CN1148634A - 韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法，其含有C0.005-小于0.030％(重量)，Si1.5％(重量)以下、Mn1.5％(重量)以下、P0.020％(重量)以下、S0.015％(重量)以下、Al0.005-0.10％(重量)、N0.0100％(重量)以下、B0.0002-0.0100％(重量)，而且从Ti0.20％(重量)以下和Nb0.25％(重量)以下中选择任一种或二种、满足(Ti+Nb/2)/C≥4关系的含有，其余为Fe和不可避免的杂质，并且金属组织由铁素体和/或无碳贝氏体组成，同时晶内固溶碳量是1.0-4.0ppm。

Description

韧性优良的低屈服比高强度 热轧钢板及其制造方法
本发明涉及适合建筑·土木用的钢管、圆柱和油井用的电焊钢管及其他一般结构材料用途使用的韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板(包括钢带，下同)及其制造方法。
对于作为建筑·土木用的钢管、圆柱等原材料使用的热轧钢板，作为强度、韧性等结构材料的性能是必需的，对于作为油井用的电焊钢管的原材料使用的热轧钢板，除上述性能外，还必须具有耐含硫液体环境性(耐湿硫化氢环境性，以下简略称作“耐含硫液体性”)。
关于在这样的用途中使用的热轧钢板制造技术，到目前为止已提出许多。其中，尤其作为强度和韧性共存的技术，现在一般采用的方法是，将在以铁素体-珠光体组织为主体的钢中施行一般叫做TMCP的形变热处理所得组织的晶粒细化引起的强化处理(例如，特开昭62-112722号公报、特公昭62-23056号公报、特公昭62-35452号公报等)和热轧后的急冷(控制冷却)处理组合。
但是，上述已知技术有如下述那样的缺点，留下未必适应今后要求的问题。
1)像TMCP那样的晶粒极细化，使屈服比(屈服强度/抗拉强度)必然上升，所以不能适应为了防止纵弯曲和不稳定韧性破坏而最近要求的低屈服比。
2)TMCP因为由轧制引起的变形在板厚方向不均匀，可以产生板厚方向的材质不均匀。另外，伴随强冷的控制冷却，容易产生纵向(轧制方向)的材质差，而且因为对板厚变化也敏感，所以难以控制材质。由于这些因素，TMCP容易形成厚度方向和纵向的材质不均匀。
3)TMCP越要得到高强度、高韧性，越需要在奥氏体未再结晶温度区的低温下强压，因而导致热轧设备的负荷增大，轧制原材料的尺寸上限受到限制。
4)另外在TMCP中，因为对Mn、V、Mo等强化元素依赖性大，所以由这些元素引起的淬透性增大，焊接部的硬度上升，容易产性因岛状马氏体形成而引起的焊接部的韧性差等。因此，照样保持良好的焊接性，利用TMCP法的高强度化的极限就受到限制。
本发明的目的在于，有利地解决以往技术拥有的上述问题，提供不导致厚度方向、纵向的材质不均匀性和焊接性及耐含硫液体性劣化，具有优良韧性且低屈服比的高强度热轧钢板，同时提供有利的制造该钢板的方法。
本发明的具体目的在于，提供具有下述性能的高强度热轧钢板及其有利的制造方法。所述的热轧钢板，其屈服强度(YS)是276MPa以上、最好是413MPa以上，屈服比(YR)是80％以下、最好是70％以下，韧性：断裂转变温度(VTrs)是-100℃以下(以DWTT85％试验，相当于-30℃)，最好是-120℃以下(以D WTT85％试验，相当于-46℃)，在0℃的夏氏冲击吸收功(VEo)是300J以上、最好是310J以上，强度-韧性匹配指标(0.3TS-VTrs)是300以上、最好是320以上，焊接部与母材的维氏硬度差(ΔHV)是100以下、最好是30以下，焊接热影响区(HAZ)的韧性，断裂转变温(VTrs)满足0℃以下、最好-20℃以下，而且优良的耐含硫液体性。
于是，为了达到上述目的，本发明人反复进行许多试验和研究，结果得到以下认识，即，在低碳钢中添加碳化物析出元素和B，利用适当控制制造条件等手段，1)晶内固溶碳量的合适化能够提高所处理的铁素体基体的韧性和降低屈服比(YR)，2)析出碳化物能有效地用于提高强度，3)在固溶碳低的情况下，抑制由以往看到的晶粒粗化引起的强度降低，而且4)利用铁素体(包括无碳贝氏体)单相组织改善韧性、耐含硫液体性。
本发明是立足于上述认识，其要点构成如下。即，
(1)韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，含有C0.005-小于0.030％(重量)、Si1.5％(重量)以下、Mn1.5％(重量)以下、P0.020％(重量)以下、S0.015％(重量)以下、Al0.005-0.10％(重量)以下、N0.0100％(重量)以下、B0.0002-0.0100％(重量)，而且从Ti0.20％(重量)以下和Nb0.25％(重量)以下中选择的任一种或二种，且满足(Ti＋Nb/2)/C≥4的关系含有，其余为Fe和不可避免的杂质，并且金属组织由铁素体和/或无碳贝氏体组成，同时晶内的固溶碳量是1.0-4.0ppm。
