TW583317B

TW583317B - High strength steel sheet and method for producing the same

Info

Publication number: TW583317B
Application number: TW092102497A
Authority: TW
Inventors: Nobuyuki Ishikawa; Toyohisa Shinmiya; Minoru Suwa; Shigeru Endo
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2002-02-07
Filing date: 2003-02-07
Publication date: 2004-04-11
Also published as: US20050106411A1; EP1473376B1; CN100335670C; EP1473376A1; EP2420586A1; EP1473376A4; CN1628183A; EP2420586B1; KR20040075971A; US20070012386A1; WO2003066921A1; US20110168304A1; TW200304497A; US8147626B2; US7935197B2

Description

583317 玖、發明說明【發明所屬之技術領域】本發明係有關用於鋼管等之製造的耐氫誘開裂性（耐， HIC(Hydrogen Induced Cracking)性）優良的鋼板及其製造方法。【先前技術】用於含有硫化氫的原油及天然氣的輸送的線型管，除要求強度、韌性、焊接性外，還要求具有耐氫誘開裂性（耐 HIC性）及耐應力腐蝕開裂性（耐SCC(Stress Corrosion #

Cracking)性）等的所謂耐酸性。鋼材的氫誘開裂性（HIC : H y d r 〇 g e η I n d u c e d C r a c k i n g性）係爲於鋼材表面吸附腐倉虫反應所產生的氫離子，且作爲原子狀的氫侵入鋼內部，擴散·集積於鋼中的MnS (硫化錳）等的非金屬介入物及堅硬的第2相組織的周圍，而藉由內壓產生開裂者。爲了防止如此的氫誘開裂，日本特開昭54-110119號公報中，揭示有藉由對於S(硫）量適量加Ca(鈣）及Ce(鈽），以抑制針狀的MnS(硫化錳）的生成，於應力集中小的分散 ® 爲微細狀的球狀介入物改變形態以抑制開裂的產生·傳播的耐HIC性優良的線型管用鋼的製造方法。此外，在日本特開昭6 1 - 6 0 8 6 6號公報及特開昭6 1 - 1 6 5 2 0 7號公報中，揭示有藉由偏析傾向高的元素（C、Μη、P等）的減低、在坯板 · 加熱階段的均熱處理、以及在冷卻時的改變狀態途中的加 · 速冷卻，以抑制在中心偏析部的成爲開裂的起點的島狀麻田散體（Martensite)、成爲開裂的傳播路徑的麻田散體及變 6 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 軔體等的硬化組織的生成的耐HIC性優良的鋼。此外，關於耐HIC性優良的X80級別的高強度鋼板，在日本特開平 5- 9 5 7 5號公報、特開平5 -2 7 1 766號公報及特開平7- 1 7 3 5 3 6 號公報等中，揭示有藉由低硫（S)且加鈣（Ca)而不斷進行介入物的形態控制，作爲低碳（C)、低錳（Μη)抑制中央偏析，藉由鉻（C〇、錳（Μη)、鎳（Ni)等的添加及加速冷卻以補償伴隨著此強度下降的方法。但是，改善上述之耐ΗIC性的方法係主要以中心偏析部爲對象。另一方面，由於A ΡI X 6 5級別以上的高強度鋼板藉由加速冷卻或直接淬火予以製造的情況很多，因此，冷卻速度快速的鋼板表面部較內部要硬化，而從表面附近產生氫誘開裂。此外，藉由加速冷卻而獲得的此等高強度鋼板的顯微組織，爲不僅僅是表面，而且直至內部爲止其變軔體、或是針狀肥粒鐵（a c i c u 1 a r f e r r i t e)的開裂感受性相對較高的組織，即使在對於中心偏析部的ΗIC施以對策的情況，在API X65級別程度的高強度鋼板中，要將以硫化物或是氧化物系介入物爲起點的HIC抵消仍很困難。據此，在將此等高強度鋼板的耐HIC性作爲問題的情況，以硫化物或是氧化物系介入物爲起點的HIC的對策將成爲必要。另一方面，作爲顯微組織未含有開裂感受性高的塊狀變軔體及麻田散體的耐HIC性優良的高強度鋼，在日本特開平7 - 2 1 6 5 0 0號公報中揭示有爲肥粒鐵-變軔體2相組織之 API X 80級別的耐HIC性優良的高強度鋼材。此外，在日本特開昭6 1 -22 7 1 29號公報及特開平7-70697號公報中， 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 揭示有利用將顯微組織作爲肥粒鐵單相組織以改善耐 SCC(SSCC)性及耐HIC性，利用藉由大量添加鉬（Mo)或是鈦（Ti)而獲得的碳化物的析出強化的高強度鋼。但是，日本特開平7 -2 1 6 5 00號公報所記載的肥粒鐵·變軔體2相組織鋼之變軔體相，雖不是塊狀變軔體或麻田散體’但卻爲開裂感受性相對較高的組織，而有嚴格限制S 及Μ η量，且必須進行C a處理以提升耐ΗIC性的必要，因此製造成本高。此外，日本特開昭61-227129號公報及特開平7 - 7 06 9 7號公報所記載之肥粒鐵相係爲延伸性豐富的組織，且開裂感受性極低，因此，與變軔體組織或是針狀肥粒鐵組織的鋼比較，其耐HIC性大幅改善。但是，由於肥粒鐵單相中強度低，因此，日本特開昭61-22 7 1 29號公報所記載的鋼使用大量添加C及Mo的鋼，使碳化物多量析出達到高強度化，而日本特開平7-7 0697號公報之鋼帶中，以特定的溫度將Ti添加鋼繞捲於鋼帶上，利用TiC的析出強化達到高強度化。但是，爲了獲得日本特開昭 6 1-22 7 1 29號公報所記載的Mo碳化物分散的肥粒鐵組織，有在淬火回火後進行冷軋加工，再進行二度回火的必要，不僅製造成本上升，而且，Mo碳化物的顆粒直徑約爲0.1 // m而較大，且強度上升效果低，因此，有增加C 及Mo的含有量，且增加碳化物的量以便獲得指定強度的必要。此外，在日本特開平7-70697號公報記載之高強度鋼利用的TiC較Mo碳化物微細，雖係對於析出強化有效的碳化物，但是，即使受到析出時的溫度影響而易粗大化， 8 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 卻並無任何針對析出物粗大化的對策。因此，析出強化不充分，使得需要大量添加Ti。此外，添加大量Ti的鋼具有焊接熱影響部的韌性大幅劣化的問題。【發明內容】本發明之目的在於，提供無需添加大量的合金元素且可以低成本，對於中央偏析部的HIC及從表面附近或是介入物產生的Η I C，具有優良耐Η I C性的線型管用高強度鋼板。爲了達成上述目的，第1、本發明提供按質量百分比含有C : 0.02〜0.08%，實質上具有肥粒鐵相及變軔體相之2 相組織的金屬組織，上述肥粒鐵相中析出顆粒直徑3 Onm 以下的析出物的降伏強度爲448 MPa以上的高強度鋼板。 (第1高強度鋼板） C含有量爲0.02〜0.08%。C爲獲得變軔體相所必要的元素，此外，也是作爲碳化物析出，對於肥粒鐵相的強化也有貢獻的元素。但是，其含有量若未滿0.02%，則無法充分確保強度，而若超過0.08%，則其韌性及耐HIC性將劣化。又，爲了獲得優良的焊接部性能，最好在降伏強度爲 44 8MPa以上的情況，將由下式所定義的Ceq規定爲0.28 以下；降伏強度爲48 2MPa以上的情況，將Ceq規定爲0.32 以下；而降伏強度爲551 MPa以上的情況，將Ceq規定爲〇 . 3 6以下。

Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 在上述肥粒鐵相析出3 Onm以下的微細析出物。肥粒鐵相因延伸性優良，其對於耐HIC特性亦優良，但是，一般 9 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 因強度低則硬度也低，在作爲肥粒鐵-變軔體2相組織的情況，肥粒鐵相及變軔體相的硬度差增大，其界面成爲開裂產生起點及開裂的傳播路徑，因此，耐ΗIC特性變劣。在上述高強度鋼板中利用將肥粒鐵相及變軔體相的硬度差設在一定値以下，改善耐Η I C特性，而利用增高肥粒鐵相的硬度可減小硬度差。也就是說，藉由析出物的微細分散以強化肥粒鐵相，從而可減低與變軔體相的硬度差。但是，若析出物的顆粒直徑超過3 Onm，則藉由分散析出的肥粒鐵相的強化並不充分，而無法減低與變軔體相的硬度差，因此，將析出物的顆粒直徑定在3 Onm以下。此外，藉由少量添加合金元素可有效強化肥粒鐵相，且，爲了同時滿足優良的耐HIC特性，最好將析出物的尺寸定在l〇nm。而在5 n m則更佳。上述變軔體相及上述肥粒鐵相的硬度差最好爲維氏硬度70以下。若肥粒鐵相及變軔體相的硬度差爲HV70以下，肥粒鐵相及變軔體相的界面不會成爲氫原子的集積場所及開裂的傳播路徑，因此，耐ΗIC特性不會變劣。硬度差爲HV50以下更佳。硬度差爲HV35以下則最佳。上述變軔體相最好具有3 2 0以下的維氏硬度（Η V)。變軔體相係有效地用以獲得高強度的金屬組織，但是，若其硬度HV超過3 2 0時，變軔體相內部易形成條紋狀麻田散體組織（ΜΑ)，不僅將成爲HIC的開裂的起點，而且，容易造成肥粒鐵相及變軔體相的界面的開裂的傳播，因此，耐HI C 特性變劣。但是，若變軔體相的硬度爲HV3 2 0以下，則不 10 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 會形成麻田散體組織（ΜΑ)，因此，最好使變軔體相的硬度的上限成爲HV 3 2 0。變軔體相最好具有3 00以下的維氏硬度（HV)。而以280以下爲最佳。上述變軔體相最好具有10〜80%的面積分率。爲了確保耐H 1C特性，同時，可獲得高強度，變軔體相利用與肥粒鐵相的複合化是必要的，藉由鋼材之製造過程中熱軋後的加速冷卻等的一般的製程可容易獲得。變軔體相的面積分率未滿1 0 % ，則其效果並不充分。另一方面，若變軔體相的面積分率高，耐HIC特性變劣，因此，變軔體相的面積分率最好定在8 0 %以下。更佳則爲2 0〜6 0 %。第2、本發明提供實質上具有肥粒鐵相及變軔體相之2 相組織的金屬組織，上述肥粒鐵相中析出含有Ti及Mo的顆粒直徑1 〇nm以下的複合碳化物的析出物的降伏強度爲 44 8 MPa以上的高強度鋼板。上述鋼板按質量百分比含有 C: 0.02 〜0.08 %、Si: 0.01 〜0.5 %、Μη: 0.5 〜1.8 %、P: 0.01 %以下、S: 0.002 %以下、Mo: 0.05 〜0.5%、Ti: 0.005 〜0·04%、A1 : 0.07%以下，餘量則由Fe構成。原子百分比的C量及Mo、Ti的合計量的比的C/(Mo + Ti)爲0.5〜3。 (第2 - 1的局強度鋼板）上述鋼板中，複合添加Μ 〇及Ti，藉由於鋼中微細析出基本含有Mo及Ti的複合碳化物，與MoC及/或TiC的析出強化的情況比較，可獲得進一步提升強度的效果。該極大的強度提升效果，係以可獲得顆粒直徑1 〇nm以下的析出物爲依據者。 11 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 將屬於C量與Mo、Ti的合計量的比的C/(M0 + Ti)規定爲 0.5〜3。在C/(Mo + Ti)的値未滿0.5或是超過3的情況，則意味著哪一元素過剩，從而招致硬化組織的形成引起的耐 Η I C特性的劣化及韌性的劣化。最好將屬於按原子百分比的C量與Mo、Ti的合計量的比的C/(Mo + Ti)規定爲0.7〜 2，則可獲得更爲微細化的顆粒直徑5 nm以下的析出物。上述變軔體相及上述肥粒鐵相的硬度差最好爲維氏硬度7 0以下。上述變軔體相最好具有3 2 0以下的維氏硬度 (HV)。此外，上述變軔體相最好具有1()〜80%的面積分率。也可由W來交換上述第2-1的高強度鋼板的Mo的一部分或是全部。該情況，屬於按質量百分比的Mo + W/2爲0.05 〜0.5%，而屬於按原子百分比的c量與Mo、W及Ti的合計量的比的C/(Mo + W + Ti)爲0.5〜3。肥粒鐵相中析出含有 Ti、Mo及W、或是Ti及W的顆粒直徑1 Onm以下的複合碳化物。（第2 · 2的高強度鋼板）上述第2-2的高強度鋼板又可含有質量百分比爲Nb : 0.005〜0.05 %及/或V: 0.005〜0.1%。而原子百分比的C 量及Mo、Ti、Nb、V的合計量的比的C/(Mo+ Ti+Nb + V) 爲0.5〜3。肥粒鐵相中析出含有Ti、Mo、Nb及/或V的顆粒直徑l〇nm以下的複合碳化物。（第2_3的高強度鋼板） Ti的含有量最好未滿〇0〇5〜0.02%。c/(Mo+ Ti + Nb + V) 最好爲〇 . 7〜2。在第2-3的高強度鋼板中，也可由w來交換Mo的一部分或是全部。該情況，屬於按質量百分比的Mo + W/2爲0.05 12 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 〜0.5%，而屬於按原子百分比的C量與Mo、W、Ti、Nb 及V的合計量的比的C/(Mo + W + Ti + Nb + V)爲0.5〜3。肥粒鐵相中析出含有Ti、Mo、W、Nb及/或V或是Ti、W、Nb 及/或V的顆粒直徑10nm以下的複合碳化物。（第2 _4的高強度鋼板）上述第2-1至第2-4的高強度鋼板也可爲含有質量百分比爲 C u : 0 · 5 % 以下、N i : 0.5 % 以下、C r : 0.5 % 以下、c a : 0 · 0 0 0 5〜0.0 0 5 %中所選擇的至少一種。