所希望的板条间隔(0.2μm～1.6μm)的回火马氏体和/或回火贝氏体的体积分率的总计小于95％，则板厚表层部的低温韧性大幅降低。另外，在板厚中央位置，具有所希望的板条间隔(0.2μm～1.6μm)的铁素体的体积分率小于95％的情况下，在板厚表层部以外的区域的低温韧性大幅降低。因此，本发明中，使各个位置的主相的体积分率为95％以上。

接下来，对本发明的高韧性高延展性高强度热轧钢板的制造方法进行说明。

本发明的高韧性高延展性高强度热轧钢板可如下制造：将具有通过连续铸造而得的上述组成的钢坯(铸片)暂时冷却或放冷至600℃以下，再加热后，进行粗轧和精轧，之后在规定的条件下进行加速冷却，以规定温度进行卷绕。

连续铸造铸片的冷却温度：600℃以下

钢坯(连续铸造铸片)的冷却不充分的情况下，在钢坯表层域铁素体相变不能充分完成，还残留有未相变的奥氏体。这样，如果残留未相变的奥氏体，则铸造时助长在奥氏体晶界生成的晶界氧化，得到的热轧钢板的表面凹凸增大，并且在负载负荷时因不均匀变形而使总厚度下的伸展特性降低。因此，在本发明中，使钢坯(连续铸造铸片)冷却温度为铁素体相变可充分完成的600℃以下。

连续铸造铸片的再加热温度：1000℃～1250℃

如果钢坯加热温度(连续铸造铸片的再加热温度)小于1000℃，则作为析出强化元素的Nb、V及Ti没有充分固溶而无法确保X80级的钢管强度。另一方面，如果超过1250℃，则奥氏体粒粗大化并且在精轧结束后的冷却和卷绕过程中Nb过度析出而使热轧钢板的韧性和伸展特性劣化。因此，使连续铸造铸片的再加热温度为1000℃～1250℃。

再加热后的钢坯(连续铸造铸片)可通过实施粗轧和精轧而调整为任意的板厚。本发明中，粗轧的条件没有特别限定。

精轧时的未再结晶温度域(no-recrystallization temperature range)下的压下率：20％～85％

通过在未再结晶温度域(本发明的钢组成的情况下，约940℃以下)进行精轧，奥氏体相的再结晶延迟而形变聚集，在γ/α相变(γ→αtransformation)时铁素体微细化而使强度和韧性提高。在此，如果精轧时的未再结晶温度域下的压下率小于20％，则这些效果不会充分显现。另一方面，如果上述压下率超过85％，则变形抗力(deformation resistance)增大而起到妨碍轧制的作用。因此，在本发明中使上述压下率为20％～85％。优选为35％～75％。

精轧结束温度：(Ar₃-50℃)～(Ar₃+100℃)

为了以均质的粒径和组织完成轧制，需要使精轧结束温度为(Ar₃-50℃)以上。如果使精轧结束温度低于(Ar₃-50℃)，则在精轧中在钢板内部发生铁素体相变，组织变得不均匀而得不到所希望的特性。另一方面，如果精轧结束温度超过(Ar₃+100℃)，则晶粒粗大化、韧性劣化。因此，使精轧结束温度为(Ar₃-50℃)～(Ar₃+100℃)的范围内。

应予说明，精轧结束温度是在精轧机的出口侧的钢板表面的测定温度值。

精轧结束后，通过冷却并进行卷绕而得到热轧钢板。本发明中，将精轧结束后的冷却以成为与板厚中央位置和板厚表层位置不同的温度历程(temperature history)的方式进行冷却。图1是本发明中的精轧结束后的温度历程(从精轧结束温度到卷绕温度的温度历程)的简要图。如图1所示，在板厚中央位置以规定的冷却速度冷却至卷绕温度。另一方面，在板厚表层位置，实施1次以上冷却和再热处理，之后冷却至卷绕温度。

板厚中央位置的750℃以下且650℃以上的温度域的平均冷却速度：5℃/s～50℃/s

为了在板厚表层部以外的区域抑制珠光体相变和多边形铁素体的生成，使在板厚中央位置具有板条结构(板条间隔：0.2μm～1.6μm)的铁素体的体积分率为95％以上、并确保韧性，需要使在板厚中央位置的750℃以下650℃以上的温度域的平均冷却速度为5℃/s以上。其中，如果在该板厚中央位置的冷速变得过大，则具有板条结构的铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体的板条间隔极度变小，并且伸展特性劣化，因此需要使上限为50℃/s。