(2)韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，在上述(1)所述的钢成分中，还含有从Mo1.0％(重量)以下、Cu2.0％(重量)以下、Ni1.5％(重量)以下、Cr1.0％(重量)以下和V0.10％(重量)以下中选择的任一种或二种以上。
(3)韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，在上述(1)或(2)所述的钢成分中，还含有从Ca0.0005-0.0050％(重量)、REM0.001-0.020％  (重量)中选择的任一种或二种。
(4)上述(1)-(3)中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，将含有C0.005-小于0.030％(重量)、Si1.5％(重量)以下、Mn1.5％(重量)以下、P0.020％(重量)以下、S0.015％(重量)以下、Al0.005-0.10％(重量)、N0.0100％(重量)以下、B0.0002-0.0100％(重量)，而且从Ti0.20％(重量)以下和Nb0.25％(重量)以下中选择的任一种或二种、且满足(Ti＋Nb/2)/C≥4的关系含有的钢热轧后，以5℃/S以上、20℃/S以下的速度冷却，接着在高于550℃至700℃的温度范围进行卷取。
下面，具体地说明本发明。
首先，叙述关于成为本发明基础的实验结果。
以下述过程制造板厚12-20mm的热轧钢板，即，将含有C0.003-0.030％(重量)、Si0.4％(重量)、Mn0.6％(重量)、P0.010％(重量)、S0.0020％(重量)、Al0.033％(重量)、N0.0018-0.0043％(重量)、B0.0008-0.0015％(重量)、Ti0-0.12％(重量)、Nb0-0.25％(重量)、且在(Ti＋Nb/2)/C＝2-10范围变化的钢扁坯，以扁坯加热温度(SRT)为1200℃、热轧终轧温度(FDT)为880℃、热轧后的冷却速度为3-30℃/S(在板卷卷取温度(CT)超过730℃时至700℃的冷却速度)、卷取温度(CT)为500-750℃进行热轧。
关于所得的热轧钢板，在调查晶内固溶碳的同时，求出强度(屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、屈服比(YR＝YS/TS)、断裂转变温度(VTrs)和从这些值算出的0.3TS(MPa)-VTrs(℃)。
这里，YS按照API规格的0.5％应变值(通常，与在非时效硬化钢中使用的0.2％屈服强度或者在时效硬化钢中使用的下屈服应力大致相等)求出。
另外，作为晶内固溶碳的测定方法，使用时效指数AI(Ageing Index)。即，给子7.5％预变形后，测定100℃、30分钟热处理后的硬化量，作为Al值。Al值几乎不受晶界固溶的碳影响，通常相对于晶内固溶碳，存在晶内固溶碳(ppm)＝0.020×AI(MPa)的关系。再有，用内部摩擦法测定固溶碳，除受晶界固溶碳的影响外，也受晶粒直径和晶粒形态的影响，因此，不适合于这些因素影响大的低碳热轧钢板。
再者，0.3TS(MPa)-VTrs(℃)的含义如下。由于沉淀强化、固溶强化等一般强化，韧性恶化，VTrs上升。因此，为了比较强度不同的钢板的韧性，需要修正依赖于强度的韧性变化量。由强化引起的韧性变化量在经验上相当于0.3TS(MPa)。因此，可以说VTrs-0.3TS的值越低，换言之，0.3TS-VTrs的值越大，消除强化影响的韧性越好。像这样求出的韧性值，可以认为体现结晶基体本来的韧性和晶粒细化引起的韧性之综合韧性。
图1-5表示晶内固溶碳与上述各性能的关系。从这些图可看出，将晶内固溶碳控制在1.0-4.0ppm的范围，就得到优良韧性和低屈服比。
像这样，通过使固溶碳减少到4.0ppm以下，使低屈服比化成为可能的机理，被认为是不产生上屈服点，被固溶碳钉扎的位错减少，而可动位错相对增加。
另外，韧性改善的原因认为是，按照与低屈比相同的机理，与低温时的冲击变形相反，容易形成塑性变形，所以吸收功不易降低。
另一方面，如果晶内固溶碳降低到1.0ppm以下，既降低屈服比，又显著降低强度，并且0.3TS-VTrs值也有某些降低，认为这是由晶粒粗化而引起的。
由上述可知，为了达到优良的韧性和低屈服比，极重要的是将晶内固溶碳控制在1.0-4.0ppm范围。
