CN1628183A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

高强度钢板，含有以质量％计0.002～0.08％的C，具有实质上为铁素体相和贝氏体相的2相组织的金属组织。上述铁素体相具有粒径30nm以下的析出物，屈服强度在448MPa以上。制造方法具有热轧工序、快速冷却的工序、再加热工序。以5℃/s以上的冷却速度进行快速冷却到300～600℃。以0.5℃/s的升温速度再加热到550～700℃。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于制造钢管等的抗氢致裂纹性能(抗HIC性能)优良的钢板及其制造方法。
背景技术
用于输送含硫化氢的原油和天然气的管线除了强度、韧性、焊接性能以外，要求抗氢致裂纹性能(抗HIC性能)和抗应力腐蚀裂纹性能(抗SCC性能)等所谓的耐酸性能。钢材的氢致裂纹(HIC)是由于腐蚀反应造成氢离子吸附在钢材表面，成为原子态的氢侵入到钢的内部，扩散、聚积在钢中的MnS等非金属夹杂物和硬的第1相组织的周围，由于其内压生成裂纹的。
为了防止这样的氢致裂纹，在特开昭54-110119号公报中公开了通过相对于S含量添加适量的Ca和Ce，控制生成针状的MnS，把形态改变成应力集中小的、细小分散的球状夹杂物，抑制裂纹的产生和扩展的抗HIC性能优良的管线用钢的制造方法。此外特开昭61-60866号、特开昭61-165207号公报公开了降低偏析倾向严重的元素(C、Mn、P等)含量，利用在板坯加热阶段的均热处理、冷却时的相变过程中加速冷却，抑制在中心偏析部位的作为裂纹源的岛状马氏体生成、成为裂纹扩展途径的马氏体和贝氏体等硬化组织的生成的，抗HIC性能优良的钢。此外，关于抗HIC性能优良的X80级高强度钢板，在特开平5-9575号公报、特开平5-271766号公报、特开平7-173536号公报等公开了利用以低S添加Ca，对夹杂物形态进行控制，作为低C、低Mn控制中心偏析，由此造成的强度降低通过添加Cr、Mn、Ni等和加速冷却来进行补偿的方法。
可是上述改善抗HIC性能的方法主要以中心偏析部为对象。另一方面，由于API X65级以上的高强度钢板多为利用加速冷却或直接淬火进行制造，所以冷却速度快的钢板表面比内部硬，从表面附近容易产生氢致裂纹。此外利用加速冷却得到的这些高强度钢板的显微组织，不仅仅是表面，一直到内部都是贝氏体或针状铁素体的裂纹敏感性比较高的组织，即使实施针对中心偏析部位的HIC的对策的情况下，API X65级左右的高强度钢中，不出现以硫化物类或氧化物类夹杂物为起因的HIC是困难的。因此把这些高强度钢板的抗HIC性能成为问题的情况下，针对以硫化物类和氧化物类夹杂物为起因的HIC的对策是必要的。
另一方面，作为显微组织不含裂纹敏感性高的块状贝氏体和马氏体的抗HIC性能优良的高强度钢在特开平7-216500号公报中发表了铁素体-贝氏体2相组织的API X80级的抗HIC性能优良的高强度钢材。此外，在特开昭61-227129号公报、特开平7-70697号公报中发表了使显微组织为铁素体单相组织，改善抗SCC(SSCC)性能和抗HIC性能，利用添加大量Mo或Ti得到利用碳化物析出强化的高强度钢。
可是特开平7-216500号公报所述的铁素体-贝氏体2相组织的贝氏体相，虽然没有达到块状贝氏体和马氏体程度，但是裂纹敏感性比较高的组织，由于要使抗HIC性能提高必须要严格限制S和Mn的含量，必须进行Ca处理，所以制造成本高。此外特开昭61-227129号公报、特开平7-70697号公报中所述的铁素体相是延展性好的组织，裂纹敏感性非常低，所以与贝氏体组织或针状铁素体组织的钢相比，能大幅度改善抗HIC性能。可是由于单相铁素体强度低，在特开昭61-227129号公报中所述的钢利用添加大量的C和Mo，利用使碳化物大量析出来提高强度，特开平7-70697号公报的钢带把添加Ti的钢在特定的温度下卷取钢带，利用TiC的析出强化来提高强度。可是为了得到在特开昭61-227129号公报中所述的使Mo的碳化物分散的铁素体组织，必须在淬火回火后进行冷加工，然后再次进行回火，不仅制造成本升高，由于Mo的碳化物的粒径大到约0.1μm，强度提高的效果降低，必须提高C和Mo的含量，利用增加碳化物的量来得到规定的强度。此外在特开平7-70697号公报所述的高强度钢中利用的TiC比Mo的碳化物细小，是对析出强化有效的碳化物，但是受析出时温度的影响虽然容易成长，但也没有什么防止碳化物成长的方法。因此析出强化不充分，必须添加大量的Ti。此外添加大量Ti的钢存在有焊接热影响区韧性严重恶化的问题。
发明内容
本发明的目的是不大量添加合金元素、低成本地提供对于中心偏析部位的HIC和表面附近从夹杂物产生的HIC具有优良抗HIC性能的管线用高强度钢板。
为了达到上述目的，第1：本发明提供屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板，按质量％计含有C：0.02～0.08％，具有实质上为铁素体相和贝氏体相的2相组织的金属组织，在上述铁素体相中析出粒径在30nm以下的析出物。(第1高强度钢板)
C含量为0.02～0.08％。C是得到贝氏体相所必须的元素，此外也是作为碳化物析出，对强化铁素体相有利的元素。可是它的含量小于0.02％的情况下不能确保足够的强度，超过0.08％的话使韧性和抗HIC性能恶化。再有为了得到优良的焊接部位性能，优选对用下述公式定义的Ceq规定为：屈服强度在448Mpa以上的情况下，Ceq在0.28以下；屈服强度在482Mpa以上的情况下，Ceq在0.32以下；在屈服强度在551Mpa以上的情况下，Ceq在0.36以下。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5
在上述的铁素体相中析出30nm以下的微细析出物。由于铁素体相延展性优良，所以抗HIC性能优良，但是一般由于强度低硬度也低，在铁素体-贝氏体2相组织的情况下，铁素体相和贝氏体相的硬度差变大，由于此界面成为产生裂纹的起点和裂纹扩展的途径，所以抗HIC性能恶化。在上述高强度钢板中使铁素体相和贝氏体相的硬度差在一定值以下，可以改善抗HIC性能，可以用提高铁素体相的硬度来减小硬度差。也就是利用使析出物细小弥散来强化铁素体相，可以减小与贝氏体相的硬度差。可是析出物的粒径超过30nm的话，因弥散析出造成的铁素体相的强化不充分，不能减小与贝氏体相的硬度差，所以要使析出物的粒径在30nm以下。此外利用添加少量合金元素可以有效地强化铁素体相，而且为了兼顾得到优良的抗HIC性能，优选使析出物的尺寸在10nm以下。
上述贝氏体相和上述铁素体相的硬度差优选在威氏硬度70以下。铁素体相和贝氏体相的硬度差在HV70以下的话，由于铁素体相和贝氏体相的界面不能成为氢原子聚积的地方和裂纹的扩展途径，所以抗HIC性能不降低。更加优选硬度差在HV50以下。最好硬度差在HV35以下。
优选上述贝氏体相具有320以下的威氏硬度(HV)。贝氏体相是为了得到高强度的有效的金属组织，但是它的硬度超过HV320的话，在贝氏体相内容易形成板条状马氏体(MA)，不仅成为HIC的裂纹源，裂纹容易在铁素体相和贝氏体相的界面的扩展，所以抗HIC性能恶化。可是贝氏体相的硬度在HV320以下的话，由于不形成MA，所以优选贝氏体相的硬度上限定为HV320。更优选贝氏体相具有300以下的威氏硬度(HV)。最好为280以下。
优选上述贝氏体相具有的面积比率为10-80％。贝氏体相与铁素体相复合，是要确保抗HIC性能的同时得到高强度所必须的，在钢材的制造过程中利用热轧后的快速冷却等的一般工序，可以很容易地得到。贝氏体相的面积比率小于10％的情况下，其效果不充分。另一方面贝氏体相的面积比率高的话，抗HIC性能恶化，所以优选贝氏体相的面积比率在80％以下。更优选为20～60％。
第2：本发明提供屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板，具有实质上为铁素体相和贝氏体相的2相组织的金属组织，在上述铁素体相中析出有含Ti和Mo的粒径在10nm以下的复合碳化物的析出物。按质量％计，含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.5～1.8％、P：0.01％以下、S：0.002％以下、Mo：0.05～0.5％、Ti：0.005～0.04％、Al：0.07％以下，其余为Fe构成。用原子％计的C含量与Mo、Ti的合计含量的比C/(Mo+Ti)为0.5～3。(第2-1高强度钢板)
在上述钢板中，复合添加Mo和Ti，通过在钢中细小析出以Mo和Ti为主的复合碳化物，MoC和/或TiC的析出强化的情况相比能得到更大的提高强度的效果。此大的提高强度的效果是由于能得到粒径在10nm以下的细小析出物。
C含量和Mo、Ti的合计含量之比C/(Mo+Ti)：为0.5～3。C/(Mo+Ti)的值小于0.5或超过3的情况下，某个元素含量过剩，导致形成硬化组织造成的抗HIC性能的恶化和韧性的恶化。以原子％计的C含量和Mo、Ti的合计含量之比C/(Mo+Ti)为0.7～2的话，可以得到粒径5nm以下更细小的析出物而更理想。
上述贝氏体相和上述铁素体相的硬度差优选在威氏硬度70以下。优选上述贝氏体相具有320以下威氏硬度。此外优选上述贝氏体相具有10-80的面积比率。
也可以用W置换上述第2-1的高强度钢板中的Mo的一部分或全部。这种情况下以质量％计Mo+W/2为0.05～0.5％、以原子％计C含量和Mo、W、Ti的合计含量之比C/(Mo+W+Ti)为0.5～3。铁素体相中析出含Ti、Mo和W，或Ti和W的粒径在10nm以下的复合碳化物。(第2-2高强度钢板)
上述第2-2的高强度钢板，也可以以质量％计再含有Nb：0.005～0.05％和/或V：0.005～0.1％。以原子％计C含量和Mo、Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Mo+Ti+Nb+V)为0.5～3。铁素体相中析出含Ti、Mo、Nb和/或V的粒径在10nm以下的复合碳化物。(第2-3高强度钢板)Ti含量优选0.005～小于0.02％。C/(Mo+Ti+Nb+V)优选为0.7～2。
在第2-3的高强度钢板中，也可以用W置换Mo的一部分或全部。这种情况下，以质量％计Mo+W/2为0.05～0.5％，以原子％计C含量和Mo、W、Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Mo+W+Ti+Nb+V)为0.5～3。铁素体相中析出含Ti、Mo、W、Nb和/或V，或Ti、W、Nb和/或V的粒径在10nm以下的复合碳化物。(第2-4高强度钢板)
第2-1至第2-4的高强度钢板，也可以再含有从以质量％计的Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0005～0.005％中选择的至少一种。
第3：本发明提供屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板，具有实质上为铁素体相和贝氏体相的2相组织的金属组织，在上述铁素体相中析出含有从Ti、Nb、V中选择的2种以上的、粒径在30nm以下的复合碳化物。上述钢板，按质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.5～1.8％、P：0.01％以下、S：0.002％以下、Al：0.07％以下，含有从Ti：0.005～0.04％、Nb：0.005～0.05％、V：0.005～0.1％中选择的至少一种、其余为Fe构成，以原子％计的C含量和Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Ti+Nb+V)为0.5～3。(第3高强度钢板)
以原子％计的C含量和Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Ti+Nb+V)优选为0.7～2.0。
优选上述贝氏体相和上述铁素体相的硬度差在威氏硬度70以下。优选上述贝氏体相具有320以下威氏硬度。此外优选上述贝氏体相具有10-80的面积比率。
第3高强度钢板，也可以再含有从以质量％计的Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0005～0.005％中选择的至少一种。
此外，本发明提供具有热轧工序、进行快速冷却的工序和再加热工序的屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板的制造方法。
热轧工序，是把钢坯在加热温度为1000～1300℃、终轧温度在750℃以上的条件下进行热轧。上述加热温度优选1050～1250℃。
进行快速冷却的工序，是把热轧后的钢以5℃/s以上的冷却速度快速冷却到300～600℃。终冷温度优选400～600℃。
进行再加热的工序，是在冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度再加热到550～700℃。优选上述再加热比冷却后的温度升高50℃以上。上述进行再加热的工序，优选用与轧制设备和冷却设备设置在同一作业线上的感应加热装置进行。