板厚表层1mm位置：冷却和再热处理

在本发明中，为了控制在板厚表层1.0mm位置具有所希望的板条间隔(0.2μm～1.6μm)的回火马氏体和/或回火贝氏体的体积分率总计为95％以上，需要在板厚中央位置的冷却速度规定为上述范围的状态下，在板厚表层1mm位置实施以下处理。该处理为，从加速冷却开始温度直至300℃～600℃的温度域的冷却停止温度(一次冷却停止温度)以任意冷却速度冷却后，用1秒以上(一次再热时间)使其再热至550℃以上且冷却开始温度以下的温度域(一次再热温度)，再次冷却至300℃～600℃的温度域的处理，在卷绕之前需要实施1次以上该处理。在此，将实施n次该处理时的冷却停止温度设为n次冷却停止温度、再热时间设为n次再热时间、再热温度设为n次再热温度。各控制因素的规定理由如下。

n次冷却停止温度：300℃～600℃

本处理的目的在于，在距离表面直至板厚方向1.0mm的表层部(板厚表层区域)中暂时形成低温相变组织(马氏体组织和/或贝氏体组织)，通过再热对其进行回火。由此，调节在板厚表层部的回火马氏体和/或回火贝氏体的板条间隔，能够提高表层硬度以及总厚度下的伸展特性。冷却停止温度超过600℃的情况下，由于低温相变组织没有充分生成，因此不能将板厚表层部形成回火组织，并且总厚度下的伸展特性降低。另一方面，n次冷却停止温度小于300℃的情况下，不能达到目标再热温度，有难处无法充分回火，总厚度下的伸展特性降低。

n次再热温度：550℃以上且冷却开始温度以下

再热温度小于550℃的情况下，不能对组织充分回火、并且在板厚表层部的硬度上升、总厚度下的伸展特性降低。另一方面，如果再热(再加热)温度超过冷却开始温度(通常，精轧结束温度-20℃～精轧结束温度)，则在板厚表层部发生从铁素体向奥氏体的逆相变(reverse transformation)，在再次冷却时，形成淬硬组织。其结果，产生在板厚表层部的硬度上升、总厚度下的伸展特性降低之类的问题。因此，再热温度为550℃以上且冷却开始温度以下的温度域。

n次再热时间：1秒以上

再热时间小于1秒的情况下，不能对组织充分回火、并且在板厚表层部的硬度上升、总厚度下的伸展特性降低。因此，使再热时间为1秒以上。其中，如果再热时间变得过长，则作为结果，再热温度变高，所以在板厚表层部发生从铁素体向奥氏体的逆相变，在再次冷却时，形成淬硬组织。因此，可能在板厚表层部的硬度上升、总厚度下的伸展特性降低、并且生产效率大幅降低。从这样的观点考虑，优选使再热时间为5秒以下。

上述再热后冷却至卷绕温度，或者在冷却至上述冷却停止温度的温度域(300℃～600℃)以后，以规定的周期反复进行再热的处理，之后冷却至卷绕温度。

应予说明，作为将在板厚中央位置的冷却速度规定在上述范围的状态下，在板厚表层1mm位置实施所希望的冷却·再热处理的手段，例如可利用间歇冷却(intermittentcooling)。另外，除间歇冷却以外，还可以在冷却罐间配置感应加热设备，使用其将表层加热至规定的再热温度等手段。

卷绕温度：350℃～650℃

为了利用基于Nb、V、Ti等析出物的析出强化，需要使卷绕温度为350℃以上。为了使上述析出物特别有效析出，优选使卷绕温度为400℃以上。另一方面，如果卷绕温度超过650℃，则由于析出物的粗大化、具有板条结构的铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体的板条间隔的放大而使强度降低。另外，如果卷绕温度超过650℃，则生成粗大的珠光体使韧性劣化，因此将上限设为650℃。优选为400℃～650℃。应予说明，卷绕温度为钢板表面的温度。然而，该温度与板厚表层1mm位置的温度几乎相等。

应予说明，在本发明中，为了减少连续铸造时的钢的成分偏析，可使用电磁搅拌(EMS:electro-magnetic stirrer)、轻压下铸造(IBSR:intentional bulging softreduction casting)等。通过实施电磁搅拌处理，能够在板厚中心部形成等轴晶(equiaxedcrystal)，使偏析减少。另外，实施轻压下铸造的情况下，通过防止连续铸造钢坯的未凝固部的钢水的流动，能够减少板厚中心部的偏析。即使这些偏析减少处理少，通过使用一个，也能够使后述的夏比冲击试验中的吸收能(vE_-60℃)、延展性-脆性断裂转变温度(vTrs)及DWTT特性成为更优异的等级。