第3、本發明提供實質上具有肥粒鐵相及變軔體相之2 相組織的金屬組織，上述肥粒鐵相中析出含有從Ti、Nb 及V中所選擇的2種以上的顆粒直徑30nm以下的複合碳化物的析出物的降伏強度爲44 8 MPa以上的高強度鋼板。上述鋼板按質量百分比含有C: 0.02〜0.08 %、Si: 0.01〜 0.5 %、Μ η : 0.5 〜1 · 8 %、P : 0 · 0 1 % 以下、S : 0 · 0 0 2 % 以下、 Α1: 0.07 %以下，含有從 Ti: 0.005 〜0.04%、Nb: 0.005 〜 0.0 5 %、V : 0 · 0 0 5〜0 · 1 %中所選擇的至少一種，餘量則實質由Fe構成，屬於按原子百分比的C量及Ti、Nb、V的合計量的比的C/(Ti + Nb + V)爲0.5〜3。（第3的高強度鋼板）屬於按原子百分比的C量與Ti、Nb、V的合計量的比的 C/(Ti + Nb + V)最好爲〇·7 〜2.0。上述變軔體相及上述肥粒鐵相的硬度差最好爲維氏硬度7 0以下。上述變軔體相最好具有3 2 0以下的維氏硬度 (HV)。此外，上述變軔體相最好具有10〜80%的面積分率。第3高強度鋼板也可爲含有從質量百分比爲Cxi : 0.5% 13 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 以下、N i : Ο . 5 % 以下、C r : Ο · 5 % 以下、C a : Ο · Ο Ο Ο 5 〜Ο . Ο Ο 5 % 中所選擇的至少一種。此外，本發明提供具有熱軋步驟、進行加速冷卻的步驟及進行再加熱的步驟的降伏強度爲4 4 8 Μ P a以上的高強度鋼板的製造方法。熱軋步驟係由以加熱溫度：1 0 0 0〜1 3 0 (TC、軋制結束溫度：7 5 0 °C以上的條件熱軋鋼坯板所組成。上述加熱溫度最好爲 1050 〜1250 °C。進行加速冷卻的步驟係由，以冷卻速度·· 5 °C /s以上的速度將熱軋後的鋼加速冷卻爲3 00〜60 (TC所組成。上述冷卻停止溫度最好爲4 0 0〜6 0 0 °C。進行再加熱的步驟係由，將冷卻後的鋼立即以升溫速度：0 · 5 °C / s以上，升溫爲5 5 0〜7 0 0 °C的溫度爲止所組成。上述再加熱最好以較冷卻後的溫度高5 (TC以上進行升溫。上述進行再加熱的步驟最好藉由與軋制設備及冷卻設備設於相同生產線上的感應加熱裝置來進行。上述鋼坯板只要具有上述第2-1至2-4的高強度鋼板及第3高強度鋼板的成分組成即可。又，本發明提供具有熱軋步驟、進行加速冷卻的步驟及進行再加熱的步驟的降伏強度爲44 8 MPa以上的高強度鋼板的製造方法。熱軋步驟係由以加熱溫度·· 1〇50〜1 2 5 0 °C、軋制結束溫度：75 0°C以上的條件，對於鋼坯板進行熱軋所組成。進行加速冷卻的步驟係由，以冷卻速度：5 /s以上的 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 14 速度將熱軋後的鋼加速冷卻爲3 Ο 0〜6 Ο 0 °C，而形成未改變狀態的沃斯田體（aus ten it e)及變軔體的2相組織所組成。 @ @再：加熱的步驟係由，將冷卻後的鋼立即以升溫速度：〇.5°C/s以上，升溫爲5 5 0〜7 0 0 °C的溫度爲止，以50 °C以上進行再加熱，而形成將析出物分散析出的肥粒鐵相及回火變軔體相的2相組織所組成。上述鋼坯板只要具有上述第2-1至2-4的高強度鋼板及第3高強度鋼板的成分組成即可。【實施方式】 (實施形態1 ) 本發明者等爲了同時滿足耐HIC特性及高強度，針對鋼材的顯微組織的影響進行了檢討。其結果發現將金屬組織設爲肥粒鐵及變軔體之2相組織最爲有效。爲了提升耐 Η I C特性將組織定爲肥粒鐵矩陣很有效，且爲了調整強度而利用變軔體組織很有效。一般，利用於高強度鋼材的肥粒鐵及變軔體之2相組織，係爲軟質的肥粒鐵相及硬質的變軔體相的混合組織，具有如此之組織的鋼材在肥粒鐵相及變軔體相的界面易集積氫的基礎上，上述界面成爲開裂的傳播路徑，因此耐HIC特性較劣。但是，本發明者等發現利用調整肥粒鐵相及變軔體相的強度，將其硬度差限制在一定的範圍內即可同時滿足高強度及優良的耐HIC特性，進而完成了實施形態1。又，爲了抑制來自變軔體相的開裂的產生，將變軔體相的硬度限制在一定値以下非常有效，此外，爲了邊保持肥粒鐵相具有的優良的耐HIC特 15 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 性邊提高其強度，發現利用藉由微細的析出物的析出強化的技術非常有效。以下，詳細說明實施形態1的耐HIC特性優良的高強度鋼材。首先，針對實施形態1的鋼材組織予以說明。實施形態1的鋼材組織實質上係爲屬於肥粒鐵相及變軔體相之2相組織的肥粒鐵-變軔體組織。肥粒鐵相由於延伸性豐富且開裂感受性極低，因此可實現高耐HIC性。此外，變軔體相具有優良的強度韌性，藉由將鋼材的組織設爲肥粒鐵-變軔體組織，即可同時滿足耐HIC特性藉高強度。此外，除肥粒鐵-變軔體組織之外，在麻田散體及珠光體 (pal aite)等的互異的金屬組織混入有一種或二種以上的情況，由於藉由在異相界面的氫的集積及應力集中而易產生 Η I C，因而以肥粒鐵相及變軔體相以外的組織分率少較好。但是，由於在肥粒鐵相及變軔體相以外的組織的體積分率低的情況，可無視其影響，因此，也可含有一種或二種以上的總體積分率在5 %以下的其他金屬組織、亦即含有麻田散體、珠光體及碳素體（cementite)中的一種或二種以上。實施形態1之肥粒鐵相及變軔體相的含有率，變軔體相最好具有10〜80%的面積分率。變軔體相利用與肥粒鐵相的複合化，爲了確保耐HIC特性’同時，可獲得高強度而有其必要，其藉由鋼材之製造過程中熱軋後的加速冷卻等的一般的製程可容易獲得。變軔體相的面積分率未滿 10% ，則其效果並不充分。另一方面，若變軔體相的面積分率高，耐Η IC特性變劣，因此，變軔體相的面積分率最 16 312/發明說明書(補件)/92-〇4/921 〇2497 583317 好定在8 Ο %以下。更佳則爲2 0〜6 Ο %。實施形態1之鋼材中，肥粒鐵相中堆好分散析出顆粒直徑3 Ο n m以下的微細析出物。肥粒鐵相因延伸性優良，其對於耐Η I C特性亦優良，但是，一般因強度低則硬度也低，在作爲肥粒鐵-變軔體2相組織的情況，肥粒鐵相及變軔體相的硬度差增大，其界面成爲開裂產生起點及開裂的傳播路徑，因此，耐HIC特性變劣。實施形態1中，利用將肥粒鐵相及變軔體相的硬度差設在一定値以下，改善耐 Η IC特性，而利用增高肥粒鐵相的硬度可減小硬度差。亦即’藉由析出物的微細分散以強化肥粒鐵相，從而可減低與變軔體相的硬度差。但是，若析出物的顆粒直徑超過 3 Onm，則藉由分散析出的肥粒鐵相的強化並不充分，而無法將與變軔體相的硬度差保持在HV70以下，因此，將析出物的顆粒直徑定在3 Ο n m以下。