上述钢坯只要具有从第2-1到第2-4的高强度钢板和第3高强度钢板的成分组成就可以。
再有本发明提供具有热轧工序、进行快速冷却的工序和进行再加热的工序的屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板的制造方法。
热轧工序，是把钢坯在加热温度为1050～1250℃、终轧温度在750℃以上的条件下进行热轧。
进行快速冷却的工序，是把热轧后的钢以5℃/s以上的冷却速度快速冷却到300～600℃，形成未相变的奥氏体和贝氏体的2相组织。
进行再加热的工序，是在冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度加热到550～700℃，进行50℃以上的再加热，形成析出物分散析出的铁素体相和贝氏体的2相组织。
上述钢坯只要具有从第2-1到第2-4的高强度钢板和第3高强度钢板的成分组成就可以。
附图说明
图1为简要表示本发明制造方法热履历的图。
图2为表示本发明的Ti含量和夏氏断面转变温度关系的图。
图3为表示用于实施本发明制造方法的生产线一例的简图。
图4为表示本发明的高强度钢板的显微组织一例的图。
具体实施方式
实施方式1
本发明人为了兼顾提高抗HIC性能和高强度，研究了对钢材显微组织的影响。其结果发现使金属组织成为铁素体-贝氏体的2相组织是最有效的。为了提高抗HIC性能，组织成为以铁素体为基体的组织是有效的，但是为了调整强度，利用贝氏体组织是有效的。一般采用的高强度钢材的铁素体-贝氏体2相组织是软的铁素体相和硬的贝氏体相的混合组织，具有这样混合组织的钢材氢容易聚积在铁素体相和贝氏体相的界面，由于上述界面成为裂纹扩展的途径，抗HIC性能恶化。可是本发明人发现通过调整铁素体相和贝氏体相的强度，把它们的硬度差控制在一定范围以内，可以兼顾高强度和优良的抗HIC性能，完成实施方式1。此外认识到为了抑制从贝氏体相产生裂纹，把贝氏体相的硬度控制在一定值以下是有效的，此外为了保持铁素体相优良的抗HIC性能的同时提高它的强度，利用细小析出物造成的析出强化是非常有效的。
下面对实施方式1的具有优良抗HIC性能的高强度钢材进行详细说明。首先对实施方式1的钢材组织进行说明。
实施方式1的钢材的金属组织实质上是铁素体相和贝氏体相的2相组织，认为是铁素体-贝氏体组织。由于铁素体相延展性好，裂纹敏感性非常低，可以实现高抗HIC性能。此外，贝氏体相具有优良的强韧性，利用使钢材的组织成为铁素体-贝氏体组织，可以兼顾抗HIC性能和高强度。此外除了铁素体-贝氏体组织以外，马氏体和珠光体等不同的组织混合1种或2种以上的情况下，由于在不同相的界面的氢的聚积和应力集中，容易产生HIC，所以铁素体和贝氏体以外的组织比率越少越好。可是在铁素体相和贝氏体相以外的组织体积比率低的情况下可以忽略，所以也可以含有总体积比率在5％以下的其他金属组织，也就是也可以含有总体积比率在5％以下的1种或2种以上的马氏体、珠光体、渗碳体。
实施方式1中铁素体相和贝氏体相比率，优选使贝氏体相的面积比率为10～80％。贝氏体相和铁素体相的复合对于确保抗HIC性能的同时得到高的强度是必要的，在钢材的制造过程中利用热轧后的快速冷却等一般的工序可以容易地得到。贝氏体相的面积比率小于10％的情况下它的效果不充分。另一方面贝氏体相的面积比率高的话，由于抗HIC性能恶化，所以优选贝氏体相的面积比率在80％以下。更优选在20～60％。
在实施方式1的钢材中，优选在铁素体相中弥散析出30nm以下的细小的析出物。由于铁素体相的延展性优良，所以抗HIC性能优良，但是一般由于强度低硬度也低，在铁素体-贝氏体2相组织的情况下，铁素体相和贝氏体相的硬度差大，由于它们的界面成为裂纹源和裂纹扩展的途径，所以抗HIC性能恶化。在实施方式1中，利用使铁素体相和贝氏体相的硬度差在一定值以下，改善抗HIC性能，通过提高铁素体相硬度可以减小硬度差。也就是利用析出物的弥散析出强化铁素体，可以减小与贝氏体相的硬度差。可是析出物的粒径超过30nm的话，因弥散析出得到的强化铁素体相不充分，由于不能使与贝氏体相的硬度差在HV70以下，所以要使析出物的粒径在30nm以下。此外利用添加少量的合金元素可以有效强化铁素体，而且为了兼顾优良的抗HIC性能，优选析出物尺寸在10nm。由于上述复合碳化物非常细小，对抗HIC性能没有任何影响。
在铁素体相中弥散析出的析出物只要不恶化抗HIC性能，可以强化铁素体相，什么析出物都可以，含Mo、Ti、Nb、V等中的一种或两种以上的碳化物、氮化物或碳氮化物，用一般的钢材制造方法都可以容易地在铁素体相中细小析出，所以优选使用这些。为了使细小析出物在铁素体中弥散析出，可以采用从过冷奥氏体向铁素体相变而在相变界面析出的方法等。
此外，由于钢材的强度与析出物的种类、尺寸、个数有关，可以利用添加元素和它的含量来调整强度。需要高强度的情况下，提高Mo、Ti、Nb、V等形成碳化物的元素含量，可以增加析出物的个数。为了制造屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板，优选析出2×103个/μm3以上。
作为析出的形态随机或点列状都可以，没有特别的限定。
采用含Mo和Ti的复合碳化物作为铁素体相中细小弥散的析出物，可以得到非常高的强度。Mo和Ti是在钢中形成碳化物的元素，一直采用以MoC、TiC析出使钢强化，但是复合添加Mo和Ti，使含有以Mo和Ti为基础的复合碳化物在钢中细小弥散析出，与MoC和TiC的析出强化的情况相比，可以得到更大的提高强度的效果。
从来没有过的大的提高强度效果，是由于含以Mo和Ti为基础的复合碳化物稳定而且成长速度慢，所以得到粒径小于10nm的非常细小的析出物所致。
此外，在焊接部位的韧性成为问题的情况下，用其他元素(Nb、V等)置换部分Ti，可以在不损失高强度化效果的情况下使焊接部位的韧性提高。
实施方式1的钢材的金属组织中铁素体相和贝氏体相的硬度差优选在威氏硬度(HV)70以下。如上所述铁素体相和贝氏体相的不同相的界面成为造成HIC原因的氢原子聚积的部位，而且成为裂纹扩展的途径，抗HIC性能降低，但是铁素体相和贝氏体相的硬度差在HV70以下的话，由于它们的界面不能成为氢原子聚积的部位和裂纹扩展的途径，所以抗HIC性能不降低。优选在HV50以下，最好在HV35以下。硬度作为用威氏硬度计测定的值，在各自的相内为了得到最合适大小的压痕，可以选择任何大小的负荷，优选在铁素体相和贝氏体相中用相同大小的负荷，例如可以使用测定负荷为50g的威氏硬度计测定。此外考虑显微组织的局部成分或微细结构的差异等造成硬度的偏差，或测定偏差造成的波动，对各相至少在30个以上的不同位置进行硬度测定，作为铁素体相和贝氏体相的硬度，优选分别使用各相的平均硬度。使用平均硬度情况下的硬度差，使用铁素体相硬度的平均值和贝氏体相硬度的平均值的绝对值。
此外，在实施方式1的钢材中，优选使贝氏体相的硬度在HV320以下。贝氏体相是用于得到高强度的有效的金属组织，但是它的硬度超过HV320的话，在贝氏体相内容易形成板条状马氏体(MA)，不仅会成为HIC的裂纹源，由于在铁素体相和贝氏体相界面的裂纹容易扩展，所以抗HIC性能恶化。可是贝氏体相的硬度在HV320以下的话，不能形成MA，所以优选贝氏体相硬度的上限定为HV320。贝氏体组织可以通过使奥氏体快冷得到，使终冷温度在一定温度以上，可以抑制马氏体等的硬的组织生成，此外利用冷却后的再加热使其软化的方法等来制造，可以使贝氏体相的硬度在HV320以下。更优选贝氏体相硬度在HV300以下，最好在HV280以下。
下面对实施方式1的钢材化学成分进行说明。在以下的说明中，用％表示的单位全部为质量％。
使C为0.02～0.08％。C是用于得到贝氏体相所必须的元素，此外作为碳化物析出，是对强化铁素体相有利的元素。可是其含量小于0.02％的情况下不能充分确保强度，超过0.08％的话韧性和抗HIC性能恶化，所以规定C含量为0.02～0.08％。
实施方式1的钢材是利用规定金属组织和它的硬度差，兼顾抗HIC性能和高强度的钢材，为了达到此目的，也可以含有除C以外的某些合金元素。为了得到在优良的抗HIC性能和高强度的基础上，在韧性或焊接性能方面也优良的钢材，也可以除加C以外含有1种或2种以上下述成分范围的合金元素。
优选Si为0.01～0.5％。Si是为了脱氧添加的，但是小于0.01％的情况下脱氧效果不充分，超过0.5％的话韧性和焊接性能恶化，在添加的情况下优选Si含量规定在0.01～0.5％。
优选Mn为0.1～2％。Mn是为了强度和韧性添加的，但是小于0.1％的情况下它的效果不充分，超过2％的话焊接性能和抗HIC性能恶化，所以在添加的情况下优选Mn含量在0.1～2％。
优选P在0.02％以下。P使韧性和焊接性能、或抗HIC性能恶化，是不可避免的夹杂物，所以优选P含量的上限规定为0.02％。
优选S在0.005％以下。S一般在钢中成MnS夹杂物，使抗HIC性能恶化，越少越好。可是在0.005％以下的话没有问题，所以优选S含量的上限规定为0.005％。
优选Mo为1％以下。Mo是促进贝氏体相变的有效元素，再有通过在铁素体中形成碳化物使铁素体相硬化，是减小铁素体相和贝氏体相的硬度差非常有效的元素。可是添加量超过0.1％的话，形成马氏体等硬化相，抗HIC性能恶化，所以在添加的情况下优选规定Mo含量在1％以下。
优选Nb在0.1％以下。Nb利用使组织的晶粒细化提高韧性，同时在铁素体中形成碳化物使铁素体相硬化，也是减小铁素体相和贝氏体相的硬度差的有效元素。可是添加量超过0.1％的话，焊接热影响区的韧性恶化，所以在添加的情况下优选规定Nb含量在0.1％以下。
优选V为0.2％以下。V和Nb一样对提高强度、韧性有利。可是超过0.2％的话焊接热影响区的韧性恶化，所以在添加的情况下优选规定V含量在0.2％以下。
优选Ti在0.1％以下。Ti也和Nb一样对提高强度、韧性有利。可是超过0.1％的话不仅焊接热影响区的韧性恶化，而且成为热轧时产生表面庇点的原因，所以在添加的情况下优选规定Ti含量在0.1％以下。
优选Al在0.1％以下。Al是作为脱氧剂添加的，但是超过0.1％的话钢的洁净度降低，抗HIC性能恶化，所以在添加的情况下优选规定Al含量在0.1％以下。
优选Ca在0.005％以下。Ca是通过控制硫化物夹杂物的形态，对提高抗HIC性能有效的元素，但是即使添加超过0.005％，因效果饱和，相反钢的洁净度降低使抗HIC性能恶化，所以在添加的情况下优选规定Ca含量在0.005％以下。
除了上述元素以外，为了提高钢的强度、韧性，也可以含有Cu：0.05％以下、Ni：0.05％以下、Cr：0.5％以下等添加元素。
另外，从焊接性能的观点对应于强度水平，优选规定用下式定义的Ceq的上限。在屈服强度为448Mpa以上的情况下，使Ceq在0.28以下；在屈服强度为482Mpa以上的情况下，使Ceq在0.32以下；在屈服强度为551Mpa以上的情况下，使Ceq在0.36以下；这样可以确保良好的焊接性能。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5
对于实施方式1的钢材，板厚在10～30mm范围，Ceq与板厚无关，在30mm以下可以用相同的Ceq进行设计。
要使用Nb、V置换一部分Ti的含Mo、Ti、Nb和/或V的复合碳化物析出，例如可以使用以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.5～1.8％、P：0.01％以下、S：0.002％以下、Mo：0.05～0.5％、Ti：0.005～0.04、Al：0.07％以下，含有Nb：0.005～0.05％和/或V：0.005～0.1％、其余为Fe构成，以原子％计的C含量和Mo、Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Mo+Ti+Nb+V)为0.5～3的钢材。此钢材也可以再含有从Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0005～0.005％中选择一种或两种以上。
例如用具有上述成分组成的钢，采用一般的轧制工艺，在热轧后用快速冷却装置以2℃/S以上的冷却速度冷却到400～600℃，再用感应加热装置等再加热到550～700℃的温度，然后空冷，可以制造铁素体相和贝氏体相的2相组织、在铁素体相内弥散析出有细小的析出物的钢。此外，在热轧后快冷到550～700℃，在此温度下保温10分钟以内，然后快冷到350℃以上温度，随后空冷，也可以制造铁素体相和贝氏体相的2相组织、在铁素体相内弥散析出有细小的析出物的钢。
实施方式1的钢材用压力弯曲成形、辊成形、UOE成形等制成钢管，可以用于输送原油和天然气的钢管(电焊钢管、螺旋钢管、UOE钢管)等。
实施例
使用表1所示化学成分的试验用钢(钢种A～G)，用表2所示条件制造了厚19mm的钢板(钢板No.1～11)。
表1
    钢种   C   Si    Mn    P   S   Mo   Nb   V   Ti   Al    Cu    Ni    Ca     Ceq
    A   0.046   0.26    1.70    0.013   0.0004   0.27   0.046   0.032   0.009   0.029     0.39
    B   0.049   0.15    1.26    0.010   0.0012   0.10   0.040   0.048   0.023   0.036     0.29
