CN1806062A - 低屈服比高强度高韧性的厚钢板和焊接钢管及它们的制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供不需添加大量的合金元素等而增加原材成本，不会使焊接热影响部的韧性变差，并且能够以高制造效率且以低成本制造的低屈服比高韧性钢板、使用该钢板的低屈服比高强度高韧性钢管以及它们的制造方法。具体而言，本发明是如下的钢板和钢管：以质量％计，含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下，金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率为3～20％，并且在铁素体中析出复合碳化物。
Description
技术领域
本发明涉及适用于建筑(architecture)、海上建筑物(marinestructure)、管道钢管(line pipe)、造船(shipbuilding)、土木(civilengineering)、建筑机械(construction machine)等领域的低屈服比高强度高韧性钢板(low yield ratio，high strength and high toughness steelplate)和主要适用于运输原油或天然气的管道钢管(line pipe)的涂层处理后的材质劣化较小的大径焊接钢管(large-diameter welded steelpipe)(UOE钢管、螺旋焊接钢管(spiral steel pipe))以及这些钢板、钢管的制造方法。
背景技术
近年来，对于焊接构造用钢材或主要用于运输原油或天然气的管道钢管，除了高强度、高韧性之外，根据耐震性(earthquake-proof)的观点还要求低屈服比化。众所周知，一般使钢材的金属组织成为在铁素体(ferrite)这样的软质相中适度地分散贝氏体(bainite)或马氏体(martensite)等硬质相的组织的话，能够实现钢材的低屈服比化。
作为得到上述在软质相中适度分散硬质相的组织的制造方法，公知有在淬火(quenching)(Q)和回火(tempering)(T)之间实施来自铁素体和奥氏体(austenite)的二相域(two-phase，(γ+α)temperature range)的淬火(Q’)的热处理方法(例如参照特开昭55-97425号公报)。在该热处理方法中，虽然通过适当地选择Q’温度而能够达成低屈服比化，但是由于增加热处理工序数量，因而导致生产率的降低、以及制造成本的增加。
作为不增加制造工序的方法，公开有在Ar3温度以上结束轧制后，将加速冷却的开始推迟至钢材的温度成为生成铁素体的Ar3相变点以下的方法(例如参照特开昭55-41927号公报)。但是由于需要以放冷程度的冷却速度来冷却轧制结束至加速冷却开始之间的温度区域，因而严重降低生产率。
并且用于管道钢管的像UOE钢管或电焊钢管(electric weldedtube)这样的焊接钢管，由于在低温使钢板形成为管状，焊接对接部(abutting surface)后，通常按照防腐蚀等观点在钢管外表面实施像聚乙烯涂覆(polyethylene coating)或粉体环氧树脂涂覆(powder epoxycoating)一样的涂覆处理，因而产生制管时的加工变形和由涂覆处理时的加热引起的应变时效，并且屈服应力变大。因此，即便使用上述方法达成原材钢板的低屈服比，但是很难达成钢管的低屈服比化。
作为耐应变时效特性良好的钢材及其制造方法，公开有限制成为应变时效的原因的C、N的含量，并且通过添加Nb和Ti，使这些元素与C、N结合来抑制应变时效的方法(例如，参照特开2002-220634号公报)。
但是特开2002-220634号公报记载的技术中，如其实施例所述，由于最终热轧温度低，因而生产率非常低并且导致制造成本的上升。
作为不进行像特开昭55-97425号公报和特开昭55-41927号公报中公开的复杂的热处理而达成低屈服比化的技术，公开有在Ar3相变点以上结束钢材的轧制，并通过控制之后的加速冷却速度和冷却停止温度而形成针状铁素体(acicular ferrite)和马氏体的二相组织，由此达成低屈服比化的方法(例如参照特开平1-176027号公报)。
但是，在特开平1-176027号公报记载的技术中，如其实施例所述，为了形成拉伸强度为590N/mm2(60kg/mm2)级别的钢材，需要提高钢材的碳含量，或者需要形成增加其他合金元素的添加量的成分组成，因而存在不仅导致原材成本的上升，并且焊接热影响部韧性变差的问题。
如上所述，在现有技术中，很难制造出不降低生产率，不提高原材成本，不使焊接热影响部韧性变差，低屈服比高强度高韧性钢板或钢管的生产率不降低，并且不提高钢管的制造成本，而且涂覆处理后仍是低屈服比的钢管。
另外国际公开号WO03/006699 A1是本申请发明人等以前开发的技术，其是与通过形成微细析出了复合碳化物的铁素体单相而具有良好的耐HIC性或焊接后的韧性的高强度焊接钢管有关的发明。但是由于其组织中没有如本申请中的岛状马氏体，因而不能得到作为本申请目的的低屈服比的钢板。
发明内容
本发明的目的在于解决如上所述的现有技术的问题。即，本发明提供不会由于添加大量合金元素等而增加原材成本，并且不会使焊接热影响部韧性变差，能够以高制造效率且以低成本制造的低屈服比高强度高韧性钢板和低屈服比高强度高韧性钢管以及这些钢板、钢管的制造方法。
用于解决上述问题的本发明的特征如下所述：
(1)一种热轧钢板，以质量％计，含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下，金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体(island martensite，M-A constituent)的三相组织，岛状马氏体的面积率为3～20％，并且为了在铁素体中析出复合碳化物而具有以下(a)～(c)中的任意一种化学成分条件。
(a)还含有Mo：0.05～0.4％、Ti：0.005～0.04％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)为1.2～3。
(b)还含有Mo：0.05～0.4％以及Ti：0.005～0.04％，并且含有Nb：0.005～0.07％、和/或V：0.005～0.1％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti、Nb、V的总量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)为1.2～3。
(c)还含有选自Ti：0.005～0.04％、Nb：0.005～0.07％、V：0.005～0.1％中的至少两种以上，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Ti、Nb、V的总量的比C/(Ti+Nb+V)为1.2～3。
(2)一种热轧钢板，以质量％计，含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下、Mo：0.05～0.4％、Ti：0.005～0.04％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)为1.2～3，并且金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，所述岛状马氏体的面积率为3～20％。
(3)一种热轧钢板，以质量％计，含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下，并含有选自Ti：0.005～0.04％、Nb：0.005～0.07％、V：0.005～0.1％中的至少两种以上，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Ti、Nb、V的总量的比C/(Ti+Nb+V)为1.2～3，并且金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率为3～20％。
(4)一种热轧钢板，在上述(1)～(3)中，在上述铁素体相中析出下述任意一种复合碳化物。
(a)含有Ti和Mo且粒径不足10nm的复合碳化物；或
(b)含有Ti、Mo、Nb和/或V且粒径不足10nm的复合碳化物；
(c)含有选自Ti、Nb、V的两种以上的元素且粒径不足10nm的复合碳化物。
(5)一种热轧钢板，在上述(1)～(4)中，以质量％计进一步N在0.007％以下。
(6)一种热轧钢板，在上述(2)、(4)和(5)中，以质量％计还含有Nb：0.005～0.07％、和/或V：0.005～0.1％，以原子％计，C量和Mo、Ti、Nb、V的总量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)为1.2～3。
(7)一种热轧钢板，在上述(1)～(6)中，Ti为0.005％～不足0.02％。
(8)一种热轧钢板，在上述(1)～(7)中，以质量％计还含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、B：0.005％以下、Ca：0.0005～0.003％中的至少一种。
(9)一种热轧钢板，在上述(1)～(8)中，以质量％计，进一步Ti/N为2～8。
(10)一种焊接钢管，其中，使用上述(1)～(9)所述的钢板。
(11)一种热轧钢板的制造方法，具有如下的工序：对以质量％计含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下，并且为了在铁素体中析出复合碳化物而具有下述(a)～(c)中的任意一种化学成分条件的钢板坯以加热温度：1000～1300℃、终轧温度：Ar3以上的条件进行热轧的工序；对被热轧的钢板以冷却速度：5℃/秒以上进行加速冷却至450～650℃的工序；和冷却后立即以升温速度：0.5℃/秒以上进行再加热至550～750℃的工序。
(a)还含有Mo：0.05～0.4％、Ti：0.005～0.04％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)为1.2～3。
(b)还含有Mo：0.05～0.4％以及Ti：0.005～0.04％，并且含有Nb：0.005～0.07％、和/或V：0.005～0.1％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti、Nb、V的总量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)为1.2～3。
(c)还含有选自Ti：0.005～0.04％、Nb：0.005～0.07％、V：0.005～0.1％中的至少两种以上，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Ti、Nb、V的总量的比C/(Ti+Nb+V)为1.2～3。
(12)一种热轧钢板的制造方法，在上述(11)中，其热轧钢板的金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率为3～20％。
(13)一种焊接钢管的制造方法，具有如下的工序：对以质量％计含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下、Mo：0.05～0.4％、Ti：0.005～0.04％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)为1.2～3的钢板坯以加热温度：1000～1300℃、终轧温度：Ar3以上的条件进行热轧的工序；对被热轧的钢板以冷却速度：5℃/秒以上进行加速冷却至450～650℃的工序；冷却后立即以升温速度：0.5℃/秒以上进行再加热至550～750℃的工序；和在低温将其金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率为3～20％的钢板形成管状，并焊接对接部而形成钢管的工序。