下面，叙述在本发明中将化学成分、组织和制造条件等限定在上述范围的理由。
C0.005-小于0.030％(重量)
C是在Ti、Nb共存下借助沉淀强化而提高强度的元素。添加量不到0.005％(重量)，不仅缺乏其效果，而且没有导致晶粒粗化的过剩的固溶强化元素，不能达到高强度。并且焊接部晶粒也容易长大，成为导致因软化而引起断裂的原因。另一方面，如果含有0.030％(重量)以上，则即使添加多量的Nb和Ti，也难以使晶内固溶碳降低到必要量，此外还在焊接部形成岛状马氏体，降低焊接部的韧性。因此，C含量是0.005-小于0.030％(重量)，最好是0.015-0.028％(重量)。
Si1.5％(重量)以下
Si作为强化元素是有用的元素，在固溶碳低的钢中也是对韧性恶烈影响少的元素。但是，超过1.5％(重量)的过剩添加，对韧性的恶烈影响明显化，也增加焊接部的裂纹敏感性。因此，Si的含量是1.5％(重量)以下，从改善强度效果看，0.8％(重量)以下是理想的。
Mn1.5％(重量)以下，
Mn作为强化元素是有用的元素，但添加超过1.5％(重量)，使焊接部的硬度上升，提高焊接裂纹敏感性。另外，形成岛状马氏体，有降低韧性的担心。再有，添加过剩的Mn，使固溶碳的扩散速度降低，从保持由碳化物析出引起的晶内固溶碳的减少推迟作用看，也是不令人满意的。因此，Mn含量是1.5％(重量)以下，从改善强度效果看，0.8％(重量)以下是理想的。
P0.020％(重量)以下
在本发明范围内的晶内固溶碳范围的钢，P没有像对非时效钢的韧性那样的恶烈影响，但是，超过0.020％(重量)，对韧性恶化的影响变大，因此，P含量是0.020％(重量)以下，最好是0.012％(重量)以下。
S0.015％(重量)以下
S因为形成硫化物而降低耐含流液体性，所以希望尽量降低，但0.015％(重量)以下，最好0.005％(重量)以下的范围是可以充许的。
Al0.005-0.10％(重量)
Al是钢的脱氧和N的固定有用元素。为了达到此效果，至少需要添加0.005％(重量)，而超过0.10％(重量)的添加，在成本上不利，所以含量是0.005-0.10％(重量)的范围。
N0.0100％(重量)以下
N在固溶状态因为导致韧性降低和YR上升，所以作为Ti、Al、B等的氮化物被固定。但是，N量多，导致因上述元素添加量增加而引起的成本升高，所以希望减低，但在0.0100％(重量)以下的范围是可以充许的。另外，最好是0.0050％(重量)以下。
B0.0002-0.0100％(重量)
B是抑制晶粒过分长大，确保韧性和强度的必要元素，另外，通过降低冷却时的相变点，也是用于抑制高温下的碳化物粗大析出的必要元素。为了得到这些效果，0.0002％(重量)以上的添加是必要的。另一方面，超过0.0100％(重量)的添加，由于过分的淬火作用使韧性恶化。因此，B以0.0002-0.0100％(重量)的范围，最好以0.0005-0.0050％(重量)的范围添加。
Ti0.20％(重量)以下、Nb0.25％(重量)以下、而且(Ti＋Nb/2)/C≥4
Ti和Nb尤其在本发明中是重要元素，在析出固定固溶碳而抑制晶内固溶碳的同时，形成TiC、NbC，带来由沉淀强化引起的高强度。为了带来这些效果，必须满足(Ti＋Nb/2)/C≥4。但是，Ti、Nb的量过多，会增加夹杂物，对焊接部的韧性不利，所以分别以0.20％(重量)以下、0.25％(重量)以下的范围添加。再者，(Ti＋Nb/2)/C的范围最好是5-8。
以上，虽然说明了有关基本成分，但本发明还可以适当添加Mo、Cu、Ni、Cr、V、Ca、REM。
Mo1.0％(重量)以下、Cu2.0％(重量)以下、Ni1.5％(重量)以下、Cr1.0％(重量)以下和V0.10％(重量)以下
这些元素都是作为强化元素而辅助使用的元素，但过剩添加，造成焊接部的韧性下降等恶烈影响，因此限定在上述范围。
Ca0.0005-0.0050％(重量)、REM0.001-0.020％(重量)
Ca和REM都有使硫化物形态球状化，提高韧性、耐含硫液体性、焊接性等作用，可是，过剩添加都会增加夹杂物，而恶化韧性，所以限定在上述范围。
金属组织和晶内的固溶碳量
本发明的组织必须形成铁素体和/或无碳贝氏体。即，通过控制成上述组织，能够降低宏观缺陷，所以即使进行由沉淀强化产生高强度，也可以避免韧性和耐含硫液体性的劣化。另外，以往的钢，因为是利用铁素体-珠光体复合组织产生强化，所以是宏观缺陷多的组织。
此外，关于晶内固溶碳量的影响，如图1表明的那样，控制在1.0-4.0ppm(重量)的范围，是为同时达到优良的韧性和低屈服比所必不可少的条件。
为了获得这样的铁素体和/或无碳贝氏体，所以以下述的适宜条件制造按照上述本发明成分组成的钢。
下面，说明关于用于制造本发明的热轧钢板的条件。