    C   0.039   0.32    1.42    0.013   0.0031   0.21   0.010   0.046   0.020     0.32
    D   0.025   0.28    1.03    0.008   0.0014   0.035   0.042   0.009   0.043   0.0026     0.21
    E   0.047   0.20    1.23    0.006   0.0006   0.052   0.012   0.031   0.28   0.31   0.0048     0.3
    F   0.013   0.34    1.56    0.009   0.0009   0.21   0.013   0.053   0.023   0.024     0.33
    G   0.094   0.24    1.68    0.014   0.0014   0.021   0.044   0.013   0.033     0.38
※下划线表示在本发明范围以外
表2
  钢板No. 钢种 制造方法   显微组织     贝氏体相面积比率(％)    铁素体相硬度(HV)    贝氏体相硬度(HV) 硬度差(HV) 铁素体相中析出物 析出物尺寸(nm) 屈服强度(MPa) 拉伸强度(MPa)     抗HIC特性CLR(％) 备注
1 A    870℃结束热轧→随后快冷到500℃→再加热到650℃→空冷 F+B 61 248 281 33 (Mo，Ti，Nb，V)C 4 685 754 0 本发明例
2 B    870℃结束热轧→随后快冷到500℃→再加热到650℃→空冷 F+B 45 231 273 42 (Mo，Ti，Nb，V)C 3 641 718 0
3 B    900℃结束热轧→随后快冷到650℃→在620℃保温3分钟→快冷到500℃→空冷 F+B 18 226 294 68 (Mo，Ti，Nb，V)C 4 595 680 0
4 C    870℃结束热轧→随后快冷到500℃→再加热到650℃→空冷 F+B 65 262 285 23 (Mo，Ti，Nb)C 5 725 783 0
5 D    920℃结束热轧→随后快冷到420℃→再加热到580℃后保温4分钟→空冷 F+B 75 226 255 29 (Ti，Nb，V)C 16 602 695 0
6 E    900℃结束热轧→随后快冷到500℃→再加热到620℃→空冷 F+B 34 208 248 40 (Ti，V)C 25 567 652 0
7 A    700℃结束热轧→随后快冷到410℃→空冷 F+B 22 195 338 143 (Ti，Nb)C 68 534 632 72 比较例
8 B    920℃结束热轧→随后快冷到室温→在550℃回火 B 100 - - - - - 583 648 34
9 E    900℃结束热轧→随后快冷到220℃→空冷 B 100 - - - - - 632 725 25
10 F    900℃结束热轧→随后快冷到220℃→空冷 F+B 12 203 325 122 没有 - 526 617 58
11 G    950℃结束热轧→随后快冷到室温 M - - - - - - 719 836 84
※下划线表示在本发明范围以外  显微组织F+B：铁素体-贝氏体2相  B：贝氏体相、M：马氏体相
钢板No.1～6为实施方式1的示例，热轧后利用快速冷却装置冷却到规定温度，再利用感应加热装置进行再加热或保温来制造钢板。但是No.5的钢板在冷却后的加热处理中使用了燃气炉。此外，钢板No.7～11为比较例，热轧后进行快速冷却，一部分再进行回火来制造。
用光学显微镜、透射式电子显微镜(TEM)观察了制造的钢板的显微组织。此外，测定了贝氏体相的面积比率。用测定负荷50g的威氏硬度计测定了铁素体相和贝氏体相的硬度，采用各相30个点的测定结果的平均值，求出铁素体相和贝氏体相的硬度差。铁素体相中析出物的成分用能量分散型X射线分光法(EDX)进行了分析。测定了各钢板中析出物的平均粒径。测定了各钢板的拉伸特性、抗HIC特性。测定结果一并在表2中表示。拉伸特性把垂直轧制方向的全部厚度的试样作为拉伸试样，进行拉伸试验，测定了屈服强度、拉伸强度。抗HIC特性以NACE Standard TM-02-84为标准进行了浸渍时间96小时的HIC试验，测定了裂纹长度率(CLR)。
在表2中，No.1～6的钢板实质上都是铁素体-贝氏体的2相组织，铁素体相和贝氏体相的硬度差为威氏硬度70以下，具有屈服强度在480Mpa以上、拉伸强度在560Mpa以上的API X65级以上的高强度，而且抗HIC性能优良。No.1～4中含Mo、Ti、Nb、V或Mo、Ti、Nb的粒径小于30nm的细小碳化物在铁素体相中弥散析出。此外，贝氏体相的硬度都在HV300以下。
No.7、10的钢板，显微组织是铁素体-贝氏体2相组织，但是贝氏体相的硬度超过HV320，与铁素体相的硬度差也超过70，在HIC试验中产生裂纹。No.8、9的钢板是贝氏体单相组织，但是在HIC试验中产生了裂纹。No.11的钢板C含量比实施方式1的范围高，由于显微组织变成马氏体，在HIC试验中产生裂纹。
用No.1、3、7的钢板，通过UOE工艺制造了外径762mm和660mm
的No.12～15的钢管，进行了拉伸试验和HIC试验，测定了屈服强度、拉伸强度、抗HIC特性(裂纹长度率：CLR)。其结果示于表3。
表3
    钢管No.     钢板No.     钢管尺寸(mm)     屈服强度(MPa)     拉伸强度(MPa)     抗HIC特性CLR(％)   备注
管厚 外径
    12     1     19   762     673     761     0 本发明例
    13     1     19   660     669     748     0
    14     3     19   660     576     685     0
    15     7     19   660     548     646     86   比较例
用实施方式1的钢板制造的No.12～14的钢管，具有高的强度，同时抗HIC特性也优良。另一方面，用比较例的No.7钢板制造的No.15的钢管，在HIC试验中产生了裂纹。再有对这些钢管制成厚的显微组织进行观察和测定了硬度，确认了具有与制管前的表2的钢板相同的组织以及相当程度的硬度。
实施方式2
本发明人为了兼顾提高抗HIC特性和高强度，对钢材显微组织和钢板的制造方法进行了认真的研究。其结果发现为了同时满足高强度和抗HIC特性，使显微组织成为铁素体组织和贝氏体组织的强度差小的、铁素体+贝氏体2相组织是最有效的，通过进行热轧后的快速冷却和其后的再加热的制造工艺，利用含Ti、Mo等的细小析出物使软质相的铁素体相强化，以及硬质相的贝氏体相的软化，可以得到强度差小的铁素体+贝氏体2相组织。具体来说，利用热轧后的快速冷却成为未相变的奥氏体和贝氏体的2相组织，利用其后的再加热可以得到细小析出物弥散析出的铁素体相和回火的贝氏体相的所希望的组织。相对于C适量添加Mo、Ti，可以最大限度利用碳化物造成的析出强化。此外认识到复合添加Nb和/或V的话，利用含Ti、Mo、Nb和/或V的析出物弥散析出，可以达到使铁素体相高强度化，利用相对于C适量添加Mo、Ti、Nb、V，可以最大限度利用碳化物造成的析出强化。
本发明是关于具有含Ti、Mo等的析出物弥散析出的铁素体相和贝氏体相的2相组织、具有优良抗HIC性能的管线用高强度钢板和它的制造方法的发明，这样制造的钢板由于不像现有快速冷却等得到的贝氏体或针状铁素体组织的钢板那样表层的硬度升高，所以HIC不从表层产生。再有强度差小的铁素体相和贝氏体相的2相组织对裂纹的阻力非常大，所以也可以抑制从钢板的中心部位或夹杂物产生的HIC。
对实施方式2的管线用高强度钢板的组织进行说明。
实施方式2的钢板的金属组织实质上为铁素体+贝氏体的2相组织。
由于铁素体相富于延展性，裂纹敏感性低，所以可以实现高的抗HIC特性。此外贝氏体相具有优良的强韧性。铁素体相和贝氏体相的2相组织，一般是软的铁素体相和硬的贝氏体相的混合组织，具有这样组织的钢材氢容易聚积在铁素体相和贝氏体相的界面，上述界面成为裂纹扩展的途径，所以抗HIC特性恶化。可是在实施方式2中，调整铁素体相和贝氏体相的强度，使两者的强度差减小，可以同时满足抗HIC特性和高强度。在铁素体+贝氏体的2相组织中，在混合有1种或2种以上的马氏体和珠光体等不同金属组织的情况下，由于氢在不同相的界面聚积和应力集中容易产生HIC，所以铁素体相和贝氏体相以外的组织比率越少越好。可是在铁素体相和贝氏体相以外的组织体积比率低的情况下可以忽略，所以也可以含有总体积比率在5％以下的其他金属组织，也就是说也可以含有总体积比率在5％以下的1种或2种以上的马氏体、珠光体等。此外贝氏体比率从确保母材的韧性的观点优选在10％以上，从抗HIC性能的观点优选在80％以下。更优选在20～60％。
下面对实施方式2中在铁素体相内弥散析出的析出物进行说明。
在实施方式2的钢板中，利用在铁素体相中弥散析出以含Mo和Ti为主的析出物来强化铁素体相，减小铁素体-贝氏体之间的强度差，所以可以得到优良的抗HIC特性。由于此析出物非常细小，对抗HIC特性没有任何影响。Mo和Ti是在钢中形成碳化物的元素，至今一直用MoC、TiC的析出使钢强化，而在实施方式2中Mo和Ti复合添加，利用以含Mo和Ti为主的复合碳化物在钢中细小析出，与MoC和/或TiC的析出强化相比，其特征是能得到更大的提高强度的效果。从来没有过的大的提高高度效果是由于含以Mo和Ti为基础的复合碳化物稳定而且成长速度慢，所以得到粒径小于10nm的非常细小的析出物所致。
以含Mo和Ti为主的复合碳化物，在仅仅由Mo、Ti、C构成的情况下，是按Mo和Ti的合计含量与C含量以原子比1∶1左右化合的，对提高强度非常有效。在实施方式2中，利用复合添加Nb和/或V，析出物成为含Mo、Ti、Nb和/或V的复合碳化物，发现可以得到同样的析出强化。
在存在热影响区韧性问题的情况下，用Nb和/或V置换一部分Ti，可以在不损失高强度化效果的情况下，使焊接热影响区韧性提高。
为了得到屈服强度448Mpa以上的高强度钢板，优选这些10nm以下的析出物个数在2×103个/μm3以上。此外，在含有Mo和Ti为主的复合碳化物以外的析出物的情况下，要不损失用Mo和Ti的复合碳化物得到的高强度化的效果、使抗HIC特性不恶化，优选10nm以下的析出物个数为除了TiN以外的全部析出物个数的95％以上。
在实施方式2中在钢板内弥散析出的析出物的以Mo和Ti为主的复合碳化物，可以通过对下述成分的钢，利用实施方式2的制造方法制造钢板，在铁素体相中弥散而得到。
在实施方式2中，与实施方式1相同，优选上述贝氏体相和铁素体相的硬度差在威氏硬度70以下。铁素体相和贝氏体相的硬度差在HV70以下的话，铁素体相和贝氏体相的界面不会成为氢原子聚积的部位和裂纹扩展的途径，所以抗HIC性能不降低。更优选硬度差在HV50以下，最好在HV35以下。
在实施方式2中，优选上述贝氏体相具有320以下的威氏硬度(HV)。贝氏体相是用于得到高强度的有效的金属组织，其硬度超过HV320的话，在贝氏体相内部容易生成板条状马氏体组织(MA)，这不仅会成为HIC裂纹源，裂纹也容易在铁素体相和贝氏体相的界面扩展，所以抗HIC性能恶化。可是如果贝氏体相的硬度在HV320以下的话，不会形成MA，所以优选把贝氏体相的硬度上限定为HV320。更优选贝氏体相具有320以下的威氏硬度(HV)，最好在280以下。
下面对实施方式2用的管线用高强度钢板的化学成分进行说明。在以下说明中没有特殊描述的情况下，用％表示的单位都是质量％。
C定为0.02～0.08％。C是作为碳化物有利于析出强化的元素。可是它的含量小于0.02％的情况下不能确保足够的强度，超过0.08％的话使韧性和抗HIC性能恶化。所以规定C含量为0.02～0.08％。
Si定为0.01～0.5％。Si是为了脱氧添加的，但是小于0.01％的情况下脱氧效果不充分，超过0.5％的话韧性和焊接性能恶化，Si含量规定在0.01～0.5％。
Mn定为0.5～1.8％。Mn是为了强度和韧性添加的，但是小于0.5％的情况下它的效果不充分，超过1.8％的话焊接性能和抗HIC性能恶化，所以规定Mn含量在0.5～1.8％。优选0.5～1.5％。
P定为0.01％以下。P是使焊接性能和抗HIC性能恶化的不可避免的夹杂物，所以规定P含量的上限为0.01％。
S定为0.002％以下。S一般在钢中成MnS夹杂物，使抗HIC性能恶化，越少越好。可是在0.002％以下的话没有问题，所以S含量的上限规定为0.002％。
Mo定为0.05～0.5％。Mo在实施方式2中是重要的元素，利用使Mo含量在0.05％以上抑制热轧后冷却时的珠光体相变，同时形成与Ti的细小的复合析出物，对大幅度提高强度有利。可是添加量超过0.5％的话，形成马氏体等硬化相，抗HIC性能恶化，所以规定Mo含量为0.05～0.5％。优选0.05～小于0.3％。