(14)一种焊接钢管的制造方法，具有如下的工序：对以质量％计含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下，并含有选自Ti：0.005～0.04％、Nb：0.005～0.07％、V：0.005～0.1％中的至少两种以上，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Ti、Nb、V的总量的比C/(Ti+Nb+V)为1.2～3的钢板坯以加热温度：1000～1300℃、终轧温度：Ar3以上的条件进行热轧的工序；对被热轧的钢板以冷却速度：5℃/秒以上进行加速冷却至450～650℃的工序；冷却后立即以升温速度：0.5℃/秒以上进行再加热至550～750℃的工序；和在低温将其金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率为3～20％的钢板形成为管状，并焊接对接部而形成钢管的工序。
(15)一种热轧钢板或焊接钢管的制造方法，在上述(11)～(14)中，进行再加热时，相比冷却后的温度升温50℃以上。
(16)一种热轧钢板或焊接钢管的制造方法，在上述(11)～(15)中，具有如下的工序：将被热轧的钢板以冷却速度：5℃/秒以上进行加速冷却至450～650℃而形成未相变奥氏体和贝氏体的二相组织的工序；和冷却后立即以升温速度：0.5℃/秒以上进行再加热至550～750℃而形成贝氏体、岛状马氏体以及析出物分散析出的铁素体的三相组织的工序。
(17)一种热轧钢板或焊接钢管的制造方法，在上述(11)～(16)中，冷却后立即以升温速度：0.5℃/秒以上进行再加热至550～750℃的处理，通过与轧制设备和冷却设备设置同一生产线上的感应加热装置而进行。
(18)一种热轧钢板或焊接钢管的制造方法，在上述(11)～(17)中，在上述铁素体中析出下述任意复合碳化物。
(a)含有Ti和Mo且粒径不足10nm的复合碳化物；或，
(b)含有Ti、Mo、Nb和/或V且粒径不足10nm的复合碳化物；
(c)含有选自Ti、Nb、V中的两种以上的元素且粒径不足10nm的复合碳化物。
(19)一种热轧钢板或焊接钢管的制造方法，在上述(11)～(18)中，以质量％计进一步为N：0.007％以下。
(20)一种如技术方案1所述的热轧钢板或焊接钢管的制造方法，在上述(13)、(15)～(19)中，以质量％计还含有Nb：0.005～0.07％和/或V：0.005～0.1％，以原子％计，C量和Mo、Ti、Nb、V的总量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)为1.2～3。
(21)一种热轧钢板或焊接钢管的制造方法，在上述(11)～(20)中，Ti不足0.005～0.02％。
(22)一种热轧钢板或焊接钢管的制造方法，在上述(11)～(21)中，以质量％计还含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、B：0.005％以下、Ca：0.0005～0.003％中的至少一种。
(23)一种热轧钢板或焊接钢管的制造方法，以质量％计进一步为，Ti/N为2～8。
(24)一种焊接钢管的制造方法，在上述(11)、(12)、(15)～(23)中，具有在低温将所得到的钢板形成管状并焊接对接部而形成钢管的工序。
附图说明
图1是通过扫描型电子显微镜(scanning electron microscope，SEM)观察本发明的钢板的照片。
图2是通过透射型电子显微镜(transmission electronmicroscope，TEM)观察本发明的钢板的照片。
图3是通过扫描型电子显微镜(SEM)观察本发明的另一钢板的照片。
图4是通过透射型电子显微镜(TEM)观察本发明的另一钢板的照片。
图5是表示用于实施本发明的制造方法的制造生产线的一个例子的概略图。
图6是通过扫描型电子显微镜(SEM)观察本发明的钢管的照片。
图7是通过透射型电子显微镜(TEM)观察本发明的钢管的照片。
图8是通过扫描型电子显微镜(SEM)观察本发明的另一钢管的照片。
图9是通过透射型电子显微镜(TEM)观察本发明的另一钢管的照片。
图10是表示由焊缝部的全尺寸夏比(full size charpy)V缺口(notch)试验片的采取位置的图。
图11是表示MA面积率与屈服比以及母材吸收能之间关系的图。
图12是表示Mn含量与MA面积率以及屈服比之间关系的图。
图13是表示冷却停止温度与MA面积率以及屈服比之间关系的图。
标号的说明
1：轧制线、2：钢板、3：热轧机、4：加速冷却装置(acceleratedcooling device)、5：加热装置、6：热整平机(hot leveler)、
具体实施方式
本发明人等人为了解决上述问题，对于钢板(或钢管原板)的制造方法、特别是对于被称为控制轧制后的加速冷却和之后的再加热的制造工艺过程进行锐意研究的结果，得到如下(a)～(c)的见解。
(a)在加速冷却过程中，在贝氏体相变途中，即存在未相变奥氏体的温度区域停止冷却，然后从贝氏体相变结束温度(Bf点)以上进行再加热，能够使钢板的金属组织形成在铁素体、贝氏体的混合相中均匀地生成作为硬质相的岛状马氏体(以下称为MA)的三相组织，由此可实现低屈服比化。并且该MA在钢管涂覆时的加热后也稳定。另外在此，MA是用3％硝酸乙醇腐蚀溶液(nitral：硝酸乙醇溶液)腐蚀后电解腐蚀(electrolytic etching)而得到的、从如图1、3、6和8所示的显微组织中观察到的白色浮现部分。
(b)通过使用本工艺过程，不仅能得到基于加速冷却时的贝氏体相变的强化，还能够得到再加热时由未相变奥氏体在铁素体相变时析出的微细析出物所带来的析出强化，因而合金元素少的低成分类的钢也能够实现高强度化。并且由于通过微细析出物的析出，能够减少导致应变时效(strain ageing)的固溶C、N，因而能够抑制钢管成形、涂覆处理后的应变时效引起的屈服应力上升。
另外通过使用含有Mo、Ti的钢而能够得到非常微细的Mo和Ti的复合碳化物(complex carbide)的分散析出，并且即使在复合添加Nb或V的情况下，通过使含有Ti、Mo和Nb和/或V的复合碳化物分散析出，能够达成铁素体的高强度化。或者通过使用含有Ti、Nb、V中的两种以上的钢，由于分散析出含有非常微细的Ti、Nb、V的复合碳化物而能够达成铁素体的高强度化。
(c)通过使用添加Mn等提高淬火性元素促进MA的生成的同时添加了Mo、Ti等碳化物形成元素的钢，可得到上述(a)、(b)的效果。或者通过使用添加了Ti、Nb、V等碳化物形成元素的钢而能够得到上述(a)、(b)的效果。
本发明是根据上述见解得出的，涉及一种低屈服比高强度高韧性和低屈服比高强度高韧性钢管，其具有三相组织，该三相组织中，通过轧制后的加速冷却生成的贝氏体相、通过之后的再加热产生的基本含有Ti、Mo的析出物或含有Ti、Nb、V中的两种以上的复合碳化物分散析出的铁素体相、以及作为硬质相的MA均匀地生成。并且涉及耐应变时效特性良好的低屈服比高强度高韧性钢管。
下面，详细说明本发明的高强度钢板和高强度钢管用的钢板。首先说明本发明的高强度钢板和高强度钢管用的钢板的组织。
在本发明中，通过形成在铁素体和贝氏体的混合相中均匀地生成作为硬质相的MA的组织而达成低屈服比化。并且通过在铁素体中析出微细碳化物，减少导致应变时效的固溶C、N而达成涂覆处理后的钢管的低屈服比。
本发明中的MA生成的机理如下所述。制造工艺过程如下：加热钢板坯后，在奥氏体区域结束轧制后，其后以Ar3相变温度以上开始加速冷却。在贝氏体相变途中，即存在未相变奥氏体的温度区域结束加速冷却，然后以贝氏体相变结束温度(Bf点)以上进行再加热，之后进行冷却。其组织的变化如下所述：加速冷却结束时的显微组织是贝氏体和未相变奥氏体，通过以Bf点以上进行再加热而产生未相变奥氏体的铁素体相变，由于铁素体的C固溶量少，因而C被排出到未相变奥氏体。由此随着再加热时的铁素体相变的进行，未相变奥氏体中的C量增加。此时，如果含有一定量以上的可提高淬火性且作为奥氏体稳定化元素的Mn、Cu、Ni等，则再加热结束后也剩余有浓缩有C的未相变奥氏体，并且通过再加热后的冷却相变至MA而最终形成贝氏体、铁素体、MA的三相组织。在本发明中，加速冷却后从存在未相变奥氏体的温度区域开始进行再加热是很重要的，并且由于再加热开始温度在Bf点以下时，贝氏体相变结束后不存在未相变奥氏体，因而需要使再加热开始在Bf点以上。并对于再加热后的冷却，由于不会对MA的相变或后述的微细碳化物的粗大化产生影响，因而不特别规定，但是基本上优选空冷。在本发明中，通过在贝氏体相变途中停止加速冷却，然后连续地进行再加热而不会降低制造效率就能够生成作为硬质相的MA，并且通过形成含有MA的作为复合组织的三相组织能够达成低屈服比。三相组织中的MA的比率，以MA的面积率(轧制方向或板宽度方向等钢板的任意截面中的MA的面积的比率)为3～20％。图11是表示MA面积率与屈服比以及母材吸收能之间关系。如图11所示，当MA的面积率不足3％时不能充分地达成低屈服比化(屈服比85％以下)，并且当超过20％时有时会使母材韧性变差(不足200J)。并且如图11所示，进一步按照确保低屈服比化(屈服比80％以下)和母材韧性的观点，MA的面积率优选5～15％。并且对于MA的面积率，通过对由SEM观察得到的显微组织进行图形处理而求出MA所占的面积率。另外MA的平均粒径在10μm以下。并且通过对由SEM观察得到的显微组织进行图像处理，并对于各个MA求出与各个MA相同面积的圆的直径，对它们取平均值而求出MA的平均粒径。
并且为了抑制钢管成形后或涂覆处理后的应变时效引起的屈服应力的上升，并且为了达成高强度化而在加速冷却后的再加热时有效利用在铁素体、贝氏体中析出的微细复合碳化物的析出物。
并且为了达成高强度化，通过复合并有效利用基于加速冷却时的贝氏体相变的相变强化和基于加速冷却后再加热而在铁素体中析出的微细复合碳化物的析出的析出强化而不用大量地添加合金元素就能够达成高强度化。铁素体富有延展性，一般为软质，但在本发明中是通过下述的微细的复合碳化物的析出成为高强度化。在没有大量地添加合金元素的情况下，只通过加速冷却得到的贝氏体单相组织时强度不足，但是通过析出强化的铁素体则具有充分的强度。
有效利用了析出强化的钢板一般成为高屈服比，但在本发明中是，通过均匀地生成铁素体或贝氏体一样的相和比这些相硬度高并且其硬度差大的MA而实现低屈服化。并且成为应变时效的原因的固溶C、N作为微细复合碳化物的析出物而被固定，因而能够抑制钢管成形、涂覆时加热后的应变时效。
金属组织实质上由铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织构成，并不限定本发明的作用效果，其意味着含有铁素体、贝氏体和MA以外的组织的都属于本发明的范围。
由于在铁素体、贝氏体和MA的三相组织，混合有一种或两种以上的珠光体(pearlite)等不同的金属组织时强度降低，因而铁素体、贝氏体和MA以外的组织的面积率越少越好。但是，铁素体、贝氏体和MA以外的组织的面积率低时能够忽略其影响，因而以总面积率计，可以含有3％以下的其他金属组织，即可以含有一种或两种以上的珠光体或渗碳体等。并且按照强度确保的观点，铁素体的面积率优选5％以上，按照母材的韧性确保观点，贝氏体的面积率优选10％以上。
接着说明在上述铁素体内析出的微细的复合碳化物的析出物。
在本发明的钢板中，利用铁素体中的基本含有Mo和Ti的复合碳化物的析出强化。或者利用铁素体中含有选自Ti、Nb、V中的两种以上的复合碳化物的析出强化。并且将微细复合碳化物的析出强化有效利用于钢管成形、提高涂覆等加热后的耐应变时效特性。Mo和Ti是在钢中形成碳化物的元素，在以往一直是通过MoC、TiC的析出来强化钢。在本发明中，其特征在于，复合添加Mo和Ti，并在钢中微细地分散析出基本含有Mo和Ti的复合碳化物，从而与MoC或TiC的析出强化的情况相比，能够得到更大的强度提高效果。由于基本含有Mo和Ti的复合碳化物稳定且成长速度缓慢，因而能够得到平均粒径不足10nm的非常微细的复合碳化物的析出物，从而能够得到这种以往没有的很大的强度提高效果。该复合碳化物的微细析出物的个数率优选为除去TiN的全部析出物的95％以上。并且通过对由透射型电子显微镜(TEM)拍照的照片进行图像处理，并对于各个复合碳化物求出与各个析出物相同面积的圆的直径，对它们取平均值而求出上述微细的复合碳化物的析出物的平均粒径。