3 Ο n m以下的析出物的個數最好爲除TiN以外的全析出物的個數的95%以上。此外，藉由少量添加合金元素可有效強化肥粒鐵相，且，爲了同時滿足優良的耐HIC特性，最好將析出物的尺寸定在 1 Onm。因爲上述複合碳化物極其微細，因此對於耐HIC特性不會產生任何影響。微細分散於肥粒鐵相中的析出物，只要爲不使耐HIC特性劣化且又可強化肥粒鐵相者可爲任何析出物，但是，含有Mo、Ti、Nb及V等中的一種或二種以上的碳化物、氮化物或是碳氮化物，藉由一般的鋼材的製造方法而可容易微細析出於肥粒鐵相中，因而最好使用此等。爲了於肥粒 17 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 鐵相中分散析出微細析出物，可採用藉由來自經過冷卻後的沃斯田體的肥粒鐵改變狀態，析出於改變狀態界面上的方法等。此外，由於鋼材的強度依賴於析出物的種類、尺寸及個數，因此，藉由添加元素及其含有量即可調整強度。在高強度必要的情況，也可增高Mo、Ti、Nb及V等的碳化物形成元素的含有量，增加析出物的個數。爲了成爲降伏強度爲448MPa以上的高強度鋼板，最好析出2χ103個///m3 以上。作爲析出形態，可爲隨機也可爲列狀，並無特殊規定。作爲微細分散於肥粒鐵相中的析出物，藉由使用含有 Mo及Ti的碳化物，可獲得極高的強度。Mo及Ti爲在鋼中形成碳化物的元素，藉由Μ 〇 C、Ti C的析出以強化鋼的方法以往既已進行，但是，複合添加Mo及Ti而將含有以 Mo及Ti爲基本的複合碳化物微細析出於鋼中的方法，與 Mo C、TiC的析出強化的情況比較，可獲得更大的強度提升效果。 .該以往之方法中所沒有的極大的強度提升效果，因含有以Mo及Ti爲基本的複合碳化物穩定且成長速度遲，因而係依據可獲得顆粒直徑未滿1 0 n m的極爲微細的析出物者。此外，在針對焊接部韌性的問題時，藉由利用其他的元素（Nb、V等）來交換Ti的一部分，即可既不損害高強度化的效果又可提升焊接部韌性。實施形態1之鋼材的金屬組織中的肥粒鐵相及變軔體相 18 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 的硬度差最好爲維氏硬度（Η V) 7 0以下者。如上述，由於肥粒鐵相及變軔體相的異相界面成爲造成HIC的原因的氫原子的集積場所、且成爲開裂的傳播路徑，因此，耐HIC特性下降，但是，若肥粒鐵相及變軔體相的硬度差爲HV70 以下的話，因該界面不會成爲氫原子的集積場所及開裂的傳播路徑，因此，耐HIC特性不會下降。最好硬度差爲 HV50以下，而硬度差爲HV35以下則最佳。又，硬度係作爲藉由維氏硬度計所測定的値，爲了在各個相的內部獲得最適大小的壓痕而可選擇任意的荷重，但是，最好在肥粒鐵相及變軔體相以相同荷重來測定硬度。例如，若使用測定荷重5 Og的維氏硬度計即可測定。此外，考慮起因於顯微組織的局部成分或顯微構造的差異等的硬度誤差、或是測定誤差造成的偏差，最好針對各個相以至少3 0點以上的不同位置進行硬度測定，作爲肥粒鐵相及變軔體相的硬度，使用各個相的平均硬度。使用平均硬度時的硬度差，係採用肥粒鐵相的硬度的平均値及變軔體相的硬度的平均値的差的絕對値。此外’實施形態1之鋼材的變軔體相的硬度最好爲HV 3 2 0以下。變軔體相係有效地用以獲得高強度的金屬組織’但是，若其硬度HV超過3 20時，變軔體相內部易形成條紋狀麻田散體組織（MA)，不僅將成爲HIC的開裂的起點’而且’容易造成肥粒鐵相及變軔體相的界面的開裂的傳播’因此，耐HIC特性變劣。但是，若變軔體相的硬度爲HV3 20以下，則不會形成麻田散體組織（MA)，因此，最 19 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 好使變軔體相的硬度的上限成爲H V3 2 0。變軔體組織係藉由急冷沃斯田體而可獲得，因此，將冷卻停止溫度設再一定溫度以上以抑制麻田散體組織等的硬化組織的生成，或是，使用藉由冷卻後再加熱處理而予以軟化的方法等進行製造，即可使變軔體相的硬度成爲HV3 2 0以下。變軔體相最好具有3 00以下的維氏硬度（HV)，而以HV2 8 0以下爲最佳。其次，針對實施形態1的鋼材的化學成分進行說明。以下之說明中由％顯示的單位爲質量百分比。 c含有量爲0.0 2〜0.0 8 %。C爲獲得變軔體相所必要的元素，此外，也是作爲碳化物析出，對於肥粒鐵相的強化也有貢獻的元素。但是，其含有量若未滿0.02%，則無法充分確保強度，而若超過0.08%，則其韌性及耐HIC性將劣化，因此，將C含有量規定爲0.0 2 %〜0.0 8 %。實施形態1的鋼材，藉由規定金屬組織及其硬度差，而同時滿足優良的耐HIC特性及高強度，爲了達成該目的，也可含有C以外的任何合金元素。除優良的耐HIC特性及高強度外，爲了獲得韌性或焊接性也優良的鋼材，除加碳外還可含有以下所示成分範圍的一種或二種以上的合金元素。最好含有Si : 0.01〜0.5%。Si係用於脫酸而添加者，但若未滿0.01 %則脫酸效果不充分，若超過0.5 %時則將使韌性或焊接性劣化，因此，若加Si的情況以將Si含有量規定爲0.0 1〜0 · 5 %爲佳。 20 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 最好含有Μη : 0.1〜2%。Mn係用於強度、韌性而添加者，但若未滿0.1 %則其效果不充分，若超過2%時則將使焊接性及耐HIC特性劣化，因此，若加Μη的情況以將Μη 含有量規定爲〇 . 1〜2 %爲佳。最好含有Ρ : 〇·〇2%以下。Ρ係爲無法避免使韌性及焊接性或是耐HIC性劣化的雜質元素，因此，最好將Ρ含有量的上限規定爲0.02%。最好含有S : 0.005 %以下。S因其一般在鋼中成爲Mn S 介入物而使得耐HIC特性劣化，因此越少越好。若爲〇· 00 5 %以下時並無問題，因此，最好將S含有量的上限規定爲 0 · 0 0 5 %。最好含有Mo : 1 %以下。Mo係爲促進變軔體改變狀態用的有效元素，更且，利用在肥粒鐵中形成碳化物以使肥粒鐵相硬化，而爲用於減小肥粒鐵相及變軔體相的硬度差的極爲有效的元素。但是，若添加超過1 %時，會形成麻田散體等的硬化相，而使耐HIC特性劣化，因此，若加Mo的情況，最好將Mo含有量規定爲1 %以下。最好含有Nb : 0 · 1 %以下。Nb係藉由組織的微細顆粒化而提升韌性，同時，利用在肥粒鐵中形成碳化物以使肥粒鐵相硬化，而爲減小肥粒鐵相及變軔體相的硬度差用的極爲有效的元素。但是，若添加超過〇· 1 %時，會使焊接熱影響部的韌性劣化，因此，若加Nb的情況，最好將Nb含有量規定爲0.1%以下。最好含有V : 0 · 2 %以下。V也與Nb相同，用以提升韌性。 21 312/發明說明書(補件)/92-〇4/92102497 583317 但是化，以下最性。韌性若加最但是特性爲〇最物的加超 HIC 規定除 Cu ：素。此式所況，情況上的，若添加超過0 · 2 %時，會使焊接熱影響部的韌性劣因此，若加V的情況，最好將v含有量規定爲〇. 2 % 〇