热轧后的冷却速度
为了使碳化物析出而调整晶内的固溶碳，至热轧后卷取，尤其至700℃以上温度区的冷却速度必须控制。冷却速度不到5℃/S，晶粒直径粗大化，韧性降低。另一方面， 以超过20℃/S的速度冷却时，除有碳化物析出不充分的倾向之外，在铁素体晶内容易残留应变，使韧性降低。此外，冷却速度过大，难以稳定保持遍及热轧钢带全长的冷却速度，导致在钢带纵向上材质不均匀、在钢带的表面和板厚中心部之间材质不均匀、钢板形状变差等缺点。
因此，热轧后的冷却速度必须是5℃/S以上、20℃/S以下，最好是5℃/S以上、15℃/S以下。
卷取温度(CT)
由碳化物析出引起的晶内固溶碳的调整和沉淀强化作用，大部分在板卷卷取后的缓冷过程中发生，所以热轧后的卷取温度是特别重要的必要条件。卷取温度在550以下，固溶碳量的降低不充分，并且难以得到均匀的材质。另一方面，卷取温度超过700℃，难以发生有过时效倾向的沉淀强化，除对高强度化不利之外，还有固溶碳过少的倾向。
因此，热轧后的卷取温度必须是超过550℃至700℃、最好至600℃以上的温度范围。再者，虽然是耐火钢的领域，但在特开平5-222484中提出使IF(Interstitial Free)钢沉淀强化的高韧性低屈服比钢。
但是，首先，该申请可以使IF即固溶碳实质上为零，与必要的固溶碳下限的本申请构思不同。
其次，在所提出的制造方法及其实施例中，为了确保耐火性，在热轧后都进行急冷·低温(550℃以下)卷取。根据本发明人的研究认为，以此条件实际上固溶碳以超过4.0ppm存在，不能期待像本申请的强度-韧性匹配。
上述的热轧后的冷却速度和卷取温度，在本发明中是特别重要的必要条件，使遍及钢带的全长和全宽以相同条件进行处理成为可能。
下面，叙述关于上述必要条件以外的合适的制造条件。
扁坯的热轧或者在连铸后直接(所渭的CC-DR)进行，或者在加热温度(SRT)为900-1300℃，从节省能量看最好在1200℃以下的范围再加热后进行。在进行CC-DR的场合，可以进行保温或端部的稍微加热。
热轧可以按照终轧温度(FDT)为750-950℃的一般轧制进行，但终轧温度比Ar3相变点低100℃，在热轧中析出碳化物，沉淀强化作用弱，因而是希望的。
另外，本发明钢通过控制基体中的固溶碳量和添加B产生晶粒细化，获得高韧性和高强度，所以不一定必须使用控制轧制(在奥氏体晶粒未再结晶温度区的强压下)。在硬要用控制轧制法制造本发明钢的情况下，因为低碳，再结晶温度降低至900℃左右，所以在900℃以下，要注意确保热轧压下率在50％以上(在60％以上更有效)。
另外，热轧板厚也因用途而异，但通常是5-30mm上下。
以上的制造方法虽是热轧钢带制造过程中的，但该方法也可以应用于厚板制造过程中。例如按照与热轧钢带相同的方法，进行至热轧后的冷却，接着在600-700℃范围保持1小时以上或者缓冷，得到相同的材质。
实施例
将表1-3所示的各种成分组成的钢扁坯再加热后，以表2所示的条件进行热轧，制成板厚15mm的钢板。
对如比得到的热轧钢板，在进行组织检查的同时，测定晶内的固溶碳。另外，作为钢板的机械性能，测定屈服强度、抗拉强度、屈服比、断裂转变温度、在0℃的吸收功、0.3TS-VTrs、HIC(耐含硫液体性)等性能。在制管生产线上进行电焊接，再测定焊接部的维氏最高硬度(Hv)、该硬度与母材部的硬度差(ΔHv)、焊接热影响区的粗大晶粒部分的断裂转变温度。
这里，晶内固溶碳量，如上述那样，由AI根据晶内固溶碳量(ppm)＝0.20×AI(MPa)求出。拉伸试验按照JISZ201，使用JIS5号试样，冲击试验按照JISZ2202使用夏氏冲击试样进行。
另外，HIC按照NACE TM-02-84进行。但是，试验液使用NACETM0177-90中规定的NACE液。HIC评价用超声波探伤进行，以无裂纹者作为0，裂纹尺寸按CSR(裂纹敏感度)不到1％者作为Δ，1％以上者作为X。
所得的结果中，组织和晶内固溶碳示于表2中，各种机械性能、耐含硫液体性的结果示于表3中。
                                                                                            表1
   序号                                                                             化学成分(重量％) (Ti＋Nb/2) 成分区分
 C  Si  Mn   P   S   Al   Ti   Nb   N   B  元素级1  元素组2     C
   1  0.020  0.50  0.50  0.008  0.0011  0.034  0.010  0.19  0.0031  0.009     5.3 造合例