基本含有Mo和Ti的复合碳化物只由Mo、Ti、C构成时，以原子比计，Mo和Ti的总量与C在1∶1附近化合，对高强度化非常有效。在本发明中，发现通过进一步复合添加Nb和/或V，析出物会成为含有Mo、Ti和Nb和/或V的复合碳化物，并得到相同的析出强化。
并且在本发明中，其特征在于，代替上述基本含有Mo和Ti的复合碳化物，复合添加选自Ti、Nb、V中的两种以上，在钢中微细析出含有选自Ti、Nb、V中的两种以上的复合碳化物，与各个碳化物的析出强化的情况相比，能够得到更大的强度提高效果。由于该复合碳化物稳定且成长速度缓慢，因而能够得到粒径不足10nm的非常微细的复合碳化物的析出物，从而可以得到这种以往没有的很大的强度提高效果。
在本发明中，在钢板内分散析出的复合碳化物的析出物，也就是含有选自Ti、Nb、V中的两种以上的复合碳化物，以原子比计，在Ti、Nb、V的总量与C的比为1∶1附近化合，其对于高强度化非常有效。并且虽然该微细碳化物主要从铁素体相中析出，但是根据化学成分、制造条件不同，有时也从贝氏体相中析出。
如上所述，本发明的钢板具有由贝氏体、MA和复合碳化物的析出物微细析出的铁素体的三相构成的复合组织，通过使用如下的组成的钢并用下述方法进行制造而能够得到这种组织。
首先说明本发明的高强度钢板(或高强度钢管)的化学成分。以下说明中用％表示的单位均为质量％。
·C：0.03～0.1％：
C作为碳化物有助于析出强化，并且是对MA生成很重要的元素，但是不足0.03％时MA生成不充分，并且不能确保充分的强度。由于超过0.1％的添加使HAZ韧性变差，因而C含量规定在0.03～0.1％。进一步优选0.03～0.08％。
·Si：0.01～0.5％：
Si是为了脱氧而添加的，但由于不足0.01％时脱氧效果不充分，并且超过0.5％时使韧性或焊接性变差，因而Si含量规定在0.01～0.5％。进一步优选0.01～0.3％。
·Mn：1.2～2.5％：
Mn为了提高强度、韧性，并为了提高淬火性，促进MA生成而添加。图12表示Mn含量与MA面积率以及屈服比之间的关系。如图12所示，Mn含量不足1.2％时MA的面积率不足3％，并且屈服比超过85％而其添加效果不充分；Mn含量超过2.5％时韧性和焊接性变差，因而Mn含量规定在1.2～2.5％。Mn含量不受成分或制造条件的变化的影响而能够稳定地生成MA，并且为了进一步达成低屈服比化(屈服比80％以下)而优选添加1.5％以上的Mn含量。进一步优选超过1.8％。
·Al：0.08％以下：
Al作为脱氧剂而添加，但是超过0.08％时降低钢的纯度，并使韧性变差，因而Al含量规定在0.08％以下。优选0.01～0.08％。
·Mo：0.05～0.4％：
Mo在本发明中是重要的元素，通过含有0.05％以上而抑制热轧后冷却时珠光体相变，并且与Ti形成微细的复合碳化物的析出物，有助于强度上升。但是，由于Mo是用于形成微细碳化物的元素中的一种，并且其消耗C，因而超过0.4％时，MA生成所需要的剩余C不足，因而Mo含量规定在0.05～0.4％。根据焊接热影响部韧性的观点，Mo含量进一步优选0.1～0.3％。
·Ti：0.005～0.04％：
Ti与Mo一样，在本发明中是很重要的元素。添加0.005％以上而与Mo形成复合碳化物的析出物，由此有助于强度上升。但是由于超过0.04％的添加导致焊接热影响部韧性的恶化，因而Ti含量规定在0.005～0.04％。并且Ti含量不足0.02％时表现更好的韧性。因此，添加Nb和/或V而能够确保强度时，Ti含量优选在0.005％以上、0.02％以下。
本发明的高强度钢板通过使用上述成分的钢，能够得到含有Ti和Mo的复合碳化物的微细析出物，但是为了最大限度地利用析出强化并为了生成MA，形成碳化物的元素的含量的比率需要如下所述地进行限制。
·以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)＝1.2～3.0：
本发明的高强度化基于含有Ti、Mo的析出物。为了有效地利用基于该复合碳化物的析出强化，C量和作为碳化物形成元素的Mo、Ti量的关系很重要，通过在适当平衡的基础上添加这些元素，能够得到热稳定并且非常微细的复合碳化物的析出物。并且为了达成低屈服比化而需要添加比复合碳化物所消耗的C更多的C。此时，以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)的值不足1.2时，由于C都被微细复合碳化物的析出物消耗而不能生成MA，因而不能达成低屈服比化。并且以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)的值超过3.0时，C过剩，在焊接热影响部形成岛状马氏体等的硬化组织，导致焊接热影响部韧性的恶化，因而C/(Mo+Ti)的值为1.2～3.0。另外使用质量％的含量时，各元素记号作为以质量％计的各元素的含量，(C/12.01)/(Mo/95.9+Ti/47.9)的值为1.2～3.0。进一步优选1.4～3.0。
·N：0.007％以下：
N虽然作为不可避免的杂质而处理，但是超过0.007％时，由于焊接热影响部韧性变差，因而优选0.007％以下。
并且，
·Ti/N：2～8：
通过使Ti量和N量的比Ti/N最优化，能够通过TiN粒子抑制焊接热影响部的奥氏体粗大化，并能够得到良好的焊接热影响部韧性，因而Ti/N优选2～8，进一步优选2～5。
由于Nb和/或V与Ti以及Mo一起形成微细复合碳化物，因而本发明的钢板也可以含有Nb和/或V。
·Nb：0.005～0.07％：
Nb通过组织的微细粒化而提高韧性，与Ti以及Mo一起形成复合碳化物而有助于强度上升。但是，由于不足0.005％时没有效果，并且超过0.07％时焊接热影响部的韧性变差，因而Nb含量规定在0.005～0.07％。
·V：0.005～0.1％：
V也与Nb一样，与Ti以及Mo一起形成复合碳化物而有助于强度上升。但是，由于不足0.005％时没有效果，并且超过0.1％时焊接热影响部的韧性变差，因而V含量规定在0.005～0.1％。
含有Nb和/或V的情况下，
·以原子％计，C量和Mo、Ti、Nb、V的总量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)＝1.2～3.0：
本发明的高强度化通过含有Ti、Mo的复合碳化物的析出物来实现，但是在含有Nb和/或V的情况下，是通过含有这些元素的复合析出物(主要是碳化物)来实现。此时，作为各元素的原子％含量表示的C/(Mo+Ti+Nb+V)的值不足1.2时，由于C都被微细复合碳化物的析出物消耗而不能生成MA，因而不能达成低屈服比化。并且超过3.0时，由于C过剩，在焊接热影响部形成岛状马氏体等的硬化组织，导致焊接热影响部韧性的恶化，因而C/(Mo+Ti+Nb+V)的值为1.2～3.0。另外使用质量％的含量时，将各元素记号作为质量％计的各元素的含量，(C/12.01)/(Mo/95.9+Ti/47.9+Nb/92.91+V/50.94)的值为1.2～3.0。进一步优选1.4～3.0。
并且本发明的钢板，作为代替上述基本含有Mo和Ti的微细复合碳化物而形成其他微细复合碳化物的方法，Mo为不可避免的杂质级，并含有选自Ti、Nb、V中的两种以上。
·Ti：0.005～0.04％：
Ti在本发明中是很重要的元素。通过添加0.005％以上而与Nb和/或V一起形成微细的复合碳化物，大大有助于强度上升。但是由于超过0.04％的添加会导致焊接热影响部韧性的恶化，因而Ti含量规定在0.005～0.04％。并且，由于Ti含量不足0.02％时表现出更好的韧性，因而Ti含量优选0.005～不足0.02％。
·Nb：0.005～0.07％：
Nb通过组织的微细粒化而提高韧性，与Ti和/或V一起形成复合碳化物的析出物而有助于强度上升。但是，由于不足0.005％时没有效果，并且超过0.07％时焊接热影响部的韧性变差，因而Nb含量规定在0.005～0.07％。
·V：0.005～0.1％：
V也与Ti、Nb一样，与Ti和/或Nb一起形成复合碳化物的析出物而有助于强度上升。但是，由于不足0.005％时没有效果，并且超过0.1％时焊接热影响部的韧性变差，因而V含量规定在0.005～0.1％。
·以原子％计，C量和Ti、Nb、V的总量的比C/(Ti+Nb+V)＝1.2～3.0：
本发明的高强度化，通过含有Ti、Nb、V中的任意两种以上的微细碳化物的析出来实现。此时，作为以各元素的原子％含量表示的C/(Ti+Nb+V)的值不足1.2时，由于C都被微细复合碳化物的析出物消耗而不能生成MA，因而不能达成低屈服比化。并且超过3.0时，由于C过剩，在焊接热影响部形成岛状马氏体等的硬化组织而导致焊接热影响部韧性的恶化，因而C/(Ti+Nb+V)的值为1.2～3.0。另外使用质量％的含量时，将各元素记号作为以质量％计的各元素的含量，使(C/12.01)/(Ti/47.9+Nb/92.91+V/50.94)的值为1.2～3.0。进一步优选1.4～3.0。
在本发明中，为了进一步改善钢板的强度韧性，并提高淬火性，促进MA的生成，可以含有如下的Cu、Ni、Cr、B、Ca的一种或两种以上。
·Cu：0.5％以下：
Cu是对韧性的改善和强度的上升有效的元素。为了得到该效果，优选添加0.1％以上，但是由于添加太多时焊接性变差，因而添加时将0.5％作为上限。
·Ni：0.5％以下：
Ni是对韧性的改善和强度的上升有效的元素。为了得到该效果，优选添加0.1％以上，但是由于添加太多时不利于成本控制，并且焊接热影响部韧性变差，因而添加时将0.5％作为上限。
·Cr：0.5％以下：
Cr与Mn相同，是在低C下也对得到充分的强度有效的元素。为了得到该效果，优选添加0.1％以上，但是由于添加太多时焊接性变差，因而添加时将0.5％作为上限。
·B：0.005％以下：
B是有助于提高强度、改善HAZ韧性的元素。为了得到该效果，优选添加0.0005％以上，但是由于超过0.005％时焊接性变差，因而进行添加时，为0.005％以下。
·Ca：0.0005～0.003％：
Ca控制硫化物类夹杂物的形态而改善韧性。0.0005％以上时表现出其效果，由于超过0.003％时效果饱和，并相反地降低纯度而使韧性变差，因而添加时为0.0005～0.003％。
上述以外的余量实质上由Fe构成。余量实质上由Fe构成，意味着只要不影响本发明的作用效果，含有以不可避免杂质为首的其他微量元素都包含在本发明范围内。例如可以分别添加0.02％以下的Mg、REM。
接着说明本发明的高强度钢板的制造方法。
本发明的高强度钢板使用具有上述成分组成的钢，在加热温度：1000～1300℃、终轧温度：Ar3温度以上进行热轧，然后以5℃/s以上的冷却速度进行加速冷却至450～600℃，然后立即以0.5℃/s以上的升温温度进行再加热至550～750℃，由此能够使金属组织形成铁素体、贝氏体和MA的三相组织，并且能够在铁素体相中分散析出以Mo和Ti为主体的微细复合碳化物、或含有Ti、Nb、V中的任意两种以上的微细复合碳化物。在此，加热温度、终轧温度、冷却结束温度以及再加热温度等温度为钢板坯或钢板的平均温度。平均温度是根据钢板坯或钢板的表面温度，考虑板厚、导热系数等参数并通过计算求出的。并且冷却速度是热轧结束后，冷却至冷却结束温度450～600℃所需的温度差除以该冷却所需的时间的平均冷却速度。并且升温速度是冷却后，再加热至再加热温度550～750℃的温度所需的温度差除以再加热所需的时间的平均升温速度。
下面详细说明各制造条件。
·加热温度：1000～1300℃：
加热温度不足1000℃时，碳化物的固溶不充分而不能得到必要的强度和屈服比，并且超过1300℃时母材韧性变差，因而为1000～1300℃。