Ti定为0.005～0.04％。Ti也和Mo一样是实施方式2中重要的元素。添加0.005％以上的情况下，与Mo形成复合析出物，有利于大幅度提高强度。可是如图2所示，添加Ti超过0.04％的话，由于超过焊接热影响区的夏氏断面转变温度-20℃，导致韧性恶化，所以规定Ti含量为0.005～0.04％。此外小于0.02％的话，夏氏断面转变温度变为-40℃，显示出更优良的韧性。因此在添加Nb和/或V的情况下，最好使Ti含量在0.005～小于0.02％。
Al定为0.07％以下。Al是作为脱氧剂添加的，但是超过0.07％的话钢的洁净度降低，抗HIC性能恶化，所以规定Al含量在0.07％以下。优选为0.001～0.07％。
使用原子％表示的C含量与Mo和Ti合计含量之比C/(Mo+Ti)为0.5～3。利用实施方式2高强度化是通过含Ti、Mo的析出物(主要是碳化物)实现的。为了有效利用此复合析出物形成的析出强化，C含量和形成碳化物元素的Mo、Ti含量的关系非常重要，通过添加适当配比的这些元素，可以得到热稳定地而且非常微细的复合析出物。此时用原子％表示的各元素含量的C/(Mo+Ti)的值小于0.5或超过3的情况下会有某种元素含量过剩，会导致形成的硬化组织造成的抗HIC性能恶化和韧性恶化，所以规定C/(Mo+Ti)的值为0.5～3。但是公式中各元素的标记是用原子％表示的各元素含量。在使用质量％表示含量的情况下，(C/12.0)/(Mo/95.9+Ti/47.9)的值规定为0.5～3。使C/(Mo+Ti)的值为0.7～2的话，由于可以得到粒径5nm以下的更微细的析出物，更为理想。
在实施方式2中为了进一步改善钢板的强度和焊接部位韧性，也可以含有下面所示的Nb、V的1种或2种。
Nb定为0.005～0.05％。Nb利用使组织的晶粒细化提高韧性，与Ti和Mo形成复合析出物，有利于提高铁素体相的强度。可是在小于0.005％的情况下没有效果，超过0.05％的话，热影响区的韧性恶化，所以同规定Nb含量在0.005～0.05％。
V定为0.005～0.1％。V和Nb一样与Ti和Mo形成复合析出物，有利于提高铁素体相的强度。可是在小于0.005％的情况下没有效果，超过0.1％的话焊接热影响区的韧性恶化，所以规定V含量为0.005～0.1％，最好为0.005～0.05％。
在含有Nb和/或V的情况下，使C含量与Mo、Ti、Nb、V合计含量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)为0.5～3。采用在实施方式2使钢强化是利用含Ti、Mo的析出物，而在含Nb和/或V的情况下，成为含这些元素的复合析出物(主要是碳化物)。此时用各元素的原子％表示含量的C/(Mo+Ti+Nb+V)的值小于0.5或超过3的情况下会有某种元素含量过剩，会导致形成的硬化组织造成的抗HIC性能恶化和韧性恶化，所以规定C/(Mo+Ti+Nb+V)的值为0.5～3。但是各元素的标记是用原子％表示的各元素含量。在使用质量％表示含量的情况下，(C/12.0)/(Mo/95.9+Ti/47.9+Nb/92.9+V/50.9)的值规定为0.5～3。优选此值为0.7～2，可以得到粒径5nm以下的更微细的析出物。
在实施方式2中为了进一步改善钢板的强度和抗HIC特性，也可以含有下面所示的Cu、Ni、Cr、Ca的1种或2种以上。
Cu定为0.5％以下。Cu是改善韧性和提高强度有效的元素，但添加过多的话焊接性能恶化，所以在添加Cu的情况下以0.5％为上限。
Ni定为0.5％以下。Ni是改善韧性和提高强度有效的元素，但添加过多的话抗HIC性能恶化，所以在添加Cu的情况下以0.5％为上限。
Cr定为0.5％以下。Cr与Mn相同为了即使在低C的情况下也能得到足够的强度的有效元素，但添加过多的话焊接性能恶化，所以在添加的情况下以0.5％为上限。
优选Ca在0.0005～0.005％。Ca是通过控制硫化物夹杂物的形态，对提高抗HIC性能有效的元素，但是小于0.0005％的情况下它的效果不充分，超过0.005％的话因效果饱和，相反钢的洁净度降低使抗HIC特性恶化，所以在添加的情况下优选规定Ca含量为0.0005～0.005％。
此外从焊接的观点，优选对应于强度水平规定用下式定义的Ceq的上限。屈服强度在448Mpa以上的情况下，Ceq在0.28以下；屈服强度在482Mpa以上的情况下，Ceq在0.32以下；在屈服强度在551Mpa以上的情况下，Ceq在0.36以下，这样可以确保良好的焊接性能。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5
关于实施方式2的钢材在板厚10～30mm范围内，Ceq与板厚无关，30mm以下的钢板可以用相同的Ceq进行设计。
上述以外剩余的部分实质上为Fe。所谓剩余部分为Fe是指在实施方式2范围内可以含有对实施方式2的效果没有影响的、以不可避免的夹杂物为主的、含有其他微量元素的部分。
下面对实施方式2的管线用高强度钢板的制造方法进行说明。
图1为简要表示实施方式2的组织控制方法的图示。通过从Ar3以上的奥氏体区域快速冷却到贝氏体区域，成为未相变的奥氏体和贝氏体的混合组织。冷却后直接进行再加热奥氏体向铁素体转变，在铁素体相中弥散析出细小的析出物。另一方面贝氏体相变成回火贝氏体。形成利用此细小析出物析出强化的铁素体相和回火软化的贝氏体相的2相组织，可以兼顾提高强度和提高抗HIC性能。下面具体对此组织控制方法进行详细说明。
实施方式2的管线用高强度钢板使用具有上述成分的钢，在加热温度为1000～1300℃、终轧温度为750℃以上的条件下进行热轧，然后以5℃/s以上的冷却速度冷却到300～600℃，冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度再加热到550～700℃，可以制造使以Mo和Ti为主的细小复合碳化物在铁素体相中弥散析出，使贝氏体相软化的复合组织的管线用高强度钢板。其中温度为钢板的平均温度。
使加热温度为1000～1300℃。加热温度低于1000℃的情况下，碳化物的固溶不充分，不能得到需要的强度，而超过1300℃的话韧性恶化，所以规定为1000～1300℃。优选1050～1250℃。
使终轧温度为750℃以上。终轧温度低的话形成沿轧制方向延伸的组织，不仅抗HIC特性恶化，随后的铁素体相变速度降低，轧后的再加热时间要延长，对生产效率不利，所以要使终轧温度在750℃以上。
终轧后直接以5℃/s以上的冷却速度进行冷却。终轧后空冷或缓冷的话，析出物从高温区域析出，析出物容易粗大化，不能强化铁素体相。因此急冷(快速冷却)到析出强化最适宜的温度，防止从高温区域的析出，是实施方式2中重要的制造条件。以小于5℃/s的冷却速度防止在高温区域的析出是不够的，会使强度降低，所以规定终轧后的冷却速度在5℃/s以上。对于此时的冷却方法根据制造工艺的不同可以使用任何的冷却设备。
冷却温度定为300～600℃。利用终轧后快速冷却到贝氏体相变区域的300～600℃，使其生成贝氏体相，而且使再加热时的铁素体相变的驱动力变大。利用驱动力变大促进再加热过程的铁素体相变，利用短时间的再加热可以完成铁素体的相变。在终冷温度小于300℃的情况下，即使形成贝氏体和马氏体单相组织或铁素体+贝氏体2相组织，由于生成岛状马氏体(MA)会使抗HIC性能恶化，所以规定终冷温度在300～600℃。为了可靠地抑制MA的生成，优选终冷温度在400℃以上。
快速冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度再加热到550～700℃。此工序是实施方式2中重要的制造条件。有利于铁素体相强化的细小析出物在再加热时的铁素体相变的同时析出。同时进行由细小析出物造成的铁素体相的强化和贝氏体相的软化，得到铁素体相和贝氏体相的强度差小的组织，所以快速冷却后直接再加热到550～700℃的温度范围是必要的。此外再加热时优选比冷却后的温度至少提高50℃以上。再加热时的升温速度小于0.5℃/s的情况下，由于达到需要的再加热温度需要较长的时间，使制造效率降低，此外由于生成珠光体，不能使细小的析出物弥散析出，所以不能得到足够高的强度。再加热温度小于550℃的情况下，不能完成铁素体相变，在随后的冷却时没有相变的奥氏体转变成珠光体，所以抗HIC特性恶化，超过700℃的话析出物粗大，不能得到足够高的强度，所以规定再加热温度区域为550～700℃。在再加热温度中，无须设定保温时间。采用实施方式2的制造方法，即使在再加热后直接冷却，铁素体相变能充分进行，所以可以得到细小弥散析出形成的高的强度。为了确保铁素体相变完成，也可以保温30分钟以内，保温超过30分钟的话，有时析出物成长，导致强度降低。再加热后的冷却速度可以适当设定，在再加热后的冷却过程中也进行铁素体相变，所以优选空冷。只要不影响到铁素体的相变，也可以以比空冷更快的冷却速度进行冷却。
用于进行再加热到550～700℃温度的设备，可以把加热装置安装在进行快速冷却的冷却设备的下游一侧。而加热装置以使用可以快速加热钢板的燃气炉和感应加热装置。感应加热装置与均热炉等相比温度控制容易，成本也比较低，可以把冷却后的钢板迅速加热，特别适合使用。此外采用把多个感应加热装置布置成一列，这样在在线速度和钢板的种类、尺寸不同的情况下，只要任意设定通电的感应加热装置的数目，可以自由选择升温速度、再加热温度进行操作。再有再加热后的冷却速度采用任何速度都可以，无须在加热装置的下游一侧设置特别的设备。
图3为表示用于采用实施方式2的制造方法的生产线一个示例的简图。如图3所示，在轧制线1上从上游到下游设置有热轧机3、快速冷却装置4、在线型感应加热装置5、热矫直机6。利用把在线型感应加热装置5或其他热处理装置设置在与轧制设备的热轧机3和其后的冷却设备的快速冷却装置4同一条作业线上，轧制、冷却终了后迅速进行再加热处理，所以可以把轧后快速冷却后的钢板直接加热到550℃以上。
用上述制造方法制造的实施方式2的钢板用压力弯曲成形、辊成形、UOE成形等制成钢管，可以用于输送原油和天然气的钢管(电焊钢管、螺旋钢管、UOE钢管)等。用实施方式2的钢板制造的钢管具有高的强度和优良的抗HIC特性，所以适合用于输送含硫化氢的原油和天然气。
实施例
利用连续铸造把表4所示化学成分的钢(钢种A～N)制成板坯，用它来制造了板厚18、26mm厚的钢板(No.1～26)。
表4                                                                                                                                      (质量％)
钢种 C Si Mn P S Mo Ti Al Nb V Cu Ni Cr Ca     C/(Mo+Ti+Nb+V) Ceq 备注
    A   0.049   0.22   1.38   0.009   0.0012   0.19   0.032   0.032     1.54     0.32   在本化发学明成范分围内
    B   0.075   0.25   1.28   0.005   0.0011   0.21   0.014   0.046   0.014     2.37     0.33
C 0.065 0.26 1.54 0.008 0.0009 0.42 0.024 0.026 0.019 1.06 0.41
    D   0.052   0.18   1.24   0.010   0.0006   0.21   0.015   0.036   0.022   0.025     1.29     0.31
    E   0.049   0.14   1.20   0.002   0.0008   0.11   0.012   0.032   0.042   0.047   0.0019     1.47     0.28
    F   0.048   0.19   1.25   0.007   0.0006   0.10   0.022   0.031   0.039   0.051   0.0022     1.37     0.29
    G   0.052   0.22   1.25   0.008   0.0009   0.24   0.018   0.031   0.030   0.015   0.14   0.22   0.0009     1.24     0.33
    H   0.025   0.09   1.06   0.005   0.0013   0.05   0.008   0.025   0.016   0.031   0.18   0.0032     1.42     0.22
    I   0.051   0.22   1.51   0.006   0.0011   0.06   0.002   0.037   0.012     5.33     0.31     化学成围分外在本发明范
    J   0.045   0.19   1.65   0.010   0.0009   0.01   0.021   0.026   0.045   0.042     2.02     0.33
    K   0.053   0.20   1.98   0.005   0.0008   0.15   0.035   0.028   0.037   0.041   0.0025     1.26     0.42