   2  0.021  0.41  0.62  0.008  0.0010  0.032  0.083  0.05  0.0028  0.0010     5.1 造合例
   3  0.019  0.58  0.61  0.007  0.0012  0.051  -  0.20  0.0020  0.0008     5.3 适合例
   4  0.019  0.38  0.40  0.008  0.0021  0.020  0.110  -  0.0023  0.0010     5.8 造合例
   5  0.024  0.35  0.42  0.007  0.0015  0.044  0.072  0.10  0.0024  0.0010     5.1 适合例
   6  0.028  0.14  0.33  0.005  0.0020  0.047  0.061  0.17  0.0026  0.0005     5.2 适合例
   7  0.010  0.80  1.00  0.006  0.0018  0.034  0.023  0.05  0.0026  0.0030     4.8 适合例
   8  0.016  0.70  0.78  0.004  0.0021  0.060  0.010  0.22  0.0042  0.0013     7.5 适合例
   9  0.022  0.20  0.66  0.006  0.0015  0.054  0.097  0.03  0.0027  0.0011  Mo：035     5.1 适合例
  10  0.016  0.61  0.36  0.010  0.0018  0.049  0.015  0.15  0.0027  0.0041  Cr：0.80     5.6 造合例
  11  0.018  0.35  0.25  0.012  0.0013  0.033  0.030  0.13  0.0027  0.0012  V：0.03     5.3 造合例
  12  0.024  0.40  0.48  0.009  0.0012  0032  0.077  0.10  0.0025  0.0009  Cu：1.20.Ni：0.80     5.3 适合例
13 0.018 0.30 0.50 0.009 0.0014 0.054 0.090 0.01 0.0027 0.0005  Mo：0.20.Cu：0.20Ni：0.10.Cr：0.10V：0.01 5.3 适合例
  14  0.020  0.55  0.50  0.006  0.0020  0.055  0.150  0.01  0.0026  0.0010  REM：0.006     7.8 适合例
  15  0.021  0.45  0.35  0.008  0.0024  0.055  0.012  0.19  0.0027  0.0008  Ca：0.0021     5.1 适合例
16 0.018 0.47 0.46 0.007 0.0020 0.060 0.041 0.12 0.0021 0.0027 Mo0.80.Cr.0.20  REM：0.005Ca：0.0015 5.6 适合例
  17  0.020  0.50  0.51  0.007  0.0014  0.035  0.012  0.19  0.0031     5.4 比较例
  18  0.020  0.50  0.51  0.008  0.0010  0.042  0.013  0.10  0.0025  0.008     3.2 比较例
  19  0.032  0.49  0.51  0.0007  0.0012  0.040  0.010  0.03  0.0024  0.0010     10.9 比较例
  20  0.050  0.42  0.83  0.007  0.0013  0.037  0.150  0.24  0.0030  0.008     5.4 比较例
  21  0.025  0.23  1.82  0.009  0.0013  0.041  0.076  0.10  0.0029  0.0010     5.0 比较例
                                                            表2
序号                       热轧条件 固溶C(重量ppm)   Al(MPa) 组织 区分
扁坯加热温度(℃) 热轧终轧温度(℃) 冷却速度(℃/S) 卷取温度(℃)