·终轧温度：Ar3温度以上：
终轧温度不足Ar3温度时，由于之后的铁素体相变速度降低，因而在再加热引起的铁素体相变时，不能得到充分的微细析出物的分散析出，并且强度降低。并且由于再加热时C向未相变奥氏体的浓缩不充分而不能生成MA，因而终轧温度为Ar3温度以上。
·轧制结束后，立即以5℃/s以上的冷却速度进行冷却：
冷却速度不足5℃/s时，由于在冷却时生成珠光体，因而不生成MA，并且不能得到基于贝氏体的强化，因而不能得到充分的强度。因而轧制结束后的冷却速度规定在5℃/s以上。并且冷却开始温度成为Ar3温度以下，生成铁素体时，再加热时不能得到微细析出物的分散析出而导致强度不足，并且不能引起MA的生成，因而冷却开始温度为Ar3温度以上。对于此时的冷却方法，根据制造工艺过程可以使用任意的冷却设备。在本发明中，可以通过加速冷却而过冷至贝氏体相变区域，由此在之后的再加热时不进行温度保持而完成铁素体相变。
·冷却停止温度：450～650℃：
该工艺过程在本发明中是重要的制造条件。在本发明中，再加热后存在的浓缩有C的未相变奥氏体，在之后的空冷时向MA发生相变。即，需要在贝氏体相变途中的存在有未相变奥氏体的温度区域停止冷却。图13表示冷却停止温度与MA面积率以及屈服比之间的关系。如图13所示，在冷却停止温度不足450℃时，由于贝氏体相变结束，因而空冷时MA的面积率不足3％，并且不能达成低屈服比化(屈服比85％以下)。超过650℃时，由于冷却中析出珠光体，因而微细碳化物的析出不充分而不能得到充分的强度，并且在珠光体中消耗C，MA的面积率减少，因而加速冷却停止温度规定在450～650℃。并且根据得到低屈服比的观点，冷却停止温度优选500～650℃以使MA的面积率超过5％，并且为了达成低屈服比化(屈服比80％以下)进一步优选530～650℃。
·加速冷却停止后立即以0.5℃/s以上的升温温度再加热至550～750℃的温度：
该工艺过程在本发明中也是重要的制造条件。有助于铁素体强化的微细复合碳化物的析出物在再加热时析出。由于再加热时未相变奥氏体向铁素体的相变，以及随之C向未相变奥氏体的排出，再加热后的空冷时，C稠化的未相变奥氏体相变至MA。为了得到这种微细复合碳化物的析出物和MA，需要在加速冷却后立即再加热至550～700℃的温度区域。在升温速度不足0.5℃/s时，达到目标再加热温度需要很长时间，因而制造效率变差，并且产生珠光体相变，因而不能得到微细复合碳化物的析出物的分散析出以及MA，不能得到充分的强度、低屈服比。再加热温度不足550℃时不能得到充分的析出驱动力，微细复合碳化物的析出物的量很少，因而不能得到充分的析出强化，并且导致钢管成形或涂覆处理后的耐应变时效特性的降低或强度不足。另一方面，超过750℃时，由于复合碳化物的析出物粗大化而不能得到充分的强度，因而再加热的温度区域规定在550～750℃。在本发明中，加速冷却后从存在未相变奥氏体的温度区域进行再加热是很重要的，并且再加热开始温度在Bf点以下时，贝氏体相变结束完成，不存在未相变奥氏体，因而需要使再加热开始温度在Bf点以上。为了使铁素体可靠地相变，优选相比冷却停止温度升温50℃以上。在再加热温度中不必特别设定温度保持时间。使用本发明的制造方法的话，即使再加热后立即冷却，也能够得到充分的微细复合碳化物的析出物，因而能够得到高强度。但是，为了确保充分的微细复合碳化物的析出物，可进行30分钟以内的温度保持。超过30分钟而进行温度保持时，发生复合碳化物的析出物的粗大化而可能使强度降低。并且在再加热后的冷却过程中，微细复合碳化物的析出物与冷却速度无关，不会粗大化，因而再加热后的冷却速度基本上优选进行空冷。
图1和图2分别表示对使用上述制造方法制造的本发明钢板(0.05质量％C-1.5质量％Mn-0.2质量％Mo-0.01质量％Ti)用扫描型电子显微镜(SEM)观察的照片以及用透射型电子显微镜(TEM)观察的照片。根据图1，观察到在铁素体、贝氏体的混合组织中均匀地生成(MA面积率为10％)MA的情况，并从图2能够在铁素体中确认直径不足10nm的微细复合碳化物。
图3和图4分别表示对使用上述制造方法制造的本发明的另一钢板(0.05质量％C-1.8质量％Mn-0.01质量％Ti-0.04质量％Nb-0.05质量％V)用扫描型电子显微镜(SEM)观察的照片以及用透射型电子显微镜(TEM)观察的照片。根据图3，观察到铁素体、贝氏体的混合组织中均匀地生成(MA面积率为7％)MA的情况，并从图4能够在铁素体中确认直径不足10nm的微细复合碳化物。
作为用于进行加速冷却后的再加热的设备，可在用于进行加速冷却的冷却设备的下游侧设置加热装置。优选的是，作为加热装置使用可迅速加热钢板的煤气炉或感应加热装置。感应加热装置与均热炉等相比能够容易进行温度控制，并能够迅速地加热冷却后的钢板，因而特别优选。并且通过串联且连续地配置多个感应加热装置，即使在生产线速度或钢板的种类、尺寸不同的情况下，也能够通过任意地设定要通电的感应加热装置的个数，而自由地操作升温速度、再加热温度。
图5表示用于实施本发明的制造方法的设备的一个例子。如图5所示，轧制生产线1上从上游向下游侧配置有热轧机3、加速冷却装置4、加热装置5、热平整机6。对于加热装置5，通过将感应加热装置或其他热处理装置设置在与作为轧制设备的热轧机3和与其连续的作为冷却设备的加速冷却装置4同一生产线上，可以在轧制、冷却结束后迅速地进行再加热处理，因而能够使轧制冷却后的钢板温度不会过度地降低而进行加热。
进一步说明焊接钢管的制造方法。
本发明的焊接钢管，在低温将通过上述制造条件制造的钢板形成为管状，并通过例如埋弧焊接方法等焊接对接部而形成钢管后，在300℃以下的温度范围实施涂覆处理。对于成形为管状的成形方法不特别规定。例如作为成形方法优选通过UOE工艺过程或螺旋成形工艺过程而成形。并且对于涂覆处理方法不特别规定。例如进行聚乙烯涂覆或粉体环氧树脂涂覆等。涂覆时的钢管的加热温度超过300℃时，由于导致耐应变特性的降低、MA分解引起的屈服比的增加，因而规定为300℃以下。
图6和图7分别表示对使用上述制造方法制造的本发明钢管(0.05C-1.5Mn-0.2Mo-0.01Ti)用扫描型电子显微镜(SEM)观察的照片以及用透射型电子显微镜(TEM)观察的照片。根据图6，观察到铁素体、贝氏体的混合组织中均匀地生成(MA面积率为11％)MA的情况，并从图7能够在铁素体中确认直径不足10nm的微细复合碳化物。
图8和图9分别表示对使用上述制造方法制造的本发明钢管(0.05C-1.8M-0.01Ti)用扫描型电子显微镜(SEM)观察的照片以及用透射型电子显微镜(TEM)观察的照片。根据图8，观察到铁素体、贝氏体的混合组织中均匀地生成(MA面积率为8％)MA的情况，并从图9能够在铁素体中确认直径不足10nm的微细复合碳化物。
实施例
实施例1
通过连续铸造法将化学成分如表1所示的钢(钢种A～P)制成板坯，并使用该板坯制造板厚为18、26mm厚钢板(1～29号)。
通过热轧对被加热的板坯进行轧制后，立即使用水冷型的加速冷却设备进行冷却，并使用感应加热炉或煤气炉进行再加热。感应加热炉与加速冷却设备设置在同一生产线上。各钢板(1～29号)的制造条件如表2所示。其中，加热温度、终轧温度、冷却结束温度以及再加热温度等温度为钢板的平均温度。平均温度是根据板坯或钢板的表面温度，考虑板厚、导热系数等参数并通过计算求出的。并且冷却速度是热轧结束后，冷却至冷却结束温度450～600℃所需的温度差除以该冷却所需的时间的平均冷却速度。并且升温速度是冷却后，再加热至再加热温度550～750℃的温度时所需的温度差除以再加热所需的时间的平均升温速度。
测定如上所述制造的钢板的拉伸特性。测定结果一并表示于表2。采取2个轧制垂直方向的全厚度拉伸试验片而进行拉伸试验，测定拉伸特性，以其平均值评价拉伸特性。将拉伸强度580MPa以上作为本发明中必要的强度，并将屈服比85％以下作为本发明中必要的屈服比。对于母材韧性，采取3个轧制垂直方向的全尺寸夏比V形缺口试验片进行夏比试验，并测定-10℃下的吸收能，求出其平均值。-10℃下的吸收能在200J以上为良好。
对于焊接热影响部(HAZ)韧性，采取3个通过再热循环装置施加相当于热输入40kJ/cm的热过程的试验片，进行夏比试验。并且测定-10℃下的吸收能，求出其平均值。-10℃下的夏比吸收能在100J以上为良好。
在表2中，作为本发明例的1～17号，其化学成分和制造方法都在本发明范围内，并以拉伸强度580MPa以上的高强度得到了屈服比85％以下的低屈服比(Mn在1.5％以上，屈服比在80％以下)，并且母材和焊接热影响部的韧性良好。并且钢板的组织是铁素体、贝氏体、岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率在3～20％的范围内。其中，岛状马氏体的面积率通过图像处理从由扫描型电子显微镜(SEM)观察到的显微组织中求出。并且通过透射型电子显微镜观察并通过能量分散型X射线分光法进行分析的结果，在铁素体相中观察到含有Ti和Mo的平均粒径不足10nm的微细的复合碳化物的分散析出，对一部分钢板观察到进而含有Nb和/或V的平均粒径不足10nm的微细的复合碳化物的分散析出。并且通过对由透射型电子显微镜(TEM)拍照的照片进行图像处理，对于各个复合碳化物求出与各个复合碳化物相同面积的圆的直径，对它们取平均值而求出上述微细的复合碳化物的平均粒径。
18～22号，虽然其化学成分在本发明的范围内，但是由于其制造方法在本发明的范围外，因而组织是铁素体、贝氏体的二相组织，并且屈服比超过85％，因而不充分。23～29号，由于其化学成分在本发明的范围外，因而拉伸强度不足580MPa而不能得到充分的强度，或者屈服比超过85％，或者HAZ韧性不足100J而不好。
实施例2
通过连续铸造法将化学成分如表3所示的钢(钢种A～I)制成钢板坯，并使用该钢板坯制造板厚为18、26mm厚钢板(1～16号)。
通过热轧对被加热的钢板坯进行轧制后，立即使用水冷型的加速冷却设备进行冷却，并使用感应加热炉或煤气炉进行再加热。感应加热炉设置在与加速冷却设备同一生产线上。各钢板(1～16号)的制造条件如表4所示。其中，钢板的温度、冷却速度、升温速度、拉伸特性、母材韧性、焊接热影响部(HAZ)韧性、岛状马氏体的面积率和复合碳化物的平均粒径的测定与实施例1相同地求出。
测定如上所述制造的钢板的拉伸特性。测定结果一并表示于表4。对于拉伸特性，将轧制垂直方向的全厚度试验片作为拉伸试验片进行拉伸试验，测定拉伸强度。将拉伸强度580MPa以上作为本发明中必要的强度，并将屈服比85％以下作为本发明中必要的屈服比。对于母材韧性，使用轧制垂直方向的全尺寸夏比V形缺口试验片进行夏比试验，并且-10℃下的吸收能在200J以上为良好。
对于焊接热影响部(HAZ)韧性，使用通过再热循环装置施加相当于热输入40kJ/cm的热过程的试验片进行夏比试验。并且，-10℃下的夏比吸收能在100J以上为良好。
在表4中，作为本发明例的1～7号，其化学成分和制造方法都在本发明范围内，并且是拉伸强度在580MPa以上的高强度，屈服比在85％以下的低屈服比(Mn在1.5％以上，屈服比在80％以下)，并且母材和焊接热影响部的韧性良好。并且钢板的组织是铁素体、贝氏体、岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率在3～20％的范围内。并且通过透射型电子显微镜观察，并通过能量分散型X线分光法进行分析的结果，在铁素体相中观察到含有选自Ti、Nb、V中的至少两种以上的平均粒径不足10nm的微细复合碳化物的分散析出。
8～12号，虽然其化学成分在本发明的范围内，但是由于其制造方法在本发明的范围外，因而组织是铁素体、贝氏体的二相组织，并且屈服比超过85％，因而不充分。13～16号，由于其化学成分在本发明的范围外，因而拉伸强度不足580MPa而不能得到充分的强度，或者屈服比超过85％，或者HAZ韧性不足100J而不好。
实施例3
通过连续铸造法将化学成分如表5所示的钢(钢种A～I)制成板坯，并使用该板坯制造板厚为18、26mm，外径为24”、48”的焊接钢管(1～16号)。