    L   0.012   0.22   1.35   0.004   0.0008   0.24   0.011   0.031   0.018   0.11   0.15     0.34     0.32
    M   0.098   0.11   1.45   0.009   0.0009   0.21   0.023   0.029   0.039   0.110   0.0068     1.55     0.40
N 0.049 0.19 1.25 0.007 0.0029 0.24 0.015 0.036 0.071 0.041 0.20 0.26 0.0018 0.93 0.34
下划线为表示在本发明范围外
把加热的板坯热轧后，直接用水冷型的快速冷却设备进行冷却，用感应加热炉或燃气炉进行再加热。冷却设备和感应加热炉为在线型。各钢板(No.1～26)的制造条件示于表5。
对如上制造的钢板的显微组织用光学显微镜、透射式电子显微镜(TEM)进行观察。测定了贝氏体相的面积比率。用测量负荷为50g的威氏硬度计测定了铁素体相和贝氏体相的硬度，使用各相测定30个点的测定结果的平均值，求出铁素体相和贝氏体相的硬度差。铁素体相中析出物的成分用能量分散型X射线分光法(EDX)进行了分析。此外测定了各钢板的拉伸特性、抗HIC特性。测定结果一并示于表5。拉伸特性以垂直轧制方向的全部厚度的试样为拉伸试验的试样进行拉伸试验，测定了屈服强度、拉伸强度。考虑到制造上的波动，把屈服强度480Mpa以上、拉伸强度580Mpa以上的作为API X65级进行评价(标准为屈服强度≥448Mpa、拉伸强度≥530Mpa)。抗HIC特性以NACE Standard TM-02-84为标准进行了浸渍时间96小时的HIC试验，把没有发现裂纹的情况判定为抗HIC性能良好，用○表示，产生裂纹的情况用×表示。
表5
No. 钢种     板厚(mm)     加热温度(℃)     终轧温度(℃)     冷却速度(℃/s)     终冷温度(℃) 再加热设备     再加热升温速度(℃/s)     再加热温度(℃)     显微组织    屈服强度(MPa)    拉伸强度(MPa)   抗HIC性能 备注
  1   A     18     1200     850     37     480  感应式加热炉     29     635     F+B     599     672   ○   本发明例
  2   B     18     1200     780     34     410  感应式加热炉     29     580     F+B     556     612   ○
  3   C     26     1200     920     26     510  感应式加热炉     21     620     F+B     601     681   ○
  4   D     26     1100     800     24     500  感应式加热炉     21     670     F+B     571     631   ○
  5   E     18     1200     850     31     490  感应式加热炉     32     655     F+B     587     652   ○
  6   E     18     1200     790     30     500  感应式加热炉     31     590     F+B     548     614   ○
  7   E     18     1200     820     32     420  感应式加热炉     30     645     F+B     579     644   ○
  8   E     18     1200     860     35     480  燃气炉     1.2     630     F+B     562     642   ○
  9   F     26     1200     850     38     540  感应式加热炉     22     640     F+B     589     665   ○
  10   F     26     1100     840     35     510  感应式加热炉     25     635     F+B     574     634   ○
  11   G     18     1200     880     34     570  燃气炉     1.8     670     F+B     605     689   ○
  12   G     18     1200     850     48     465  感应式加热炉     33     600     F+B     558     629   ○
  13   H     18     1200     900     42     510  燃气炉     2.0     650     F+B     539     616   ○
  14   D     18     950     800     33     500  感应式加热炉     38     645     F+B     461     541   ○   比较例
  15   D     18     1150     720     32     520  感应式加热炉     33     630     F+B     574     634   ×
  16   D     18     1200     850     2     495  感应式加热炉     32     600     F+P     471     540   ×
  17   D     18     1200     840     38     320  感应式加热炉     32     630     F+B+MA     581     641   ×
  18   D     26     1200     850     25     450  燃气炉     0.2     600     F+B+P     487     565   ×
  19   D     26     1200     850     21     450  感应式加热炉     38     740     F+B     496     561   ×
  20   D     26     1200     850     23     400  感应式加热炉     36     460     F+B+P     501     582   ×
  21   I     18     1200     820     45     490  感应式加热炉     26     590     F+B     468     542   ×
  22   J     18     1200     820     32     550  感应式加热炉     31     620     F+B+P     495     568   ○
  23   K     18     1200     820     38     450  燃气炉     1.9     580     F+B     540     610   ×
  24   L     26     1200     860     26     510  感应式加热炉     24     650     F+B     461     534   ×
  25   M     26     1200     860     19     480  燃气炉     1.5     640     F+B     631     695   ×
  26   N     26     1200     860     20     510  燃气炉     1.5     655     F+B     598     666   ×
※下划线表示在本发明范围外。※关于显微组织，F为铁素体、B为贝氏体、P为珠光体、MA为马氏体
在表5中，实施方式2的示例No.1～13的化学成分和制造方法都在本发明的范围内，是具有屈服强度480Mpa以上、拉伸强度580Mpa以上的高强度，而且抗HIC性能优良。钢板的组织实质上为铁素体+贝氏体的2相组织，弥散析出有含Ti和Mo、一部分钢板还含Nb和/或V的粒径小于10nm细小碳化物的析出物。此外，贝氏体相的比率都在10-80％范围。贝氏体相的硬度在威氏硬度300以下，铁素体相和贝氏体相的硬度差在70以下。
No.14～20的化学成分在实施方式2的范围内，但是制造方法在实施方式2的范围外，所以组织没有成为铁素体+贝氏体的2相组织，和没有细小碳化物弥散析出，所以强度不够和HIC试验出现裂纹。No.21～26的化学成分在实施方式2的范围外，所以生成粗大析出物，没有含Ti和Mo的析出物弥散析出，所以得不到足够的强度，在HIC试验中出现裂纹。
再有用感应加热炉进行再加热的情况与用燃气炉加热的情况没有发现特别的差异。
实施方式3
本发明人在实施方式2中发现用W置换部分或全部的Mo，也能兼顾提高抗HIC性能和高的强度。
下面对实施方式3的管线用高强度钢板进行详细说明。首先对在实施方式3中铁素体相内弥散析出的析出物进行说明。
在实施方式3的钢板中，由于利用在铁素体相中弥散析出主要含Mo、W、Ti或W、Ti的析出物而强化铁素体相，减小铁素体-贝氏体间的强度差，所以可以得到优良的抗HIC特性。由于此析出物非常细小，对抗HIC性能没有任何影响。Mo、W、Ti在钢中是形成碳化物的元素，利用MoC、WC、TiC的析出使钢强化是一直采用的方法，而在实施方式3的特征是复合添加Mo、W、Ti或W、Ti，利用使主要含Mo、W、Ti或W、Ti的细小复合碳化物在钢中弥散析出，可以得到更大幅度提高强度的效果。以前从来没有过的大幅度提高强度的效果是由于主要含Mo、W、Ti或W、Ti的复合碳化物稳定而且成长速度慢，可以得到粒径小于10nm的非常细小的析出物。
主要含Mo、W、Ti或W、Ti的复合碳化物，在只由Mo、W、Ti构成的情况下，是Mo、W、Ti的合计含量与C含量原子此在1∶1左右的化合生成的，对提高强度具有非常有效。在实施方式3中利用复合添加Nb和/或V，析出物形成含Mo、W、Ti、Nb和/或V的复合碳化物，发现可以得到同样的析出强化效果。
在实施方式3中使用的管线用高强度钢板的化学成分，除了实施方式2中用下述范围的W置换部分或全部的Mo以外，其他与实施方式2相同。
Mo+W/2定为0.05～0.5％。W是与Mo具有等效作用的元素，可以部分或全部置换Mo。也就是说可以不添加Mo，而添加0.05～0.5％的W/2。在含Mo+W/2在0.05％以上的情况下，热轧后冷却时抑制珠光体相变，同时与Ti形成细小的复合析出物，对大幅度提高强度有利。可是添加的量超过0.5％的话，形成马氏体等硬化相，抗HIC性能恶化，所以规定Mo+W/2含量为0.05～0.5％。优选为0.05～0.3％。
用原子％表示的C含量与Mo、W、Ti合计含量之比C/(Mo+W+Ti)定为0.5～3。采用实施方式3提高强度是利用含Mo、W、Ti的析出物(主要是碳化物)实现的。为了有效地利用此复合析出物的析出强化，C含量和形成碳化物元素的Mo、W、Ti含量的关系非常重要，通过添加适当配比的这些元素，可以得到热稳定好而且非常微细的复合析出物。此时用各元素的原子％表示含量的C/(Mo+W+Ti)的值小于0.5或超过3的情况下会有某种元素含量过剩，会导致形成的硬化组织造成的抗HIC性能恶化和韧性恶化，所以规定C/(Mo+W+Ti)的值为0.5～3。但是公式中各元素的标记是用原子％表示的各元素含量。在使用质量％表示含量的情况下，(C/12.0)/(Mo/95.9+W/183.8+Ti/47.9)的值规定为0.5～3。优选的是0.7～2，可以得到更微细的析出物。
在实施方式3中为了进一步改善钢板的强度也可以含有Nb：0.005～0.05％、V：0.005～0.10％的1种或2种。
在含Nb和/或V的情况下，规定C含量与Mo、W、Ti、Nb、V合计含量之比的C/(Mo+W+Ti+Nb+V)的值为0.5～3。采用实施方式3提高强度是利用含Mo、W、Ti的析出物，而在含Nb和/或V的情况下，变成含这些元素的复合析出物(主要是碳化物)。此时用各元素的原子％表示含量的C/(Mo+W+Ti+Nb+V)的值小于0.5或超过3的情况下会有某种元素含量过剩，会导致形成的硬化组织造成抗HIC性能恶化和韧性恶化，所以规定C/(Mo+W+Ti+Nb+V)的值为0.5～3。但公式中各元素的标记是用原子％表示的各元素含量。使用质量％表示含量的情况下，(C/12.0)/(Mo/95.9+W/183.8+Ti/47.9+Nb/92.9+V/50.9)的值规定为0.5～3。优选的是0.7～2，可以得到更微细的析出物。
实施方式3的管线用高强度钢板的制造方法与实施方式2相同。
实施例
用连续铸造方法把表6表示的化学成分的钢(钢种A～N)制成板坯，用这样的板坯制造了板厚18、26mm厚的钢板(No.1～26)。