 1A     1200     880     8   650   2.4   12     铁素体＋无碳贝氏体 发明例
 1B     1200     880     8   500   6.2   31     无碳贝氏体 比较例
 1C     1200     880     8   750   0.8   4     铁素体 比较例
 2A     1200     860     6   600   2.0   10     铁素体＋无碳贝氏体 发明例
 2B     1200     860     3   600   1.0   5     铁素体 发明例
 2C     1200     860     14   600   3.8   19     铁素体＋无碳贝氏体 发明例
 2D     1200     860     7   560   3.4   17     无碳贝氏体 发明例
 2E     1200     860     25   600   5.2   26     无碳贝氏体 比较例
 2F     1200     860     18   600   4.0   20     铁素体＋无碳贝氏体 发明例
 3     1200     840     9   700   2.6   13     无碳贝氏体 发明例
 4     1200     820     5   650   2.2   11     铁素体＋无碳贝氏体 发明例
 5     1250     840     9   650   2.0   10       ″ 发明例
 6     1220     900     9   650   2.4   12       ″ 发明例
 7     1180     840     8   600   3.4   17     无碳贝氏体 发明例
 8     1100     880     7   650   1.2   6     铁素体 发明例
 9     1180     800     9   650   2.8   14     无碳贝氏体 发明例
 10     1100     920     5   650   1.6   8     铁素体＋无碳贝氏体 发明例
 11     1220     920     8   700   2.0   10        ″ 发明例
 12     1180     880     9   600   2.4   12        ″ 发明例
 13     1050     840     7   650   3.0   15     无碳贝氏体 发明例
 14     1280     840     9   650   1.2   6     铁素体 发明例
 15     1250     900     9   650   2.2   11     铁素体＋无碳贝氏体 发明例
 16     1200     900     6   650   1.8   9       ″ 发明例
 17     1200     860     9   560   0.8   4     铁素体 比较例
 18     1200     860     9   650   10.8   54     无碳贝氏体 比较例
 19     1200     820     10   650   1.2   6     铁素体 比较例
 20     1220     880     9   600   5.6   28     铁素体＋无碳贝氏体 比较例
 21     1200     880     8   600   4.8   24       ″ 比较例
*在700℃以上(卷取温度大于700℃卷取)时的冷却速度
                                                                        表3
序号                                                  母材性能               焊接区性能
     YS(MPa)     TS(MPa)     YR(％) Hv     vTrs(℃)     VEo℃(J)    0.3TS-vTrs    HIC评价 Hv ΔHv     vTrs(℃)
  1A     433     639     68     226     -140     400     332     ○     241     15     -45