通过热轧对被加热的钢板坯进行轧制后，立即使用水冷型的加速冷却设备进行冷却，并使用感应加热炉或煤气炉进行再加热而制作钢板，使用该钢板通过UOE工艺过程制造焊接钢管，然后在钢管外侧面上实施涂覆处理。感应加热炉与加速冷却设备设置在同一生产线上。各钢管(1～16号)的制造条件如表6所示。其中，钢板的温度、冷却速度、升温速度、拉伸特性、母材韧性、岛状马氏体的面积率和复合碳化物的平均粒径的测定与实施例1相同地求出。
测定如上所述制造的钢管的拉伸特性。测定结果一并表示于表6。对于拉伸特性，将轧制方向的全厚度试验片作为拉伸试验片，在涂覆前后进行拉伸试验，测定拉伸强度和屈服比。对于母材韧性，使用轧制垂直方向的全尺寸夏比V形缺口试验片进行夏比试验，由此测定-10℃下的吸收能。
对于焊接热影响部(HAZ)韧性，如图10所示，从焊缝部的板厚中央部采取3个全尺寸夏比V形缺口试验片，以使缺口的长度的比成为焊接金属∶HAZ＝1∶1的关系，并进行试验，测定-10℃下的夏比吸收能，求出其平均值。
在表6中，作为本发明例的1～9号，其化学成分和制造方法都在本发明范围内，并且是拉伸强度为580MPa以上的高强度，涂覆处理后也是屈服比为85％以下的低屈服比，并且母材和焊接热影响部的韧性良好。并且钢板的组织是铁素体、贝氏体、岛状马氏体的三相组织，所述岛状马氏体的面积率在3～20％的范围内。并且通过透射型电子显微镜观察，并通过能量分散型X射线分光法分析的结果，在铁素体相中观察到含有Ti和Mo的平均粒径不足10nm的微细复合碳化物的分散析出，对于一部分钢板观察到进一步含有Nb和/或V的平均粒径不足10nm的微细的复合碳化物的分散析出。
10～12号，虽然其化学成分在本发明的范围内，但是由于其制造方法在本发明的范围外，因而拉伸强度不足580MPa，并且涂覆处理后的屈服比超过85％，强度、屈服比双方都不充分。13～16号，由于其化学成分在本发明的范围外，因而拉伸强度不足580MPa而不能得到充分的强度，或者涂覆处理后的屈服比超过85％，或者HAZ韧性不足100J而不好。
实施例4
通过连续铸造法将化学成分如表7所示的钢(钢种A～I)制成钢板坯，并使用该钢板坯制造板厚为18、26mm，外径为24”、48”的焊接钢管(1～14号)。
通过热轧对被加热的钢板坯进行轧制后，立即使用水冷型的加速冷却设备进行冷却，并使用感应加热炉或煤气炉进行再加热而制作钢板，使用该钢板通过UOE工艺过程制造焊接钢管，然后在钢管外侧面上实施涂覆处理。感应加热炉与加速冷却设备设置在同一生产线上。各钢管(1～14号)的制造条件如表8所示。其中，钢板的温度、冷却速度、升温速度、拉伸特性、母材韧性、岛状马氏体的面积率和复合碳化物的平均粒径的测定与实施例1相同地求出。并且焊接热影响部(HAZ)韧性的测定与实施例3相同地求出。
测定如上所述制造的钢管的拉伸特性。测定结果一并表示于表8。拉伸特性，将轧制方向的全厚度试验片作为拉伸试验片，在涂覆前后进行拉伸试验，测定拉伸强度和屈服比。对于母材韧性，使用轧制垂直方向的全尺寸夏比V形缺口试验片进行夏比试验，由此测定-10℃下的吸收能。
对于焊接热影响部(HAZ)韧性，从焊缝部的板厚中央部采取全尺寸夏比V形缺口试验片而进行试验，由此测定-10℃下的夏比吸收能。
在表8中，作为本发明例的1～7号，其化学成分和制造方法都在本发明范围内，是拉伸强度在580MPa以上的高强度，涂覆处理后也是屈服比在85％以下的低屈服比，并且母材和焊接热影响部的韧性良好。并且钢板的组织是铁素体、贝氏体、岛状马氏体的三相组织，所述岛状马氏体的面积率在3～20％的范围内。并且通过透射型电子显微镜观察，并通过能量分散型X射线分光法分析的结果，在铁素体相中观察到含有选自Ti、Nb、V中的至少两种以上的平均粒径不足10nm的微细复合碳化物的分散析出。
8～10号，虽然其化学成分在本发明的范围内，但是由于其制造方法在本发明的范围外，因而拉伸强度不足580MPa，并且涂覆处理后的屈服比超过85％，强度、屈服比双方都不充分。11～14号，由于其化学成分在本发明的范围外，因而拉伸强度不足580MPa而不能得到充分的强度，或者涂覆处理后的屈服比超过85％，或者HAZ韧性不足100J而不好。
产业上的利用可能性
如上所述，根据本发明，可以不使其焊接热影响部的韧性变差，并且不添加大量的合金元素而以低成本制造低屈服比高强度高韧性的厚钢板。因而能够廉价、大量并稳定地制造用于建筑、海上建筑物、管道钢管、造船、土木、建筑机械等焊接构造物的钢板，并能够显著地提高生产率和经济性。并且可以对由上述所得到的钢板进行成形，焊接对接部而以高制造效率、低成本制造低屈服比高强度高韧性的钢管。因而能够廉价、大量并稳定地制造用于管道钢管的钢管，并能够显著地提高生产率和经济性。
表1
(质量％)← →(原子％)
| 钢种 | C | Si | Mn | Mo | Ti | Al | Nb | V | Cu | Ni | Cr | B | Ca | N | Ti/N | Ar3 | C/(Mo+Ti+Nb+V) | 备注 |
| A | 0.051 | 0.18 | 1.55 | 0.20 | 0.019 | 0.038 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0039 | 4.9 | 754 | 1.71 | 化学成分在本发明范围内 |
| B | 0.058 | 0.22 | 1.61 | 0.12 | 0.023 | 0.036 | 0 | 0.049 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0049 | 4.7 | 754 | 1.79 | |
| C | 0.045 | 0.19 | 1.76 | 0.15 | 0.015 | 0.032 | 0.045 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0031 | 4.8 | 743 | 1.59 | |
| D | 0.055 | 0.21 | 1.52 | 0.19 | 0.011 | 0.035 | 0.030 | 0.031 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0045 | 2.4 | 756 | 1.46 | |
| E | 0.052 | 0.18 | 1.50 | 0.11 | 0.011 | 0.031 | 0.041 | 0.035 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0042 | 2.6 | 765 | 1.73 | |
| F | 0.058 | 0.21 | 1.81 | 0.19 | 0.010 | 0.031 | 0.036 | 0 | 0.31 | 0.29 | 0 | 0 | 0 | 0.0035 | 2.9 | 710 | 1.87 | |
| G | 0.041 | 0.22 | 1.65 | 0.12 | 0.009 | 0.032 | 0.041 | 0.044 | 0 | 0 | 0.15 | 0 | 0 | 0.0025 | 3.6 | 753 | 1.24 | |
| H | 0.061 | 0.15 | 1.52 | 0.21 | 0.013 | 0.031 | 0.016 | 0.038 | 0 | 0 | 0 | 0.0004 | 0 | 0.0029 | 4.5 | 753 | 1.50 | |
| I | 0.085 | 0.19 | 1.89 | 0.21 | 0.018 | 0.028 | 0.039 | 0.048 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0026 | 6.9 | 716 | 1.80 | |
| J | 0.051 | 0.15 | 1.61 | 0.07 | 0.011 | 0.024 | 0.042 | 0.025 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0019 | 0.0031 | 3.5 | 760 | 2.23 | |
| K | 0.042 | 0.16 | 1.52 | 0.21 | 0.069 | 0.033 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0024 | 28.8 | 759 | 0.96 | 化学成分在本发明范围外 |
| L | 0.051 | 0.24 | 1.45 | 0.23 | 0.001 | 0.031 | 0 | 0.039 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0031 | 0.3 | 760 | 1.33 | |
| M | 0.065 | 0.22 | 1.54 | 0.51 | 0.022 | 0.026 | 0.021 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0018 | 12.2 | 726 | 0.90 | |
| N | 0.012 | 0.19 | 1.55 | 0.25 | 0.015 | 0.031 | 0.039 | 0.050 | 0.21 | 0.09 | 0.15 | 0 | 0 | 0.0018 | 8.3 | 751 | 0.23 | |
| O | 0.122 | 0.22 | 1.25 | 0.11 | 0.012 | 0.033 | 0.025 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0007 | 0 | 0.0015 | 8.0 | 763 | 6.10 | |
| P | 0.046 | 0.05 | 0.75 | 0.15 | 0.022 | 0.031 | 0.033 | 0.031 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0019 | 0.0039 | 5.6 | 824 | 1.28 |
※下划线表示在本发明的范围外
表2
| No. | 钢种 | 板厚(mm) | 加热温度(℃) | 终轧温度(℃) | 冷却速度(℃/s) | 冷却停止温度(℃) | 再加热设备 | 再加热速度(℃/s) | 再加热温度(℃) | MA面积率(％) | 拉伸强度(MPa) | 屈服比(％) | 母材韧性(J) | HAZ韧性(J) | 备注 |
| 1 | A | 18 | 1200 | 870 | 35 | 550 | 感应加热炉 | 29 | 620 | 7 | 620 | 75 | 345 | 169 | 本发明例 |
| 2 | B | 18 | 1200 | 870 | 38 | 540 | 感应加热炉 | 25 | 660 | 6 | 648 | 75 | 333 | 160 | |
| 3 | C | 18 | 1200 | 870 | 36 | 560 | 感应加热炉 | 32 | 650 | 7 | 698 | 75 | 340 | 166 | |
| 4 | C | 18 | 1200 | 870 | 29 | 540 | 感应加热炉 | 25 | 580 | 6 | 640 | 76 | 342 | 165 | |
| 5 | D | 18 | 1200 | 870 | 32 | 550 | 感应加热炉 | 30 | 650 | 8 | 691 | 75 | 329 | 171 | |
| 6 | D | 18 | 1200 | 870 | 25 | 580 | 煤气炉 | 1.5 | 640 | 8 | 685 | 76 | 328 | 172 | |
| 7 | D | 26 | 1200 | 870 | 26 | 550 | 感应加热炉 | 21 | 620 | 9 | 642 | 74 | 328 | 173 | |