好含有1^:〇.1%以下。7^也與>^相同，用以提升韌但是，若添加超過〇. 1 %時，不僅會使焊接熱影響部的劣化’而且，還成爲熱軋時的表面損傷的原因，因此， Ti的情況，最好將Ti含有量規定爲ο」％以下。好含有Α1 : 0.1 %以下。A1係作爲脫酸劑而添加者，，若添加超過0.1 %時，鋼的純淨度下降，而使耐HI C 劣化’因此’若加A1的情況，最好將A1含有量規定 .1 %以下。好含有C a : 〇 . 〇〇 5 %以下。c a係爲藉由硫化物系介入开夕控制以升耐HIC特性的有效元素，但是，若添過0.005 %其效果飽和，而因鋼的純淨度下降，使耐特性劣、化’因此，若加C a的情況，最好將C a含有量爲0.005%以下。上述元素外，爲了提高鋼材的強度、韌性，還可含有 0.5 %以下、Ni : 0.5 %以下、Cr : 〇.5 %以下等的添加元外’從焊接性的觀點考慮，最好響應強度等級規定下疋我的Ceq的上限。在降伏強度爲44 8 Mpa以上的情將Ceq規疋爲0·28以下；降伏強度爲482MPa以上的 ’將Ceq規定爲〇·32以下；而降伏強度爲551Mpa以 k況，將Ceq規定爲〇·36以下，即可確保良好的焊接 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 22

Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 又，針對實施形態1的鋼材，在板厚1 〇〜3 Omm的範圍，無Ceq的板厚依賴性，一直到30mm爲止可以相同的Ceq 設計。爲了析出含有由Nb、V交換Ti的一部分的Mo及Ti及 Nb及/或V的複合碳化物，例如，使用於質量百分比上含有 C: 0.02 〜0.08%、Si: 0.01 〜0·5%、Μη: 0.5 〜1.8%、P : 0.01 %以下、S: 0.002 %以下、Mo: 0.05 〜0.5%、Ti: 0.005 〜0.04%、A1 ·· 0.07%以下，含有 Nb : 0.005 〜0·05%及 /或 V : 0.005〜0.1%，餘量則實質由Fe構成，原子百分比的C 量及Mo、Ti、Nb、V的合計量的比的C/(Mo + Ti + Nb +V)爲 0 · 5〜3的鋼材即可。該鋼材又含有C u : 0 · 5 %以下、N i : 0 · 5 % 以下、C r : 0 · 5 %以下、C a : 0 · 0 0 0 5〜0 · 0 0 5 %中所選擇的一種或二種以上。爲肥粒鐵相及變軔體相的2相組織，肥粒鐵相中分散析出微細析出物的鋼，係使用如具有上述成分組成的鋼，使用通常的軋制製程，在熱軋後使用加速冷卻裝置等以2 °C /s以上的冷卻速度冷卻爲400〜600 °C，再使用感應加熱裝置等再加熱爲5 5 0〜700 °C的溫度，此後進行空冷即可製造完成。此外，熱軋後急冷至5 5 0〜700 °C的溫度，在該溫度進行1 〇分鐘以內的溫度保持後，急冷爲3 5 (TC以上的溫度，此後進行空冷即可製造完成。實施形態1的鋼材，係利用沖壓彎曲成形、滾軋成形、 23 312/發明說明書(補件)/92-〇4/92102497 583317 UOE成形等成形爲鋼管，可利用於輸送原油及天然氣的鋼管（電縫鋼管、螺旋焊鋼管、UOE鋼管）等。 (實施例）使用表1所示化學成分的試用鋼（鋼種Α〜G)，由表2所示條件製造板厚1 9 m m的鋼板（鋼板Ν ο · 1〜1 1 )。 [表1] 鋼種 C Si Μη Ρ S Mo Nb V Ti A1 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 Q.Q13 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 ※底線顯示本發明之範圍外的情況 24 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 [表2] 鋼板鋼製造方法顯微變軔體相的肥粒鐵相熒籾體相硬度差肥粒鐵相析出的降伏強度拉仲強度耐H1C特性備考 No m 組織而桢分率(％) 的硬度(HV) 的硬度(HV) (HV) 中的析出物尺寸(nm) (MP;〇 (MPa) CLR(%) 在870t結束熱軋-》 1 A 此後急冷至5(xrc-> F+B 61 248 281 33 (Mo,Ti,Nb,V)C 4 685 754 0 洱加熱至65(TC->空冷在870'C結束熱i|〖L— 2 B 此後急冷至500lC-> F+B 45 231 273 42 (Mo,Ti,Nb,V)C 3 641 718 0 本洱加熱至650C->空冷在900t結束熱軋-> 發 3 B 此後急冷至65〇[(：->在 F+B 18 226 294 68 (Mo,Ti,Nb,V)C 4 595 680 0 620UC等溫保持3分鐘— 明再急冷至50(TC->空冷在87CTC結束熱:軋-> 4 C 此後急冷至500t：-> F+B 65 262 285 23 (Mo,Ti,Nb)C 5 725 783 0 洱加熱至650t->空冷施迕92〇‘C結束熱軋->此後 5 D 急冷至420°C->再加熱至 F+B 75 226 255 29 (Ti,Nb,V)C 16 602 695 0 例 58CTC後保持4分鐘-空冷在900°C結束熱乳-> 6 E 此後急冷至5(xrc-> 再加熱至620t—空冷 F+B 34 208 248 40 (Ti,V)C 25 567 652 0 A 在700t結束熱軋-> F+B 22 195 338 142 (Ti,Nb)C 68 534 632 12 7 此後急冷至4KTC->空冷在920°C結束熱乾-> 比 8 B 此後急冷至室溫_> B m - - - - - 583 648 Μ 在55(TC回火較 E 迕900t結朿熱既― B m - — - - - 632 725 25 9 此後急冷至220UC ->空冷例 F 在卯0t結束熱 F+B 12 203 325 122 無 - 526 617 5S 10 此後急冷至220l’C->空冷在95〇'C結束熱軋-> Μ - - - - - - 719 836 Μ 11 G 此後急冷至室溫 ※底線顯示本發明之範圍外的情況顯微組織F + B :肥粒鐵-變軔體2相、B :變軔體相、Μ :麻田散體相鋼板No . 1〜6係爲實施形態1的實施例，於熱軋後藉由加速冷卻裝置冷卻至指定溫度，在藉由感應加熱裝置進行再加熱或等溫保持而製造完成鋼板。但是，No . 5的鋼板係於冷卻後的加熱處理使用氣體燃燒爐。此外，鋼板No . 7〜 1 1爲比較例，於熱軋後進行加速冷卻，其中一部分再進行回火後予以製造。藉由光學顯微鏡、透過型電子顯微鏡（TEM)觀察製造之鋼板的顯微組織。