  1B     553     642     86     223     -50     270     243     △     240     17     -30
  IC     262     430     61     142     -170     340     200     ○     245     103     -35
  2A     440     641     69     213     -140     400     332     ○     225     12     -40
  2B     301     435     69     161     -170     350     301     ○     223     62     -40
  2C     463     646     72     220     -110     300     304     ○     235     15     -35
  2D     457     645     71     222     -120     300     314     ○     236     14     -35
  2E     630     655     81     227     -60     280     257     ○     247     20     -20
  2F     470     648     73     223     -110     300     304     ○     238     15     -35
  3     461     669     69     235     -125     380     326     ○     252     17     -30
  4     418     598     70     201     -130     380     329     ○     210     9     -50
  5     458     657     70     224     -130     390     327     ○     239     15     -30
  6     422     626     67     205     -140     380     328     ○     224     19     -35
  7     456     634     72     213     -155     300     305     ○     264     51     -25
  8     462     602     67     253     -120     370     328     ○     270     17     -25
  9     480     687     70     228     -120     360     326     ○     241     13     -30
  10     502     721     70     266     -120     360     336     ○     288     22     -25
  11     474     686     69     201     -120     370     326     ○     220     19     -25
  12     505     717     70     284     -120     370     335     ○     307     23     -30
  13     528     750     70     253     -120     380     345     ○     264     11     -25
  14     437     630     69     219     -135     380     324     ○     230     11     -40
  15     450     641     70     217     -135     380     327     ○     243     26     -35
  16     499     712     70     277     -125     380     339     ○     302     25     -30
  17     221     365     61     125     -180     320     290     ○     102     -23     -35