| 8 | E | 18 | 1200 | 870 | 33 | 570 | 感应加热炉 | 28 | 650 | 10 | 670 | 74 | 325 | 185 | |
| 9 | E | 18 | 1050 | 870 | 33 | 570 | 感应加热炉 | 24 | 650 | 8 | 591 | 74 | 354 | 182 | |
| 10 | F | 18 | 1200 | 870 | 29 | 575 | 感应加热炉 | 21 | 650 | 10 | 719 | 72 | 324 | 170 | |
| 11 | F | 18 | 1100 | 870 | 30 | 580 | 感应加热炉 | 24 | 660 | 10 | 690 | 72 | 339 | 169 | |
| 12 | G | 18 | 1200 | 870 | 30 | 560 | 感应加热炉 | 30 | 660 | 8 | 675 | 73 | 334 | 165 | |
| 13 | G | 18 | 1200 | 780 | 32 | 540 | 煤气炉 | 1.6 | 650 | 6 | 668 | 75 | 320 | 166 | |
| 14 | H | 18 | 1200 | 920 | 37 | 540 | 感应加热炉 | 30 | 640 | 7 | 659 | 75 | 345 | 168 | |
| 15 | H | 26 | 1200 | 870 | 26 | 535 | 感应加热炉 | 26 | 570 | 5 | 629 | 77 | 324 | 165 | |
| 16 | I | 18 | 1200 | 870 | 41 | 550 | 感应加热炉 | 19 | 640 | 12 | 813 | 72 | 308 | 142 | |
| 17 | J | ″ | 1200 | 870 | 39 | 560 | 煤气炉 | 1.2 | 660 | 8 | 668 | 74 | 338 | 166 | |
| 18 | H | 18 | 970 | 870 | 33 | 500 | 感应加热炉 | 36 | 600 | 0 | 570 | 87 | 350 | 158 | 比较例 |
| 19 | H | 18 | 1200 | 700 | 33 | 500 | 感应加热炉 | 32 | 640 | 0 | 571 | 85 | 269 | 153 | |
| 20 | H | 18 | 1200 | 870 | 1 | 500 | 感应加热炉 | 30 | 650 | 0 | 565 | 88 | 287 | 155 | |
| 21 | H | 18 | 1200 | 870 | 1 | 350 | 感应加热炉 | 38 | 660 | 0 | 652 | 88 | 309 | 159 | |
| 22 | H | 18 | 1200 | 870 | 1 | 700 | 煤气炉 | 1.6 | 640 | 0 | 570 | 87 | 322 | 166 | |
| 23 | K | 26 | 1200 | 870 | 25 | 500 | 感应加热炉 | 35 | 650 | 0 | 740 | 91 | 245 | 41 | |
| 24 | L | 26 | 1200 | 870 | 24 | 500 | 感应加热炉 | 30 | 650 | 4 | 561 | 77 | 334 | 164 | |
| 26 | M | 26 | 1200 | 870 | 42 | 510 | 感应加热炉 | 32 | 640 | 0 | 710 | 90 | 284 | 74 | |
| 27 | N | 26 | 1200 | 870 | 38 | 480 | 感应加热炉 | 34 | 640 | 0 | 558 | 92 | 365 | 187 | |
| 28 | O | 26 | 1200 | 870 | 35 | 500 | 感应加热炉 | 31 | 650 | 6 | 745 | 75 | 254 | 55 | |
| 29 | P | 26 | 1200 | 870 | 36 | 500 | 煤气炉 | 1.7 | 650 | 0 | 615 | 89 | 351 | 198 |
※下划线表示在本发明的范围外
表3
(质量％)← →(原子％)
| 钢种 | C | Si | Mn | Al | Ti | Nb | V | Cu | Ni | Cr | B | Ca | N | Ti/N | Ar3(℃) | C/(Mo+Ti+Nb+V) | 备注 |
| A | 0.036 | 0.18 | 1.81 | 0.028 | 0.025 | 0.049 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0042 | 6.0 | 754 | 2.86 | 化学成分在本发明范围内 |
| B | 0.041 | 0.19 | 1.63 | 0.029 | 0 | 0.039 | 0.039 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0018 | 0 | 767 | 2.88 | |
| C | 0.051 | 0.19 | 1.82 | 0.029 | 0.012 | 0.037 | 0.041 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0031 | 3.9 | 749 | 2.92 | |
| D | 0.047 | 0.21 | 1.52 | 0.025 | 0.011 | 0.041 | 0.035 | 0.25 | 0.26 | 0 | 0 | 0.0022 | 0.0032 | 3.4 | 755 | 2.88 | |
| E | 0.061 | 0.15 | 1.52 | 0.031 | 0.021 | 0.030 | 0.051 | 0 | 0 | 0.16 | 0.0004 | 0 | 0.0049 | 4.3 | 767 | 2.88 | |
| F | 0.048 | 0.21 | 0.69 | 0.028 | 0.019 | 0.041 | 0.038 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0035 | 5.4 | 840 | 2.52 | 化学成分在本发明范围外 |
| G | 0.020 | 0.25 | 1.32 | 0.026 | 0.011 | 0.025 | 0.026 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0032 | 3.4 | 798 | 1.65 | |
| H | 0.031 | 0.19 | 1.31 | 0.035 | 0.042 | 0.042 | 0.065 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0055 | 7.6 | 796 | 0.99 | |
| I | 0.045 | 0.18 | 1.42 | 0.031 | 0.072 | 0.042 | 0.120 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0032 | 22.5 | 782 | 0.87 |
※下划线表示在本发明的范围外
表4
| No. | 钢种 | 板厚(mm) | 加热温度(℃) | 终轧温度(℃) | 冷却速度(℃/s) | 冷却停止(℃) | 再加热设备 | 再加热速度(℃/s) | 再加热温度(℃) | MA面积率(％) | 拉伸强度(MPa) | 屈服比(％) | 母材韧性(J) | HAZ韧性(J) | 备注 |
| 1 | A | 18 | 1200 | 870 | 41 | 550 | 感应加热炉 | 15 | 655 | 7 | 629 | 76 | 346 | 168 | 本发明例 |
| 2 | B | 18 | 1200 | 870 | 38 | 540 | 感应加热炉 | 32 | 640 | 6 | 645 | 76 | 322 | 159 | |
| 3 | C | 18 | 1200 | 870 | 41 | 560 | 感应加热炉 | 10 | 650 | 8 | 669 | 74 | 328 | 195 | |
| 4 | C | 26 | 1100 | 870 | 31 | 550 | 感应加热炉 | 12 | 660 | 8 | 648 | 75 | 339 | 196 | |
| 5 | D | 18 | 1200 | 870 | 44 | 570 | 感应加热炉 | 16 | 650 | 9 | 658 | 73 | 358 | 201 | |
| 6 | D | 18 | 1050 | 870 | 42 | 560 | 感应加热炉 | 15 | 660 | 7 | 595 | 75 | 377 | 196 | |
| 7 | E | 18 | 1150 | 870 | 31 | 560 | 煤气炉 | 1.2 | 650 | 9 | 689 | 73 | 312 | 169 | |
| 8 | D | 18 | 950 | 870 | 45 | 510 | 感应加热炉 | 12 | 610 | 0 | 559 | 89 | 371 | 199 | 比较例 |
| 9 | D | 18 | 1200 | 740 | 45 | 500 | 感应加热炉 | 15 | 640 | 0 | 568 | 86 | 287 | 198 | |
| 10 | D | 18 | 1200 | 870 | 1 | 510 | 感应加热炉 | 11 | 600 | 0 | 575 | 89 | 369 | 202 | |
| 11 | D | 18 | 1200 | 870 | 1 | 350 | 感应加热炉 | 18 | 660 | 0 | 659 | 90 | 320 | 196 | |
| 12 | D | 18 | 1200 | 870 | 1 | 680 | 煤气炉 | 1.2 | 690 | 0 | 555 | 87 | 351 | 199 | |
| 13 | F | 26 | 1200 | 870 | 28 | 480 | 感应加热炉 | 18 | 650 | 0 | 591 | 90 | 355 | 172 | |
| 14 | G | 26 | 1200 | 870 | 29 | 500 | 感应加热炉 | 19 | 660 | 0 | 512 | 87 | 345 | 183 | |
| 15 | H | 18 | 1200 | 870 | 40 | 490 | 感应加热炉 | 15 | 620 | 0 | 652 | 88 | 328 | 132 | |
| 16 | I | 18 | 1200 | 870 | 44 | 500 | 感应加热炉 | 10 | 650 | 0 | 778 | 92 | 288 | 48 |
※下划线表示在本发明的范围外
表5
(质量％)← →(原子％)
| 钢种 | C | Si | Mn | Mo | Ti | Al | Nb | V | Cu | Ni | Cr | B | Ca | N | Ti/N | Ar3(℃) | C/(Mo+Ti+Nb+V) | 备注 |
| A | 0.049 | 0.19 | 1.48 | 0.15 | 0.011 | 0.032 | 0.039 | 0.03 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0035 | 3.1 | 764 | 1.46 | 化学成分在本发明范围内 |
| B | 0.049 | 0.18 | 1.79 | 0.11 | 0.010 | 0.028 | 0.035 | 0.035 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0026 | 3.8 | 743 | 1.69 | |