此外，測定變軔體相的面積分率。藉由 25 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 測定荷重5 0 g的維氏硬度計測定肥粒鐵相及變軔體相的硬度’針對各個相使用3 0點的測定結果的平均値，求得肥粒鐵相及變軔體相的硬度差。肥粒鐵相中的析出物成分係藉由能量分散型X線分光法（EDX)所分析。測定各鋼板中的析出物的平均顆粒直徑。此外，測定各鋼板的拉伸特性、耐ΗIC特性。將測定結果一倂顯示於表2 。拉伸特性係將軋制垂直方向的全厚試驗片作爲拉伸試驗片進行拉伸試驗，測定降伏強度、拉伸強度。耐ΗIC特性係進行基於 NACE Standard ΤΜ-02-84的浸泡時間爲96小時的HIC試驗，測定開裂長度率（CLR)。表2中，Ν ο · 1〜6的鋼板，均爲實質上具有肥粒鐵-變軔體之2相組織，肥粒鐵相及變軔體相的硬度差爲維氏硬度 70以下，在降伏強度爲44 8 MPa以上、拉伸強度爲5 60MPa 以上的API X6 5 0等級以上的高強度，且耐HIC特性優良。在Νο·1〜4中，含有Mo、Ti、Nb、V或是Mo、Ti、Nb的顆粒直徑爲未滿1 0 n m的微細碳化物，但是，在Ν ο . 5、6 中，含有Ti、Nb、V或是Ti、V的顆粒直徑爲未滿30nm 的微細碳化物，於肥粒鐵相中分散析出。此外，變軔體相的硬度均在HV300以下。 Νο·7〜10的鋼板，其顯微組織爲肥粒鐵-變軔體之2相組織，但是，變軔體相的硬度均在Η V 3 2 0以上，與肥粒鐵相的硬度差也在維氏硬度70以上，經HIC試驗產生開裂。 Νο·8、9的鋼板爲變軔體單相組織，經HIC試驗產生開裂。 Ν ο · 1 1的鋼板的C含有量較實施形態1的範圍高，其顯微 26 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 組織爲麻田散體，經HIC試驗產生開裂。其次，使用No· 1、3、7的鋼板，利用UOE製程製造外徑762mm及660mm的Ν〇·12〜15的鋼管，實施拉伸試驗及HIC試驗，測定降伏強度、拉伸強度、耐HIC特性（開裂長度率：CLR)。將其結果顯示於表3。 [表3] 鋼管No- 鋼板No. 鋼管尺寸(mm) 降伏強度(MPa) 拉伸強度(MPa) 耐HIC特性CLR% 備考管厚外徑 12 1 19 762 673 761 0 本發明 13 1 19 660 669 748 0 實施例 14 3 19 660 576 685 0 15 2 19 660 548 646 巡比較例使用實施形態1的鋼板製造的Ν ο · 1 2〜1 4的鋼管，具有高強度，同時，耐HIC特性也優良。另一方面，使用比較例的Ν 〇 · 7的鋼板製造的Ν ο · 1 5的鋼管，經Η IC試驗產生開裂。又，經實施此等鋼管的製管後的顯微組織觀察及硬度測定，可確認具有與製管前的表2的鋼板相同組織及相同程度的硬度。 (實施形態2) 本發明者等爲了同時滿足耐HIC特性及高強度，針對鋼材的顯微組織的影響進行了檢討。其結果發現對於同時滿足耐HIC特性及高強度，將顯微組織規定爲肥粒鐵組織及變軔體組織的強度差小，且爲肥粒鐵+變軔體之2相組織最爲有效，利用進行熱軋後的加速冷卻及此後的再加熱的製造製程，產生根據含有Ti、Mo等的微細析出物的軟質相的肥粒鐵相的強化，及硬質相的變軔體相的軟化，而可 27 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 獲得強度差小的肥粒鐵+變朝體的2相組織。具體而g，發現藉由熱軋後的加速冷卻，作爲未改變狀態沃斯田體及變軔體的2相組織，利用藉由此後的再加熱所分散析出微細析出物的肥粒鐵相及回火的變軔體相，即可獲得所需的組織。於是，利用將對於C的Μ 〇、Ti的添加量適量化，發現可最大限地應用藉由碳化物的析出強化。此外，發現若複合添加Nb及/或V，藉由分散析出含有Ti、Mo、Nb 及/或V的析出物，即可達成肥粒鐵相的高強度化，利用將對於C的Μ 〇、T i、N b及V的添加量適量化，可最大限地應用藉由碳化物的析出強化。本發明係爲關於具有分散析出含有如上述的Ti、Mo等的析出物的肥粒鐵相及變軔體相的2相組織的耐HIC特性優良的管道鋼管用高強度鋼板及其製造方法者，如此所製造的鋼板，由於不會在由以往的加速冷卻等所獲得的變軔體相或針狀肥粒鐵組織的類似鋼板的表層部的硬度上升，因而不會來自表層部的HIC。更且，強度差小的肥粒鐵相及變軔體相的2相組織對於開裂的阻力極高，因而也可抑制來自鋼板中心部及介入物的HIC。以下，針對實施形態2的管道鋼管用高強度鋼板的組織予以說明。實施形態2的鋼板的金屬組織，實質上係爲肥粒鐵+變軔體的2相組織。由於肥粒鐵相由於延伸性豐富且開裂感受性極低，因此可實現高耐HIC性。此外，變軔體相具有優良的強度韌性。 28 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 肥粒鐵及變軔體的2相組織，一般係爲軟質的肥粒鐵相及硬質的變軔體相的混合組織，具有如此組織的鋼材，由於在肥粒鐵相及變軔體相的界面容易集積氫，使上述界面成爲開裂的傳播路徑，因此耐HIC特性劣化。但是，實施形態2中，利用調整肥粒鐵相及變軔體相的強度，以減小兩者的強度差，即可同時滿足耐HIC特性及高強度。此外，在肥粒鐵-變軔體2相組織，混入一種或二種以上的麻田散體及珠光體等的互異的金屬組織的情況，由於藉由在異相界面的氫集積及應力集中而易產生HIC，因而以肥粒鐵相及變軔體相以外的組織分率較少爲佳。但是，由於在肥粒鐵相及變軔體相以外的組織的體積分率低的情況，可無視其影響，因此，也可含有一種或二種以上的總體積分率在 5 %以下的其他金屬組織、亦即含有麻田散體、珠光體等的一種或二種以上。此外，從母材的韌性確保的觀點考慮，最好變軔體分率爲10%以上，從耐HIC特性的觀點考慮最好爲8 0 %以下。更佳則爲2 0〜6 0 %。再者，針對實施形態2中，於肥粒鐵相內分散析出的析出物進行說明。在實施形態2之鋼板中，由於藉由於肥粒鐵相中分散析出含有以Mo及Ti爲基本的析出物，強化肥粒鐵相，減低肥粒鐵-變軔體間的強度差，即可獲得優良的耐HIC特性。由於該析出物極爲微細，因而對於耐HIC特性不會產生任何影響。Mo及Ti爲在鋼中形成碳化物的元素，藉由Mo C、 TiC的析出以強化鋼的方法以往既已進行，但是，在實施 29 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 形態2中，其特徵爲：藉由複合添加Mo及Ti，而將含有以Mo及Ti爲基本的複合碳化物微細析出於鋼中的方法，與M 〇C及/或TiC的析出強化的情況比較，可獲得更大的強度提升的效果。該以往之方法中所沒有的極大的強度提升效果，因含有以Mo及Ti爲基本的複合碳化物，穩定且成長速度遲，因而爲依據可獲得顆粒直徑未滿1 Onm的極爲微細的析出物者。