Ceq用Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5+W/10计算。
表6                                                                                                                                              (质量％)
钢种 C Si Mn P S W Mo Ti Al Nb V Cu Ni Cr Ca     C/(W+Mo+Ti+Nb+V) Ceq 备注
  A   0.049   0.09   1.38   0.005   0.0013   0.36   0.032   0.032     1.55   0.32 在本发化明学范成围分内
  B   0.072   0.22   1.28   0.008   0.0009   0.18   0.15   0.014   0.046   0.014     2.01   0.33
  C   0.065   0.19   1.54   0.007   0.0006   0.78   0.024   0.026   0.019     1.09   0.40
  D   0.052   0.14   1.24   0.002   0.0008   0.41   0.05   0.021   0.036   0.022   0.025     1.11   0.31
  E   0.049   0.18   1.20   0.010   0.0006   0.22   0.012   0.032   0.042   0.047   0.0021     1.45   0.28
  F   0.045   0.26   1.25   0.008   0.0009   0.19   0.022   0.031   0.039   0.051   0.0025     1.29   0.28
  G   0.052   0.25   1.25   0.005   0.0011   0.45   0.018   0.031   0.030   0.015   0.014   0.22   0.0037     1.26   0.33
  H   0.026   0.22   1.06   0.009   0.0012   0.09   0.008   0.025   0.016   0.031   0.18   0.0009     1.51   0.25
  I   0.052   0.18   1.51   0.007   0.0011   0.12   0.003   0.037   0.012     5.13   0.32    化学成分围在外本发明范
  J   0.046   0.15   1.65   0.009   0.0009   0.03   0.021   0.026   0.045   0.042     2.00   0.33
  K   0.051   0.19   2.22   0.004   0.0008   0.31   0.035   0.028   0.037   0.041   0.0029     1.17   0.46
  L   0.015   0.22   1.35   0.005   0.0008   0.48   0.011   0.031   0.018   0.21     0.41   0.33
  M   0.012   0.14   1.45   0.010   0.0009   0.21   0.023   0.029   0.039   0.120   0.0071     2.12   0.40
N 0.049 0.24 1.25 0.006 0.0035 0.24 0.015 0.036 0.069 0.041 0.22 0.18 0.0021 1.29 0.32
下划线为表示在本发明范围外
把加热的板坯热轧后，直接用水冷型的快速冷却设备进行冷却，用感应加热炉或燃气炉进行再加热。冷却设备和感应加热炉为在线型。各钢板(No.1～26)的制造条件示于表7。
对如上制造的钢板的显微组织用光学显微镜、透射式电子显微镜(TEM)进行观察。析出物的成分用能量分散型X射线分光法(EDX)进行了分析。此外测定了各钢板的拉伸特性、抗HIC特性。测定结果一并示于表7。拉伸特性以垂直轧制方向的全部厚度的试样为拉伸试验的试样进行拉伸试验，测定了屈服强度、拉伸强度。考虑到制造上的波动，把屈服强度480Mpa以上、拉伸强度580Mpa以上的作为APIX65级进行评价。抗HIC特性以NACE Standard TM-02-84为标准进行了浸渍时间96小时的HIC试验，把没有发现裂纹的情况判定为抗HIC性能良好，用○表示，产生裂纹的情况用×表示。
表7
No. 钢种     板厚(mm)     加热温度(℃)     终轧温度(℃)     冷却速度(℃/s)     终冷温度(℃) 再加热设备     再加热升温速度(℃/s)     再加热温度(℃)     显微组织     屈服强度(MPa)     拉伸强度(MPa)   抗HIC性能 备注
  1   A     18     1200     840     36     450 感应式加热炉     31     650     F+B     581     651   ○   本发明例
  2   B     18     1200     790     33     420 感应式加热炉     24     590     F+B     549     618   ○
  3   C     26     1200     900     22     500 感应式加热炉     21     630     F+B     602     675   ○
  4   D     26     1100     800     21     490 感应式加热炉     22     650     F+B     567     629   ○
  5   E     18     1200     850     30     510 感应式加热炉     29     650     F+B     575     642   ○
  6   E     18     1200     770     30     500 感应式加热炉     31     580     F+B     531     602   ○
  7   E     18     1200     870     35     410 感应式加热炉     30     640     F+B     578     651   ○
  8   E     18     1200     900     32     480 燃气炉     1.5     650     F+B     570     644   ○
  9   F     26     1200     850     28     500 感应式加热炉     18     645     F+B     592     670   ○
  10   F     26     1100     840     31     510 感应式加热炉     21     645     F+B     569     641   ○
  11   G     18     1200     900     42     570 燃气炉     1.6     660     F+B     617     691   ○
  12   G     18     1200     850     44     450 感应式加热炉     28     590     F+B     564     631   ○
  13   H     18     1200     880     41     500 燃气炉     1.9     640     F+B     558     621   ○
  14   D     18     950     820     33     500 感应式加热炉     35     650     F+B     471     551   ○   比较例
  15   D     18     1150     700     32     520 感应式加热炉     33     640     F+B     558     625   ×
  16   D     18     1200     850     1     480 感应式加热炉     35     590     F+P     468     555   ×
  17   D     18     1200     840     38     280 感应式加热炉     38     640     F+B+MA     570     641   ×
  18   D     26     1200     870     19     450 燃气炉     0.3     600     F+B+P     490     562   ×
  19   D     26     1200     870     21     450 感应式加热炉     28     760     F+B     503     570   ×
  20   D     26     1200     870     20     410 感应式加热炉     26     480     F+B+P     521     590   ×
  21   I     18     1200     820     42     490 感应式加热炉     30     590     F+B     470     548   ×
  22   J     18     1200     820     36     520 感应式加热炉     31     620     F+B+P     501     565   ○
  23   K     18     1200     820     38     460 燃气炉     2.1     580     F+B     553     620   ×
  24   L     26     1200     850     22     500 感应式加热炉     24     650     F+B     458     528   ×
  25   M     26     1200     850     21     490 燃气炉     1.2     640     F+B     628     701   ×
  26   N     26     1200     850     18     520 燃气炉     1.3     655     F+B     584     652   ×
※下划线表示在本发明范围外。※关于显微组织，F为铁素体、B为贝氏体、P为珠光体、MA为马氏体
在表7中，实施方式3的示例No.1～13的化学成分和制造方法都在本发明的范围内，具有屈服强度480Mpa以上、拉伸强度580Mpa以上的高强度，而且抗HIC性能优良。钢板的组织实质上为铁素体+贝氏体的2相组织，弥散析出有含Ti和W、一部分钢板还含Nb和/或V、Mo的粒径小于10nm细小碳化物的析出物。
No.14～20的化学成分在实施方式3的范围内，但是制造方法在实施方式3的范围外，所以组织没有成为铁素体+贝氏体的2相组织，和没有细小碳化物弥散析出，所以强度不够和HIC试验出现裂纹。No.21～26的化学成分在实施方式3的范围外，所以生成粗大析出物，没有含Ti和W的析出物弥散析出，所以得不到足够的强度，在HIC试验中出现裂纹。
再有用感应加热炉进行再加热的情况与用燃气炉加热的情况没有发现特别的差异。
实施方式4
本发明人发现，在实施方式2或3中，即使不添加Mo或W，利用添加从Ti、Nb、V中选择的2种以上的元素也能兼顾提高抗HIC性能和高的强度。
下面对实施方式4的管线用高强度钢板进行详细说明。首先对在实施方式4中铁素体相内弥散析出的析出物进行说明。
在实施方式4的钢板中，利用在铁素体相中弥散析出含选自Ti、Nb、V的选择2种以上的复合碳化物而强化铁素体相，减小铁素体-贝氏体之间的强度差，所以可以得到优良的抗HIC特性。由于这些析出物非常细小，对抗HIC性能没有任何影响。Ti、Nb、V在钢中是形成碳化物的元素，至今为止一直在利用这些碳化物的析出使钢强化，但是一直是利用在热轧后的冷却过程中和等温，在从奥氏体向铁素体相变时从过饱和的铁素体中析出，或者轧制后快冷使组织变成马氏体或贝氏体后，利用回火处理从马氏体或贝氏体中析出碳化物的方法。与此相反，在实施方式4中，利用从贝氏体相变区域的再加热过程的铁素体相变使碳化物析出。采用此方法铁素体相变可以非常快的进行，在相变的界面析出非常细小的复合碳化物，所以与一般的方法相比，其特征是可以得到更大幅度提高强度的效果。