| C | 0.045 | 0.21 | 1.82 | 0.22 | 0.018 | 0.029 | 0.035 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0049 | 3.7 | 733 | 1.23 | |
| D | 0.052 | 0.18 | 1.83 | 0.20 | 0.011 | 0.027 | 0.039 | 0 | 0.29 | 0.28 | 0 | 0 | 0.0021 | 0.0033 | 3.3 | 710 | 1.58 | |
| E | 0.051 | 0.19 | 1.55 | 0.11 | 0.015 | 0.024 | 0.015 | 0.025 | 0 | 0 | 0.11 | 0.0007 | 0 | 0.0022 | 6.8 | 760 | 2.01 | |
| F | 0.120 | 0.25 | 1.52 | 0.21 | 0.012 | 0.033 | 0.025 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0015 | 8.0 | 734 | 3.69 | 化学成分在本发明范围外 |
| G | 0.015 | 0.21 | 1.45 | 0.11 | 0.011 | 0.026 | 0.035 | 0.036 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0021 | 5.2 | 781 | 0.51 | |
| H | 0.059 | 0.22 | 0.75 | 0.21 | 0.018 | 0.026 | 0.035 | 0.045 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0035 | 5.1 | 815 | 1.28 | |
| I | 0.041 | 0.18 | 1.24 | 0.55 | 0.021 | 0.028 | 0.025 | 0.020 | 0.21 | 0.09 | 0 | 0 | 0.0025 | 0.0045 | 4.7 | 745 | 0.50 |
※下划线表示在本发明的范围外
表6
| No. | 钢种 | 板厚(mm) | 加热温度(℃) | 终轧温度(℃) | 冷却速度(℃/s) | 冷却停止温度(℃) | 再加热设备 | 再加热速度(℃/s) | 再加热温度(℃) | 钢管外径(inch) | 涂覆温度(℃) | MA面积率(％) | 拉伸强度(MPa) | 涂覆前屈服比(％) | 涂覆后屈服比(％) | 母材韧性(J) | HAZ韧性(J) | 备注 |
| 1 | A | 18 | 1200 | 870 | 41 | 570 | 感应加热炉 | 10 | 660 | 24 | 190 | 9 | 685 | 72 | 79 | 332 | 212 | 本发明例 |
| 2 | A | 18 | 1200 | 870 | 44 | 560 | 感应加热炉 | 11 | 650 | 48 | 270 | 8 | 680 | 73 | 82 | 319 | 213 | |
| 3 | A | 18 | 1050 | 870 | 42 | 550 | 感应加热炉 | 12 | 650 | 48 | 190 | 7 | 610 | 74 | 80 | 345 | 210 | |
| 4 | B | 18 | 1200 | 870 | 42 | 550 | 感应加热炉 | 15 | 650 | 24 | 220 | 9 | 715 | 74 | 79 | 311 | 208 | |
| 5 | B | 26 | 1200 | 870 | 27 | 560 | 感应加热炉 | 12 | 650 | 24 | 220 | 9 | 710 | 72 | 78 | 322 | 206 | |
| 6 | C | 18 | 1200 | 870 | 39 | 560 | 感应加热炉 | 18 | 650 | 48 | 220 | 6 | 690 | 77 | 84 | 339 | 218 | |
| 7 | C | 18 | 1100 | 870 | 42 | 570 | 煤气炉 | 1.2 | 620 | 48 | 220 | 5 | 661 | 76 | 83 | 341 | 217 | |
| 8 | D | 18 | 1150 | 870 | 38 | 560 | 感应加热炉 | 14 | 650 | 24 | 250 | 9 | 715 | 72 | 80 | 336 | 215 | |
| 9 | E | 18 | 1200 | 870 | 44 | 570 | 感应加热炉 | 11 | 650 | 24 | 220 | 7 | 619 | 74 | 80 | 315 | 218 | |
| 10 | A | 18 | 950 | 800 | 42 | 510 | 感应加热炉 | 25 | 650 | 24 | 250 | 0 | 545 | 88 | 93 | 351 | 212 | 比较例 |
| 11 | A | 18 | 1100 | 870 | 39 | 450 | 感应加热炉 | 25 | 530 | 24 | 250 | 5 | 585 | 78 | 91 | 333 | 210 | |
| 12 | A | 18 | 1100 | 870 | 39 | 690 | 感应加热炉 | 19 | 700 | 24 | 250 | 0 | 575 | 85 | 92 | 345 | 211 | |
| 13 | F | 18 | 1200 | 870 | 42 | 510 | 感应加热炉 | 25 | 630 | 48 | 220 | 10 | 852 | 73 | 88 | 271 | 48 | |
| 14 | G | 18 | 1200 | 870 | 42 | 480 | 感应加热炉 | 29 | 650 | 48 | 220 | 0 | 568 | 89 | 93 | 338 | 182 | |
| 15 | H | 18 | 1200 | 870 | 39 | 520 | 感应加热炉 | 28 | 640 | 48 | 220 | 0 | 612 | 88 | 92 | 342 | 168 | |
| 16 | I | 18 | 1200 | 870 | 44 | 500 | 感应加热炉 | 31 | 650 | 48 | 220 | 0 | 698 | 85 | 92 | 319 | 47 |
※下划线表示在本发明的范围外
表7
(质量％)← →(原子％)
| 钢种 | C | Si | Mn | Ti | Al | Nb | V | Cu | Ni | Cr | B | Ca | N | Ti/N | Ar3(℃) | C/(Mo+Ti+Nb+V) | 备注 |
| A | 0.035 | 0.21 | 1.82 | 0.025 | 0.026 | 0.049 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0042 | 6.0 | 754 | 2.78 | 化学成分在本发明范围内 |
| B | 0.042 | 0.21 | 1.71 | 0 | 0.028 | 0.038 | 0.04 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0035 | 0.0 | 760 | 2.84 | |
| C | 0.042 | 0.22 | 1.79 | 0.012 | 0.25 | 0.034 | 0.03 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0042 | 2.9 | 754 | 2.85 | |
| D | 0.045 | 0.25 | 1.48 | 0.014 | 0.026 | 0.032 | 0.04 | 0.35 | 0.35 | 0 | 0 | 0.0024 | 0.0044 | 3.2 | 751 | 2.83 | |
| E | 0.055 | 0.18 | 1.65 | 0.022 | 0.029 | 0.031 | 0.05 | 0 | 0 | 0.15 | 0.0008 | 0 | 0.0039 | 5.6 | 759 | 2.64 | |
| F | 0.110 | 0.25 | 1.51 | 0.012 | 0.033 | 0.025 | 0.01 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0022 | 5.5 | 755 | 12.13 | 化学成分在本发明范围外 |
| G | 0.021 | 0.18 | 1.49 | 0.011 | 0.026 | 0.035 | 0.04 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0028 | 3.9 | 784 | 1.22 | |
| H | 0.049 | 0.17 | 0.57 | 0.010 | 0.026 | 0.032 | 0.05 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0 | 0.0015 | 6.7 | 849 | 2.84 | |
| I | 0.054 | 0.18 | 1.32 | 0.002 | 0.028 | 0.018 | 0.001 | 0.21 | 0.09 | 0 | 0 | 0 | 0.0015 | 1.3 | 779 | 17.62 |
※下划线表示在本发明的范围外
表8
| No. | 钢种 | 板厚(mm) | 加热温度(℃) | 终轧温度(℃) | 冷却速度(℃/s) | 冷却停止温度(℃) | 再加热设备 | 再加热速度(℃/s) | 再加热温度(℃) | 钢管外径(inch) | 涂覆温度(℃) | MA面积率(％) | 拉伸强度(MPa) | 涂覆前屈服比(％) | 涂覆后屈服比(％) | 母材韧性(J) | HAZ韧性(J) | 备注 |
| 1 | A | 18 | 1200 | 870 | 39 | 560 | 煤气炉 | 1.2 | 650 | 24 | 200 | 7 | 632 | 76 | 81 | 335 | 201 | 本发明例 |
| 2 | B | 18 | 1200 | 870 | 42 | 550 | 感应加热炉 | 11 | 660 | 24 | 220 | 8 | 657 | 73 | 80 | 315 | 195 | |
| 3 | B | 26 | 1200 | 870 | 28 | 540 | 感应加热炉 | 10 | 650 | 24 | 270 | 8 | 648 | 73 | 82 | 308 | 196 | |
| 4 | C | 18 | 1150 | 870 | 39 | 560 | 感应加热炉 | 15 | 650 | 24 | 250 | 9 | 675 | 72 | 80 | 340 | 227 | |
| 5 | D | 18 | 1150 | 870 | 41 | 560 | 感应加热炉 | 12 | 650 | 48 | 250 | 9 | 659 | 73 | 80 | 346 | 228 | |
| 6 | D | 18 | 1050 | 870 | 38 | 550 | 感应加热炉 | 15 | 600 | 48 | 250 | 7 | 602 | 75 | 82 | 341 | 229 | |
| 7 | E | 18 | 1200 | 870 | 30 | 550 | 煤气炉 | 1.2 | 650 | 24 | 200 | 8 | 688 | 74 | 81 | 309 | 188 | |