含有以Mo及Ti爲基本的複合碳化物，在僅由Mo、Ti、 C構成的情況，Mo及Ti的合計量及C量係爲在原子比爲 1 : 1的附近化合者，對於高強度化非常有效。實施形態2 中，發現藉由複合添加Nb及/或V，使複合物成爲含有Mo、 Ti、Nb及/或V的複合碳化物，可獲得相同的析出強化。此外，在針對熱影響部韌性的問題時，藉由利用Nb及/ 或V等來交換Ti的一部分，即可既不損害高強度化的效果又可提升焊接熱影響部韌性。此等1 Onm以下的析出物的個數，由於其降伏強度爲 44 8 MPa以上的高強度鋼板，最好析出2x1 03個/ μ m3以上。此外，在含有將Mo及Ti爲主體的複合碳化物以外的析出物的情況，只要不損害到藉由Mo及Ti的複合碳化物的高強度化的效果，而未損害到使耐HIC特性劣化的程度，lOiim以下的析出物的個數，最好爲除TiN以外的全析出物的個數的9 5 %以上。實施形態2中，屬於鋼板內分散析出的析出物的以Mo 及Ti爲基本的複合碳化物，係藉由對於如下所述成分的 30 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 鋼’使用實施形態2的製造方法製造鋼板，而可分散於肥粒鐵相中。實施形態2中’與實施形態1相同，上述肥粒鐵相及變初體相的硬度差最好爲維氏硬度（Η V) 7 〇以下者。若肥粒鐵相及變軔體相的硬度差爲Η V 7 0以下的話，因肥粒鐵相及變軔體相的界面不會成爲氫原子的集積場所及開裂的傳播路徑，因此，耐Η I C特性不會下降。最好硬度差爲η V 5 0 以下，而硬度差爲HV35以下則最佳。實施形態2中，變軔體相最好具有3 2 〇以下的維氏硬度 (HV)。變軔體相係有效地用以獲得高強度的金屬組織，但是，若其硬度Η V超過3 2 0時，變軔體相內部易形成條紋狀麻田散體組織（ΜΑ)，不僅將成爲HIC的開裂的起點，而且，容易造成肥粒鐵相及變軔體相的界面的開裂的傳播，因此，耐HIC特性變劣。變軔體相最好具有300以下的維氏硬度（HV)，而以HV280以下爲最佳。再者，針對實施形態2所使用的管道鋼管用高強度鋼板的化學成分進行說明。以下之說明中，並無特殊記載的情況，由％顯示的單位爲質量百分比。規定C : 0.0 2〜0 · 0 8 %。C係作爲碳化物對於析出強化具有貢獻的元素，但是，其含有量若未滿0.02%，則無法充分確保強度，而若超過0.08%，則其韌性及耐HIC性將劣化，因此，將C含有量規定爲0.02%〜〇·〇8%。規定S i : 0.0 1〜0.5 %。S i係用於脫酸而添加者’但若未滿（K 0 1 %則脫酸效果不充分，若超過〇 · 5 %時則將使韌性或 31 312/發明說明書(補件)/92·〇4/92102497 583317 焊接性劣化，因此，將s i含有量規定爲ο . ο 1〜ο · 5 %。規定Μ η : 0 · 5〜1 . 8 %。Μ η係用於強度、韌性而添加者，但若未滿〇·5%則其效果不充分，若超過1 .8%時則將使焊接性及耐HIC特性劣化，因此，將Μη含有量規定爲〇.5 〜1 . 8 %。最好爲0 · 5〜1 . 5 %。規定Ρ : 〇. 0 1 %以下。Ρ係爲無法避免使焊接性或是耐 Η I C性劣化的雜質元素，因此，將Ρ含有量的上限規定爲 0.01%。規定S: 0·0〇2%以下。S因其一般在鋼中成爲MnS介入物而使得耐HIC特性劣化，因此越少越好。但是，若爲 0.002 %以下時並無問題，因此，將S含有量的上限規定爲 0.002%。規定Mo : 0.05〜0.5%。Mo在實施形態2中爲重要元素，利用Mo含有0.0 5 %以上，不斷抑制熱軋後冷卻時的珠光體改變狀態，形成與Ti的微細複合析出物，極大地賦予強度的提升。但是，若添加超過0.5 %時，會形成麻田散體等的硬化相，而使耐ΗIC特性劣化，因此，規定Μ 〇含有量爲0.05〜0.5%。最好在〇·〇5〜0.3%內。規定Ti : 0.00 5〜0.04%。Ti也與Mo相同，在實施形態 2中爲重要元素，利用添加〇 · 〇〇 5 %以上，形成與Μ 〇的複合析出物，極大地賦予強度的提升。但是，如圖2所示，若添加超過0.04%時，焊接熱影響部的夏比（charpy)斷面遷移溫度超過-20 °C而招致韌性劣化，因此，規定Ti含有量爲0.005〜0.04%。更且，在未滿0.02%時，夏比斷面遷移 32 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 溫度成爲-40 °C以下，而顯示優良的韌性。爲此，在添加 Nb及/或V的情況’ Ti含有量最好爲〇.〇〇5〜〇〇2%。規疋A 1 : 0 · 0 7 %以下。a丨係作爲脫酸劑而添加者，但是，若添加超過0· 07 %時’鋼的純淨度下降，而使耐HIC特性劣化’因此，規定A 1含有量爲〇 · 〇 7 %以下。最好爲〇 . 〇〇 j 〜0.07%。 C量及Mo、Ti的合計量的原子百分比的C/(Mo + Ti)係規定爲0.5〜3。實施形態2的高強度化依據含有Ti、M〇的析出物（主要爲碳化物）者。爲了有效利用根據該複合析出物的析出強化，C量與屬於碳化物形成元素的mo、Ti量的關係相當重要，藉由在適宜均衡的基礎下添加此等元素’即可獲得熱穩定且非常微細的複合析出物。此時，若由各元素的原子百分比的含有量所表示的C/(Mo + Ti)的値爲未滿〇 · 5或是超過3的情況，則意味著哪一元素過剩，從而招致硬化組織的形成引起的耐HIC特性的劣化及韌性的劣化，因此，將C/(Mo + Ti)的値規定爲0.5〜3。但是，各元素符號係爲原子百分比時的各元素的含有量。又，在使用質量百分比的情況，則將（C/12.0)/(Mo/95.9 + Ti/47.9) 的値規定爲0.5〜3。最好將C/(Mo + Ti)的値規定爲0.7〜2, 則可獲得更爲微細化的顆粒直徑5 nm以下的析出物。實施形態2中，爲了進一步改善鋼板的強度及焊接部韌性，也可含有如下所示Nb、V中的一種或二種以上。規定Nb : 0.005〜0.05%。Nb係藉由組織的微細顆粒化而提升韌性，同時，與Ti及M 〇一起形成複合析出物，以 33 312/發明說明書(補件)/92-04/92102奶7 達到肥粒鐵相的強度的上升。但是，若未滿Ο · Ο Ο 5 %則無效果，而添加超過Ο · Ο 5 %時，會使焊接熱影響部的韌性劣化，因此，規定Nb含有量0.005〜0.05%。規定V: 0.005〜0.1%。V也與Nb相同，與Ti及Mo — 起形成複合析出物，以達到肥粒鐵相的強度的上升。但是，若未滿0.005 %則無效果，而添加超過〇.1%時，會使焊接熱影響部的韌性劣化，因此，規定V含有量0.005〜0.1%。更佳則爲〇 . 0 0 5〜0 . 〇 5 %。在含有Nb及/或V的情況，屬於C量及Mo、Ti、Nb、V 的合計量的比的C/(Mo+ Ti + Nb + V)係規定爲0.5〜3。實施形態2的高強度化係依據含有Ti、Μ 〇的析出物，但是，在含有Nb及/或V的情況，則成爲含有此等的複合析出物 (主要爲碳化物）。