实施例

使用表1所示的组成的钢坯(连续铸造铸片，壁厚：215mm)，在表2所示的热轧条件下实施热轧，在热轧结束后在表2所示的冷却条件下进行冷却，以表2所示的卷绕温度卷绕成螺旋状，形成表2所示的板厚的热轧钢板(钢带)。在连续铸造时，关于后述的表2～4中的钢板No.1G以外的钢板，为了进行成分的偏析减少处理，进行电磁搅拌(EMS)。应予说明，对于热轧结束后的冷却而言，通过进行间歇冷却从而调整成表2所示的各冷却条件。

从得到的热轧钢板中采取试验片，按以下方法实施组织观察、萃取残渣分析、拉伸试验、冲击试验、DWTT试验和硬度试验。

(1)组织观察

从得到的热轧钢板中采取能够观察到板厚方向全部位置的块状试验片(blockishtest specimen)，使用扫描式电子显微镜(倍率：2000～5000倍)，实施L截面观察(热轧钢板宽度方向与观察面垂直)。为了获得组织的平均信息，对板厚1/2(中央)位置、板厚表层1mm位置，在每个板厚位置观察并拍摄3个视野。使用这样通过观察并拍摄3个视野以上而得的组织照片，通过图像解析(image analysis)求得相对于观察视场面积的各构成组织(具有板条结构的铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体)所占的面积比例，并将这些平均值作为各构成组织的体积分率。

另外，从得到的热轧钢板的板厚中央位置和表层1mm位置采取薄膜试样(thin-film sample)，使用透射式电子显微镜(倍率：20000倍)，对于各板厚位置，观察并拍摄3个视野以上的板条边界4根以上平行排列的位置。进而，测定从得到的各自的照片可观察的全部的板条间隔，求得测定的全部的板条间隔的平均值，由此求得位于板厚中央位置的铁素体的板条间隔和位于表层1mm位置的回火马氏体及回火贝氏体的板条间隔。将板条间隔为0.2μm～1.6μm的范围内时评价为“强度、韧性、伸展特性良好的板条间隔”。

(2)萃取残渣分析(析出Nb比例的测定方法)

由得到的热轧钢板的板厚中央位置和表层1mm位置的各个位置采取试验片，通过萃取残渣分析来测定在钢板(试验片)中析出的Nb的质量。应予说明，在萃取残渣分析中，用10％乙酰丙酮-1％四甲铵-甲醇对钢板(试验片)进行恒定电流电解(约20mA/cm²)，用膜过滤器(孔径：0.2μmφ)捕集溶解残渣，使用硫酸、硝酸及高氯酸的混合熔剂进行熔化，用水稀释为一定量从而用ICP发光分析法将Nb析出比例定量化。将Nb析出比例在板厚中央位置和表层1mm位置均为35％～80％的范围内的情况评价为“强度、韧性、伸展特性良好的Nb析出比例”。

(3)拉伸试验

以使与轧制方向正交的方向(C方向)为长边方向，从得到的热轧钢板采取平板状的总厚拉伸试验片(板厚：总厚度，平行部长度：60mm，标距：50mm，标距部宽度：38mm)，以ASTM E8M-04的规定为依据，在室温下实施拉伸试验，求得屈服强度YS、拉伸强度TS、全伸展EL。将屈服强度为550MPa以上、拉伸强度为650MPa以上、总伸长率为20％以上的情况评价为“拉伸特性良好”。但是，如果强度变得过高，则伸展特性降低，因此优选屈服强度为690MPa以下、拉伸强度为760MPa以下。

(4)夏比冲击试验(Charpy impact test)

以使与轧制方向正交的方向(C方向)为长边方向从得到的热轧钢板的板厚中央位置采取V型缺口试验片(V-notched test bar)(长度55mm×高度10mm×宽度10mm)，以JIS Z2242的规定为依据实施夏比冲击试验，求得试验温度：在-60℃下的吸收能(absorbedenergy)(J)和延展性-脆性断裂面转变温度(ductile-brittle fracture surfacetransition temperature)(℃)。应予说明，将试验片设为3片，求出得到的吸收能值和延展性-脆性断裂面转变温度的算术平均值，设为该钢板的吸收能值(vE_-60)和延展性-脆性断裂面转变温度(vTrs)。将vE_-60为100J以上、vTrs为-80℃以下的情况评价为“韧性良好”。

(5)DWTT试验

以使与轧制方向正交的方向(C方向)为长边方向，从得到的热轧钢板采取DWTT试验片(大小：板厚总厚×宽度3in.×长度12in.)，以ASTM E 436的规定为依据，进行DWTT试验，求得延展性断裂面率(shear fracture percentage)为85％的最低温度(DWTT)。将DWTT为-30℃以下的情况评价为具有“优异的DWTT特性”。

(6)硬度试验

从得到的热轧钢板中采取硬度测定用的块状试验片(大小：板厚总厚×宽度10mm×长度10mm)，使用维氏硬度试验机，以1.0kg负载测定在板厚表层1mm位置的硬度。

将上述(1)～(6)的结果示于表3和表4。

[表3]