| 8 | D | 18 | 960 | 800 | 33 | 510 | 感应加热炉 | 25 | 650 | 24 | 240 | 0 | 539 | 88 | 94 | 340 | 228 | 比较例 |
| 9 | D | 18 | 1200 | 870 | 29 | 470 | 感应加热炉 | 30 | 500 | 24 | 240 | 5 | 578 | 78 | 89 | 336 | 226 | |
| 10 | D | 18 | 1200 | 870 | 35 | 700 | 煤气炉 | 1.6 | 640 | 24 | 240 | 0 | 561 | 90 | 95 | 338 | 228 | |
| 11 | F | 18 | 1200 | 870 | 38 | 520 | 感应加热炉 | 25 | 600 | 48 | 250 | 9 | 781 | 72 | 90 | 287 | 52 | |
| 12 | G | 18 | 1200 | 870 | 40 | 500 | 感应加热炉 | 29 | 640 | 48 | 250 | 0 | 512 | 88 | 94 | 299 | 175 | |
| 13 | H | 18 | 1200 | 870 | 36 | 520 | 感应加热炉 | 28 | 620 | 48 | 250 | 0 | 547 | 87 | 92 | 339 | 172 | |
| 14 | I | 18 | 1200 | 870 | 38 | 500 | 感应加热炉 | 31 | 600 | 48 | 250 | 6 | 575 | 76 | 90 | 335 | 89 |
※下划线表示在本发明的范围外
Claims (24)
1.一种热轧钢板，以质量％计，含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下，金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率为3～20％，并且为了在铁素体相中析出复合碳化物而具有以下(1)～(3)中的任意一种化学成分条件：
(1)还含有Mo：0.05～0.4％、Ti：0.005～0.04％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)为1.2～3；
(2)还含有Mo：0.05～0.4％以及Ti：0.005～0.04％，并且含有Nb：0.005～0.07％、和/或V：0.005～0.1％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti、Nb、V的总量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)为1.2～3；
(3)还含有选自Ti：0.005～0.04％、Nb：0.005～0.07％、V：0.005～0.1％中的至少两种以上，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Ti、Nb、V的总量的比C/(Ti+Nb+V)为1.2～3。
2.一种热轧钢板，以质量％计，含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下、Mo：0.05～0.4％、Ti：0.005～0.04％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)为1.2～3，并且金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率为3～20％。
3.一种热轧钢板，以质量％计，含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下，并含有选自Ti：0.005～0.04％、Nb：0.005～0.07％、V：0.005～0.1％中的至少两种以上，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Ti、Nb、V的总量的比C/(Ti+Nb+V)为1.2～3，并且金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率为3～20％。
4.根据权利要求1至3中的任一项所述的热轧钢板，其中，在所述铁素体相中析出下述任意一种复合碳化物：
(a)含有Ti和Mo且粒径不足10nm的复合碳化物；
(b)含有Ti、Mo、Nb和/或V且粒径不足10nm的复合碳化物；
(c)含有选自Ti、Nb、V中的两种以上的元素且粒径不足10nm的复合碳化物。
5.根据权利要求1至4中的任一项所述的热轧钢板，其中，以质量％计，进一步N在0.007％以下。
6.根据权利要求2、4以及5中的任一项所述的热轧钢板，其中，以质量％计还含有Nb：0.005～0.07％、和/或V：0.005～0.1％，以原子％计，C量和Mo、Ti、Nb、V的总量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)为1.2～3。
7.根据权利要求1至6中的任一项所述的热轧钢板，其中，Ti：0.005～不足0.02％。
8.根据权利要求1至7中的任一项所述的热轧钢板，其中，以质量％计还含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、B：0.005％以下、Ca：0.0005～0.003％中的至少一种。
9.根据权利要求1至8中的任一项所述的热轧钢板，其中，以质量％计，进一步Ti/N为2～8。
10.一种焊接钢管，其中，使用权利要求(1)～(9)中任一项所述的钢板。
11.一种热轧钢板的制造方法，具有如下的工序：对以质量％计含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下，并且为了在铁素体相中析出复合碳化物而具有下述(1)～(3)中的任意一种化学成分条件的钢板坯，以加热温度：1000～1300℃、终轧温度：Ar3以上的条件进行热轧的工序；
对被热轧的钢板以冷却速度：5℃/秒以上进行加速冷却至450～650℃的工序；和
冷却后立即以升温速度：0.5℃/秒以上进行再加热至550～750℃的工序，
(1)还含有Mo：0.05～0.4％、Ti：0.005～0.04％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)为1.2～3；
(2)还含有Mo：0.05～0.4％以及Ti：0.005～0.04％，并且含有Nb：0.005～0.07％、和/或V：0.005～0.1％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti、Nb、V的总量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)为1.2～3；
(3)还含有选自Ti：0.005～0.04％、Nb：0.005～0.07％、V：0.005～0.1％中的至少两种以上，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Ti、Nb、V的总量的比C/(Ti+Nb+V)为1.2～3。
12.根据权利要求11所述的热轧钢板的制造方法，其中，该热轧钢板的金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，岛状马氏体的面积率为3～20％。
13.一种焊接钢管的制造方法，具有如下的工序：对以质量％计含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下、Mo：0.05～0.4％、Ti：0.005～0.04％，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Mo、Ti的总量的比C/(Mo+Ti)为1.2～3的钢板坯，以加热温度：1000～1300℃、终轧温度：Ar3以上的条件进行热轧的工序；
对被热轧的钢板以冷却速度：5℃/秒以上进行加速冷却至450～650℃的工序；
冷却后立即以升温速度：0.5℃/秒以上进行再加热至550～750℃的工序；和
在低温将其金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，且岛状马氏体的面积率为3～20％的钢板形成为管状，并焊接对接部而形成钢管的工序。
14.一种焊接钢管的制造方法，具有如下的工序：对以质量％计含有C：0.03～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～2.5％、Al：0.08％以下，并含有选自Ti：0.005～0.04％、Nb：0.005～0.07％、V：0.005～0.1％中的至少两种以上，余量实质上由Fe构成，以原子％计，C量和Ti、Nb、V的总量的比C/(Ti+Nb+V)为1.2～3的钢板坯，以加热温度：1000～1300℃、终轧温度：Ar3以上的条件进行热轧的工序；
对被热轧的钢板以冷却速度：5℃/秒以上进行加速冷却至450～650℃的工序；
冷却后立即以升温速度：0.5℃/秒以上进行再加热至550～750℃的工序；和
在低温将其金属组织实质上是铁素体、贝氏体和岛状马氏体的三相组织，且岛状马氏体的面积率为3～20％的钢板形成为管状，并焊接对接部而形成钢管的工序。
15.根据权利要求11至14中的任一项所述的热轧钢板或焊接钢管的制造方法，其中，进行再加热时，相比冷却后的温度升温50℃以上。
16.根据权利要求11至15中的任一项所述的热轧钢板或焊接钢管的制造方法，其中，具有如下的工序：对被热轧的钢板以冷却速度：5℃/秒以上进行加速冷却至450～650℃而形成未相变奥氏体和贝氏体的二相组织的工序；和
冷却后立即以升温速度：0.5℃/秒以上进行再加热至550～750℃而形成贝氏体、岛状马氏体以及析出物分散析出的铁素体的三相组织的工序。
17.根据权利要求11至16中的任一项所述的热轧钢板或焊接钢管的制造方法，其中，冷却后立即以升温速度：0.5℃/秒以上进行再加热至550～750℃的处理，通过设置在与轧制设备和冷却设备同一生产线上的感应加热装置来进行。
18.根据权利要求11至17中的任一项所述的热轧钢板或焊接钢管的制造方法，其中，在所述铁素体相中析出下述任意一种复合碳化物：
(a)含有Ti和Mo且粒径不足10nm的复合碳化物；或
(b)含有Ti、Mo、Nb和/或V且粒径不足10nm的复合碳化物；
(c)含有选自Ti、Nb、V中的两种以上的元素且粒径不足10nm的复合碳化物。
19.根据权利要求11至18中的任一项所述的热轧钢板或焊接钢管的制造方法，其中，以质量％计，进一步N为0.007％以下。
20.根据权利要求13、15至19中的任一项所述的热轧钢板或焊接钢管的制造方法，其中，以质量％计还含有Nb：0.005～0.07％、和/或V：0.005～0.1％，以原子％计，C量和Mo、Ti、Nb、V的总量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)为1.2～3。
21.根据权利要求11至20中的任一项所述的热轧钢板或焊接钢管的制造方法，其中，Ti：0.005～不足0.02％。
22.根据权利要求11至21中的任一项所述的热轧钢板或焊接钢管的制造方法，其中，以质量％计还含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、B：0.005％以下、Ca：0.0005～0.003％中的至少一种。
23.根据权利要求11至22中的任一项所述的热轧钢板或焊接钢管的制造方法，其中，以质量％计，进一步Ti/N为2～8。
24.根据权利要求11、12、15至23中的任一项所述的焊接钢管的制造方法，其中，具有在低温将所得到的钢板形成为管状并焊接对接部而形成钢管的工序。
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