含有从Ti、Nb、V中选择的2种以上的复合碳化物，是Ti、Nb、V的合计含量和C含量的原子比为1∶1左右的复合碳化物。用原子％表示的C含量和Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Ti+Nb+V)为0.5～3的话，可以析出30nm以下的细小复合碳化物。但是与添加Mo和W的实施方式2和3相比，由于析出物的粒径大，所以析出强化的效果小，但可以达到API×70级的高强度。
实施方式4的钢板组织实质上为铁素体+贝氏体的2相组织，从母材韧性的观点要使贝氏体的比率在10％以上，从抗HIC性能的观点把上限定为80％以下。优选在20～60％。
在实施方式4中，优选上述贝氏体相和上述铁素体相的硬度差在威氏硬度70以下。更优选硬度差在HV50以下，最好在HV35以下。此外优选贝氏体相的硬度上限定为HV320。更优选贝氏体相具有300以下的威氏硬度(HV)，最好在280以下。
下面对实施方式4使用的管线用高强度钢板的化学成分进行说明。在以下说明中没有特别说明的情况下，用％表示的单位全部为质量％。
C定为0.02～0.08％。C是作为碳化物有利于析出强化的元素。可是它的含量小于0.02％的情况下不能确保足够的强度，超过0.08％的话使韧性和抗HIC性能恶化。所以规定C含量为0.02～0.08％。
Si定为0.01～0.5％。Si是为了脱氧添加的，但是小于0.01％的情况下脱氧效果不充分，超过0.5％的话韧性和焊接性能恶化，Si含量规定在0.01～0.5％。
Mn定为0.5～1.8％。Mn是为了强度和韧性添加的，但是小于0.5％的情况下它的效果不充分，超过1.8％的话焊接性能和抗HIC性能恶化，所以规定Mn含量在0.5～1.8％。优选0.5～1.5％。
P定为0.01％以下。P是使焊接性能和抗HIC性能恶化的不可避免的夹杂物，所以规定P含量的上限为0.01％。
S定为0.002％以下。S一般在钢中成MnS夹杂物，使抗HIC性能恶化，越少越好。可是在0.002％以下的话没有问题，所以S含量的上限规定为0.002％。
Al定为0.07％以下。Al是作为脱氧剂添加的，但是超过0.07％的话钢的洁净度降低，抗HIC性能恶化，所以规定Al含量在0.07％以下。优选为0.001～0.07％。
实施方式4的钢板含有从Ti、Nb、V中选择的2种以上。
Ti定为0.005～0.04％。Ti是实施方式4中重要的元素。添加0.005％以上的情况下，与Nb和/或V形成细小的复合析出物，有利于提高强度。添加Ti超过0.04％的话，由于超过焊接热影响区的夏氏断面转变温度-20℃，导致焊接热影响区的韧性恶化，所以规定Ti含量为0.005～0.04％。
Nb定为0.005～0.05％。Nb利用使组织的晶粒细化提高韧性，与Ti和/或V形成复合析出物，有利于提高铁素体相的强度。可是在小于0.005％的情况下没有效果，超过0.05％的话，热影响区的韧性恶化，所以同规定Nb含量在0.005～0.05％。
V定为0.005～0.1％。V和Ti、Nb一样与Ti和/或Nb形成复合析出物，有利于提高铁素体相的强度。可是在小于0.005％的情况下没有效果，超过0.1％的话焊接热影响区的韧性恶化，所以规定V含量为0.005～0.1％。
使用原子％表示的C含量与Ti、Nb、V合计含量之比C/(Ti+Nb+V)为0.5～3。利用实施方式4的高强度化是通过含Ti、Nb、V中任2种以上的细小碳化物的析出实现的。为了有效利用此细小碳化物形成的析出强化，C含量和形成碳化物元素的Ti、Nb、V含量的关系非常重要，通过添加适当配比的这些元素，可以得到热稳定地而且非常微细的复合碳化物。此时用原子％表示的各元素含量的C/(Ti+Nb+V)的值小于0.5或超过3的情况下会有某种元素含量过剩，会导致形成的硬化组织造成的抗HIC性能恶化和韧性恶化，所以规定C/(Mo+Ti)的值为0.5～3。但是公式中各元素的标记是用原子％表示的各元素含量。在使用质量％表示含量的情况下，(C/12.01)/(Ti/47.9+Nb/92.91+V/50.94)的值规定为0.5～3。
在实施方式4中为了进一步改善钢板的强度和抗HIC特性，也可以含有0.5％以下的Cu、0.5％以下的Ni、0.5％以下的Cr、0.005～0.05％的Ca中的1种或2种以上。
从焊接性能的观点对应于强度水平，优选规定用下式定义的Ceq的上限。在屈服强度为448Mpa以上的情况下，使Ceq在0.28以下，在屈服强度为482Mpa以上的情况下，使Ceq在0.32以下，可以确保良好的焊接性能。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5
对于实施方式4的钢材，板厚在10～30mm范围，Ceq与板厚无关，在30mm以下可以用相同的Ceq进行设计。
上述以外的剩余部分实质上为Fe。所谓剩余部分为Fe是指在实施方式4范围内可以含有对实施方式4的效果没有影响的、以不可避免的夹杂物为主的、含有其他微量元素的部分。
实施方式4的管线用高强度钢板的制造方法与实施方式2或3相同。
实施例
利用连续铸造把表8所示化学成分的钢(钢种A～N)制成钢坯，用它来制造了板厚18、26mm厚的钢板(No.1～27)。
表8
钢种 C Si Mn P S Ti Al Nb V Cu Ni Cr Ca     C/(Ti+Nb+V) Ceq 备注
    A   0.041   0.22   1.38   0.009   0.0012   0.035   0.032   0.045     2.81     0.27 在本化发学明成范分围内
    B   0.042   0.25   1.25   0.005   0.0008   0.025   0.046   0.075     1.75     0.27
    C   0.048   0.26   1.54   0.008   0.0009   0.026   0.045   0.048     2.80     0.31
    D   0.049   0.21   1.24   0.010   0.0005   0.027   0.036   0.041   0.059     1.89     0.27
    E   0.071   0.18   1.29   0.002   0.0007   0.036   0.032   0.041   0.048   0.0025     2.75     0.30
    F   0.045   0.22   1.25   0.007   0.0008   0.011   0.031   0.041   0.051   0.0022     2.24     0.26
    G   0.036   0.22   1.25   0.008   0.0009   0.021   0.031   0.030   0.042   0.14   0.22   0.0009     1.89     0.28
    H   0.031   0.15   1.74   0.005   0.0011   0.008   0.025   0.034   0.031   0.18   0.0032     2.26     0.36
    I   0.051   0.22   1.35   0.006   0.0009   0.002   0.037   0.035   0.036     3.77     0.28       化学成围分外在本发明范
    J   0.051   0.23   1.28   0.010   0.0011   0.030     0.26
    K   0.048   0.18   2.03   0.005   0.0010   0.034   0.028   0.042   0.051   0.0022     1.85     0.40
    L   0.012   0.22   1.35   0.004   0.0008   0.028   0.031   0.045   0.075   0.16   0.21     0.39     0.28
M 0.106 0.15 1.23 0.009 0.0013 0.012 0.028 0.038 0.036 0.0068 6.46 0.32
    N   0.049   0.19   1.33   0.007   0.0029   0.015   0.032   0.031   0.041   0.23   0.0019     2.81     0.30
下划线为表示在本发明范围外
把加热的板坯热轧后，直接用水冷型的快速冷却设备进行冷却，用感应加热炉或燃气炉进行再加热。冷却设备和感应加热炉为在线型。各钢板(No.1～27)的制造条件示于表9。
对如上制造的钢板的显微组织用光学显微镜、透射式电子显微镜(TEM)进行观察。测定了贝氏体相的面积比率。用测量负荷为50g的威氏硬度计测定了铁素体相和贝氏体相的硬度，使用各相测定30个点的测定结果的平均值，求出铁素体相和贝氏体相的硬度差。铁素体相中析出物的成分用能量分散型X射线分光法(EDX)进行了分析。此外测定了各钢板的拉伸特性、抗HIC性能。测定结果一并示于表9。拉伸特性以垂直轧制方向的全部厚度的试样为拉伸试验的试样进行拉伸试验，测定了屈服强度、拉伸强度。考虑到制造上的波动，把屈服强度480Mpa以上、拉伸强度580Mpa以上的作为API X65级进行评价。抗HIC性能以NACE Standard TM-02-84为标准进行了浸渍时间96小时的HIC试验，把没有发现裂纹的情况判定为抗HIC性能良好，用○表示，产生裂纹的情况用×表示。
表9
No. 钢种     板厚(mm)     加热温度(℃)     终轧温度(℃)     冷却速度(℃/s)     终冷温度(℃) 再加热设备     再加热升温速度(℃/s)     再加热温度(℃)     显微组织     屈服强度(MPa)     拉伸强度(MPa)   抗HIC性能 备注
  1   A     18     1200     860     42     490 感应式加热炉     22     635     F+B     561     641   ○    本发明例
  2   B     18     1200     760     36     420 感应式加热炉     26     580     F+B     532     615   ○
  3   C     26     1200     900     24     500 感应式加热炉     18     640     F+B     538     602   ○
  4   D     26     1200     850     23     500 感应式加热炉     21     650     F+B     572     642   ○
  5   E     18     1200     850     35     490 感应式加热炉     28     640     F+B     592     672   ○
  6   F     18     1200     850     36     500 感应式加热炉     31     650     F+B     548     614   ○
  7   F     18     1200     820     32     420 感应式加热炉     29     580     F+B     529     594   ○
  8   F     18     1200     760     35     450 感应式加热炉     29     650     F+B     538     605   ○
  9   F     18     1200     860     35     480 燃气炉     1.8     640     F+B     549     615   ○
  10   G     26     1200     850     26     540 感应式加热炉     19     650     F+B     564     635   ○
  11   G     26     1100     840     27     500 感应式加热炉     18     630     F+B     544     613   ○
  12   H     18     1200     920     21     540 感应式加热炉     29     660     F+B     541     613   ○
  13   H     18     1200     850     18     470 燃气炉     2.0     590     F+B     528     591   ○
  14   H     18     1200     900     20     510 燃气炉     2.0     640     F+B     536     616   ○
  15   C     18     960     800     33     500 感应式加热炉     29     650     F+B     460     531   ○    比较例