*4)热轧钢板中所含的析出Nb量相对于总Nb量的比例

*5)F：具有板条结构的铁素体 TM：回火马氏体 TB回火贝氏体

*6)回火马氏体(TM)的体积分率和回火贝氏体(TB)的体积分率的总计

*7)由于淬火或回火不充分，所以大部分为马氏体和/或贝氏体组织

[表4]

*8)延展性-脆性断裂面转变温度

*9)-60℃时的吸收能

如表3和表4所示，发明例的热轧钢板观察不到表层部过度固化，并且拉伸特性(强度、延展性)以及韧性(低温韧性)均良好。与此相对，对于比较例的热轧钢板，拉伸特性和韧性(低温韧性)的任一方或双方得不到充分的特性。

图2(a)和图2(b)是组织观察从表2～4中记载的发明例的热轧钢板(钢板：2A)的板厚中央位置采取的同一试验片的结果。图2(a)是基于光学显微镜观察(倍率：1000倍)的组织照片，图2(b)是基于TEM观察(倍率：20000倍)的组织照片。图2(a)中，观察不到铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体的板条结构。然而，图2(b)中，可确认有铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体的板条结构(本照片为铁素体)。应予说明，图2(b)中的箭头表示板条间隔。

Claims

1.一种热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量％计含有C：0.04％～0.15％、Si：0.01％～0.55％、Mn：1.0％～3.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.003％～0.1％、N：0.006％以下、Nb：0.035％～0.1％，V：0.001％～0.1％、Ti：0.001％～0.1％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并具有如下组织：相对于总Nb量的析出Nb量的比例为35％～80％，在板厚表层1.0mm位置，板条间隔为0.2μm～1.6μm的回火马氏体和/或回火贝氏体的体积分率为95％以上，在板厚中央位置，板条间隔为0.2μm～1.6μm的铁素体的体积分率为95％以上。

2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述组成满足下述式(1)和式(2)，

Pcm＝[％C]+[％Si]/30+([％Mn]+[％Cu]+[％Cr])/20

+[％Ni]/60+[％V]/10+[％Mo]/7+5×[％B]≤0.25···(1)

Px＝701×[％C]+85×[％Mn]≥181···(2)

其中，在式(1)和式(2)中，[％C]、[％Si]、[％Mn]、[％Cu]、[％Cr]、[％Ni]、[％V]、[％Mo]、[％B]为各元素的含量，以质量％计。

3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有Ca：0.0001％～0.005％。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu：0.001％～0.5％、Ni：0.001％～0.5％、Mo：0.001％～0.5％、Cr：0.001％～0.5％、B：0.0001％～0.004％中的1种或2种以上。

5.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，将如下组成的连续铸造铸片冷却至600℃以下之后，再加热至1000℃～1250℃的温度域，实施粗轧和在该粗轧之后的精轧，该精轧中使未再结晶温度域的压下率为20％～85％、精轧结束温度为(Ar₃-50℃)～(Ar₃+100℃)的温度域，在该精轧结束后，进行如下的冷却：在板厚中央位置，750℃以下且650℃以上的温度域中的平均冷却速度为5℃/s～50℃/s，在板厚表层1mm位置，将冷却至300℃～600℃的温度域冷却停止温度之后，用1s以上的时间再热至550℃以上且冷却开始温度以下的温度域，并再次冷却至300℃～600℃的温度域的处理实施1次以上的冷却，并且，在350℃～650℃的温度域进行卷绕，

其中，所述连续铸造铸片的组成为以质量％计含有C：0.04％～0.15％、Si：0.01％～0.55％、Mn：1.0％～3.0％、P：0.03％以下，S：0.01％以下、Al：0.003％～0.1％、N：0.006％以下、Nb：0.035％～0.1％、V：0.001％～0.1％、Ti：0.001％～0.1％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

6.根据权利要求5所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述组成满足下述式(1)和式(2)，

Pcm＝[％C]+[％Si]/30+([％Mn]+[％Cu]+[％Cr])/20

+[％Ni]/60+[％V]/10+[％Mo]/7+5×[％B]≤0.25···(1)

Px＝701×[％C]+85×[％Mn]≥181···(2)

在此，式(1)和式(2)中，[％C]、[％Si]、[％Mn]、[％Cu]、[％Cr]、[％Ni]、[％V]、[％Mo]、[％B]为各元素的含量，以质量％计。

7.根据权利要求5或6所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有Ca：0.0001％～0.005％。

8.根据权利要求5～7中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu：0.001％～0.5％、Ni：0.001％～0.5％、Mo：0.001％～0.5％、Cr：0.001％～0.5％、B：0.0001％～0.004％中的1种或2种以上。