  18     566     631     90     210     -20     220     209     △     248     38     30
  19     275     385     71     123     -165     330     281     ○     100     -23     -30
  20     551     662     83     225     -50     260     249     △     348     123     45
  21     522     653     80     218     -60     260     256     ×     320     102     20
从表1-3可清楚地看出，按照本发明所获得的热轧钢板，都得到作为目标的性能，按母材的性能，屈服强度(YS)是276MPa以上，屈服比(YR)是80％以下，断裂转变温度VTrs是-100℃以下，在0℃时的夏氏冲击吸收功VEo是300J以上，0.3TS-VTrs是300以上，而且显示良好的耐含硫液体性，并且，就焊接部而言，焊接部和母材的硬度差(ΔHV)是100以下，焊接热影响区(HAZ)的断裂转变温度VTrs是0℃以下，是低屈服比、高强度，而且具有良好的冲击性能、耐含硫液体性和焊接性。
尤其，序号1A、2A、3-6和8-16按母材，YS是413MPa以上，YR是70％以下，VTrs是-120℃，VEo是310J以上，0.3TS-VTrs是320以上，ΔHV是30以下，焊接热影响区的VTrs是-20℃以下，得到极优良的性能。
与此相反，成分组成、制造条件在本发明范围以外的比较例，韧性、屈服比、焊接部性能、耐含硫液体性等性能中的至少一个性能差。
发明效果
这样按照本发明，可以获得不导致厚度方向和纵向的材质不均性，具有良好韧性、焊接性、耐含硫液体性，而且低屈服比的高强度热轧钢板，在要求这些性能的建筑、土木用钢管、圆柱，油井用电焊钢管等用途中使用达到良好的效果。
附图的简单说明
图1是表示晶内固溶碳量和屈服强度(YS)关系的曲线图。
图2是表示晶内固溶碳量和抗拉强度(TS)关系的曲线图。
图3是表示晶内固溶碳量和断裂转变温度(VTrs)关系的曲线图。
图4是表示晶内固溶碳量和屈服比(YR)关系的曲线图。
图5是表示晶内固溶碳量和0.3TS-VTrs关系的曲线图。

Claims (4)

1.韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，含有C0.005-小于0.030％(重量)，Si1.5％(重量)以下、Mn1.5％(重量)以下、P0.020％(重量)以下、S0.015％(重量)以下、Al0.005-0.10％(重量)、N0.0100％(重量)  以下、B0.0002-0.0100％(重量)，而且从Ti0.20％(重量)以下和Nb0.25％(重量)以下中选择任一种或二种、满足(Ti＋Nb/2)/C≥4关系的含有，其余为Fe和不可避免的杂质，并且金属组织由铁素体和/或无碳贝氏体组成，同时晶内固溶碳量是1.0-4.0ppm。
2.权利要求1所述的韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，在上述的钢成分中还含有从Mo1.0％(重量)以下、Cu2.0％(重量)以下、Ni1.5％(重量)以下、Cr1.0％(重量)以下和V0.10％(重量)以下中选择的任一种或二种以上。
3.权利要求1或2所述的韧性良好的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，在上述的钢成分中还有从Ca0.0005-0.0050％(重量)、REM0.001-0.020％(重量)中选择的任一种或二种。
4.韧性优良的低屈服强度高韧性热轧钢板的制造方法，其特征在于，热轧含有C0.005-小于0.030％(重量)、
Si1.5％(重量)以下、Mn1.5％(重量)以下、P0.020％(重量)以下、S0.015％(重量)以下、Al0.005-0.10％(重量)、N0.0100％(重量)以下、B0.0002-0.0100％(重量)，而且从Ti0.20％(重量)以下和Nb0.25％(重量)以下中选择的任一种或二种、以满足(Ti＋Nb/2)/C≥4的关系含有的钢，然后以5℃/S以上、20℃/S以下的速度冷却，接着在高于550℃至700℃的温度范围进行卷取。
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