  16   C     18     1200     680     38     490 感应式加热炉     26     630     F+B     562     629   ×
  17   C     18     1200     850     1     500 感应式加热炉     32     600     F+P     471     551   ×
  18   C     18     1200     850     36     280 感应式加热炉     28     640     F+B+MA     560     631   ×
  19   C     26     1200     850     23     500 燃气炉     0.3     650     F+B+P     491     561   ×
  20   C     26     1200     850     21     480 感应式加热炉     21     750     F+B     501     571   ○
  21   C     26     1200     850     23     400 感应式加热炉     19     450     F+B+P     511     585   ×
  22   I     18     1200     820     45     490 感应式加热炉     26     590     F+B     461     539   ×
  23   J     18     1200     820     38     520 感应式加热炉     29     630     F+B     450     530   ×
  24   K     18     1200     820     40     450 燃气炉     1.8     580     F+B     581     652   ×
  25   L     26     1200     850     24     500 感应式加热炉     21     640     F+B     452     519   ×
  26   M     26     1200     850     19     480 感应式加热炉     19     650     F+B     612     689   ×
  27   N     26     1200     850     20     500 感应式加热炉     20     650     F+B     568     639   ×
※下划线表示在本发明范围外。※关于显微组织，F为铁素体、B为贝氏体、P为珠光体、MA为马氏体
在表9中，实施方式4的示例No.1～14的化学成分和制造方法都在实施方式4的范围内，具有屈服强度480Mpa以上、拉伸强度580Mpa以上的高强度，而且抗HIC性能优良。钢板的组织实质上为铁素体+贝氏体的2相组织，弥散析出有含Ti、Nb、V中任何2种以上的粒径小于30nm细小复合碳化物的析出物。此外贝氏体相的比率都在10-80％范围内。贝氏体相的硬度为300以下威氏硬度，铁素体相和贝氏体相的硬度差在70以下。
No.15～21的化学成分在实施方式4的范围内，但是制造方法在实施方式4的范围外，所以组织没有成为铁素体+贝氏体的2相组织，和没有细小碳化物弥散析出，所以强度不够和HIC试验出现裂纹。No.22～27的化学成分在实施方式4的范围外，所以生成粗大析出物，没有含Ti、Nb、V中任何2种以上的复合碳化物弥散析出，所以得不到足够的强度，或在HIC试验中出现裂纹。
再有用感应加热炉进行再加热的情况与用燃气炉加热的情况没有发现特别的差异。

Claims (32)

1.一种高强度钢板，以质量％计含C：0.02～0.08％，具有实质上是铁素体相和贝氏体相2相组织的金属组织，在所述铁素体相中析出粒径30nm以下的析出物，屈服强度在448Mpa以上。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，所述铁素体相和所述贝氏体相的硬度差在威氏硬度70以下。
3.如权利要求1所述的高强度钢板，所述贝氏体相具有320以下的威氏硬度。
4.如权利要求1所述的高强度钢板，所述贝氏体相的面积比率为10-80％。
5.一种高强度钢板，以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.5～1.8％、P：0.01％以下、S：0.002％以下、Mo：0.05～0.5％、Ti：0.005～0.04％、Al：0.07％以下，其余为Fe构成，用原子％计的C含量与Mo、Ti的合计含量的比C/(Mo+Ti)为0.5～3，具有实质上是铁素体相和贝氏体相2相组织的金属组织，在所述铁素体相中析出含Ti、Mo的粒径10nm以下的复合碳化物，屈服强度在448Mpa以上。
6.如权利要求5所述的高强度钢板，所述铁素体相和所述贝氏体相的硬度差在威氏硬度70以下。
7.如权利要求5所述的高强度钢板，所述贝氏体相具有320以下的威氏硬度。
8.如权利要求5所述的高强度钢板，所述贝氏体相的面积比率为10-80％。
9.如权利要求5所述的高强度钢板，用原子％计的C含量与Mo、Ti的合计含量的比C/(Mo+Ti)为0.7～2。
10.如权利要求5所述的高强度钢板，用W置换Mo的一部分或全部，以质量％计Mo+W/2：0.05～0.5％，以原子％计C含量和Mo、W、Ti的合计含量之比C/(Mo+W+Ti)为0.5～3，在铁素体相中析出含Ti、Mo、W或Ti、W的粒径在10nm以下的复合碳化物。
11.如权利要求5所述的高强度钢板，进而以质量％计含有Nb：0.005～0.05％和/或V：0.005～0.1％，以原子％计C含量和Mo、Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Mo+Ti+Nb+V)为0.5～3，在铁素体相中析出含Ti、Mo、Nb和/或V的粒径在10nm以下的复合碳化物。
12.如权利要求11所述的高强度钢板，其中Ti：0.005～小于0.02％。
13.如权利要求11所述的高强度钢板，以原子％计C含量和Mo、Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Mo+Ti+Nb+V)为0.7～2。
14.如权利要求11所述的高强度钢板，用W置换Mo的一部分或全部，以质量％计Mo+W/2：0.05～0.5％、以原子％计C含量和Mo、W、Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Mo+W+Ti+Nb+V)为0.5～3，在铁素体相中析出含Ti、Mo、W、Nb和/或V，或Ti、W、Nb和/或V的粒径在10nm以下的复合碳化物。
15.一种高强度钢板，以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.5～1.8％、P：0.01％以下、S：0.002％以下、Al：0.07％以下，含有选自Ti：0.005～0.04％、Nb：0.005～0.05％、V：0.005～0.1％中的至少两种以上、其余为实质上由Fe构成，以原子％计C含量和Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Ti+Nb+V)为0.5～3，具有实质上为铁素体相和贝氏体相的2相组织的金属组织，在所述铁素体相中析出含有选自Ti、Nb、V中的2种以上的、粒径在30nm以下的复合碳化物，屈服强度为448Mpa以上。
16.如权利要求15所述的高强度钢板，所述铁素体相和所述贝氏体相的硬度差在威氏硬度70以下。
17.如权利要求15所述的高强度钢板，所述贝氏体相具有320以下的威氏硬度。
18.如权利要求15所述的高强度钢板，所述贝氏体相的面积比率为10-80％。
19.如权利要求15所述的高强度钢板，以原子％计C含量和Ti、Nb、V的合计含量之比C/(Ti+Nb+V)为0.7～2。
20.如权利要求5所述的高强度钢板，进而以质量％计含有含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0005～0.005％中的至少一种。
21.如权利要求10所述的高强度钢板，进而以质量％计含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0005～0.005％中的至少一种。
22.如权利要求11所述的高强度钢板，进而以质量％计含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0005～0.005％中的至少一种。
23.如权利要求14所述的高强度钢板，进而以质量％计含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0005～0.005％中的至少一种。
24.如权利要求15所述的高强度钢板，进而以质量％计含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0005～0.005％中的至少一种。
25.屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板的制造方法，具有
把具有权利要求5所述成分组成的钢坯在加热温度：1000～1300℃、终轧温度：750℃以上的条件下热轧的工序、
把热轧后的钢以5℃/s以上的冷却速度快速冷却到300～600℃的工序、和
冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度再加热到550～700℃温度的工序。
26.如权利要求25所述的高强度钢板的制造方法，再加热时比冷却后的温度升高50℃以上。
27.屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板的制造方法，具有
把具有权利要求5所述成分组成的钢坯在加热温度：1050～1250℃、终轧温度：750℃以上的条件下热轧的工序、
把热轧后的钢以5℃/s以上的冷却速度快速冷却到300～600℃而形成未相变的奥氏体和贝氏体的2相组织的工序、和
冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度再加热到550～700℃的温度而升温50℃以上、形成析出物弥散析出的铁素体相和回火贝氏体相的2相组织的工序。
28.屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板的制造方法，具有
把具有权利要求10所述成分组成的钢坯在加热温度：1000～1300℃、终轧温度：750℃以上的条件下热轧的工序、
把热轧后的钢以5℃/s以上的冷却速度快速冷却到300～600℃的工序、和
冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度再加热到550～700℃温度的工序。
29.屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板的制造方法，具有
把具有权利要求11所述成分组成的钢坯在加热温度：1000～1300℃、终轧温度：750℃以上的条件下热轧的工序、
把热轧后的钢以5℃/s以上的冷却速度快速冷却到300～600℃的工序、和
冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度再加热到550～700℃温度的工序。
30.屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板的制造方法，具有
把具有权利要求14所述成分组成的钢坯在加热温度：1000～1300℃、终轧温度：750℃以上的条件下热轧的工序、
把热轧后的钢以5℃/s以上的冷却速度快速冷却到300～600℃的工序、和
冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度再加热到550～700℃温度的工序。
31.屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板的制造方法，具有
把具有权利要求15所述成分组成的钢坯在加热温度：1000～1300℃、终轧温度：750℃以上的条件下热轧的工序、把热轧后的钢以5℃/s以上的冷却速度快速冷却到300～600℃的工序、冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度再加热到550～700℃温度的工序。
32.如权利要求25所述的屈服强度为448Mpa以上的高强度钢板的制造方法，冷却后直接以0.5℃/s以上的升温速度再加热到550～700℃温度的处理，通过设置在与轧制设备和冷却设备同一作业线上感应加热装置进行。
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