此時，若由各元素的原子百分比的含有量所表示的C/(Mo+ Ti + Nb + V)的値爲未滿0.5或是超過3 的情況，則意味著哪一元素過剩，從而招致硬化組織的形成引起的耐HIC特性的劣化及韌性的劣化，因此將C/(Mo + Ti+Nb + V)的値規定爲0·5〜3 〇但是，各元素符號係爲原子百分比時的各元素的含有量。又，在使用質量百分比的情況，貝U 將（C/12.0)/(Mo/95.9 + Ti/47.9 + Nb/92.9 + V/50.9)的値規定爲〇 · 5〜3。更好則規定爲0 · 7〜2，從而可獲得更爲微細化的顆粒直徑5nm以下的微細析出物。實施形態2中，爲了進一步改善鋼板的強度及耐HIC特性，也可含有如下所示的C u、N i、C r、C a中的一種或二種以上。 34 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 規定Cu : 0.5%以下。Cu係爲韌性的改善及強度上升的有效元素，但是，若添加過多會使焊接性劣化，因此，在添加Cu的情況，規定Cu的上限爲0.5%。規定Ni ·· 0.5 %以下。Ni係爲韌性的改善及強度上升的有效元素，但是，若添加過多會使耐HIC特性下降，因此，在添加Ni的情況，規定Ni的上限爲0.5%。規定Cr: 0.5 %以下。Cr與Μη相同係爲即便低碳也可獲得足夠強度的有效元素，但是，若添加過多會使焊接性劣化，因此，在添加Cr的情況’規定Cr的上限爲0.5%。規定Ca : 0.0005〜0.005 %。Ca係爲藉由硫化物系介入物的形態控制以提升耐HIC特性的有效元素，但是，若添加未滿〇 . 〇〇〇 5 %時其效果不夠充分，若超過0 · 0 0 5 %其效果將飽和，而因鋼的純淨度下降，使耐HIC特性劣化，因此，若加C a的情況，最好將C a含有量規定爲〇 . 〇〇〇 5〜〇 . 〇〇 5 %。此外，從焊接性的觀點考慮，最好響應強度等級規定下式所定義的Ceq的上限。在降伏強度爲448MPa以上的情況，將Ceq規定爲0.28以下；降伏強度爲482MPa以上的情況，將C e q規定爲0 · 3 2以下；而降伏強度爲5 5 1 Μ P a以上的情況，將C e q規定爲0 · 3 6以下，即可確保良好的焊接性。

Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 又’針封貫施形態2的鋼材’在板厚1 〇〜3 0 m m的範圍，無C e q的板厚依賴性，從而，一直到3 〇 ni m爲止可以相同的Ceq設計。 35 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 上述以外的餘量部分實質上由F e構成。餘量部分實質上由F e構成係意味著’只要不會抵消實施形態2的作用效果’實施形態2的範圍內也可含有不可避免雜質爲首的含有其他微量元素。再者，針對實施形態2的管道鋼管用高強度鋼板的製造方法予以說明。圖1爲顯示實施形態2的組織控制方法的槪略圖。利用從Ar3以上的沃斯田體區域加速冷卻至變軔體區域，作爲未改變狀態沃斯田體及變軔體的混合組織。在冷卻後，藉由立即進行再加熱，使沃斯田體改變狀態爲肥粒鐵，於肥粒鐵相中分散析出微細析出物。另一方面，變軔體相成爲回火變軔體。利用藉由該微細析出物進行析出強化的肥粒鐵相及被回火而軟化的變軔體相的2相組織，可同時滿足高強度化及耐HIC特性。以下，詳細說明該組織控制的具體方法。實施形態2的管道鋼管用高強度鋼板，係使用具有上述成分組成的鋼，利用加熱溫度·· 1 0 0 0〜1 3 0 (TC、軋制結束溫度：7 5 (TC以上進行熱軋，在熱軋後以5 °C /s以上的冷卻速度冷卻爲3 00〜600°C，冷卻後再立即以0.5°C /s以上的升溫速度再加熱爲5 5 0〜700 °C的溫度，於肥粒鐵相中分散析出以Μ 〇及Ti爲主體的微細複合碳化物，即可製造出使變軔體相軟化的複合組織。在此，溫度爲鋼板的平均溫度。規定加熱溫度：1〇〇〇〜13〇〇°C。因爲，在加熱溫度未滿 1 0 0 0 °C時，因碳化物的固熔不充分而無法獲得必要的強 36 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 度，而若加熱溫度超過1 3 Ο 0 °C時其韌性劣化，因此，將加熱溫度規定爲1 000〜1 3 00 °C。最好爲1〇5〇〜1 2 5 0 °C。規定軋制結束溫度：7 5 0 °C以上。若軋制結束溫度低時，不僅成爲於軋制方向延伸的組織，而使耐HIC特性劣化，而且，此後的肥粒鐵改變狀態速度下降而有增加軋制後的再加熱時間的必要，於製造效率上並不理想，因此，將軋制結束溫度規定爲7 5 0 °C以上。在軋制結束後立即以5 °C /s以上的冷卻速度進行冷卻。若軋制結束後進行置冷或是漸冷，會造成從高溫域析出析出物，析出物易粗大化，而無法強化肥粒鐵相。藉此，直至最適合於析出強化的溫度爲止進行急冷（加速冷卻），以防止高溫域的析出的技術，爲實施形態2之重要的製造條件。在冷卻速度未滿5 °C /s時，因高溫域的析出防止效果有限而強度下降，因此，將軋制結束後的冷卻速度規定爲 5 °C /s以上。關於此時的冷卻方法可根據製造製程而使用任意的冷卻設備。規定冷卻停止溫度：3 0 0〜6 0 0 °C。利用軋制結束後的加速冷卻，藉由急冷至屬於變軔體改變狀態域的3 00〜600 °C，生成變軔體相，且，增加再加熱時的肥粒鐵改變狀態的驅動力。利用增大驅動力，促進再加熱過程中的肥粒鐵改變狀態，即可利用短時間的再加熱完成肥粒鐵改變狀態。在冷卻停止溫度未滿30CTC時，即使成爲變軔體、麻田散體單相組織，或是成爲肥粒鐵+變軔體2相組織，仍生成島狀麻田散體（MA)，因此耐HIC特性劣化，此外，若 37 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 超過6 Ο 0 °C時無法完成再加熱時的肥粒鐵改變狀態而析出珠光體，使得耐HIC特性劣化，因此將冷卻停止溫度規定爲3 00〜600 °C。爲了確實抑制島狀麻田散體（MA)的生成，最好將冷卻停止溫度規定爲400 °C以上。在加速冷卻後再立即以0.5 °C /s以上的升溫速度再加熱爲5 5 0〜7 00 °C的溫度。該製程係爲實施形態2的重要製造條件。用於肥粒鐵相的強化的微細析出物，與再加熱時的肥粒鐵改變狀態同時析出。爲同時進行藉由微細析出物的肥粒鐵相的強化及變軔體相的軟化，以獲得肥粒鐵相及變軔體相的強度差小的組織，有在加速冷卻後再加熱爲5 5 0 〜7 0 0 °C的溫度區域的必要。此外，於再加熱時，最好爲較冷卻後的溫度高5 0 °C的升溫溫度。再加熱時的升溫速度未滿0.5 °C /s時，要達到目標加熱溫度需要花費長時間而使製造效率惡化，此外，還產生珠光體改變狀態，因此，無法獲得微細析出物的分散析出，而無法獲得足夠的強度。再加熱溫度未滿5 5 0 °C時，無法完成肥粒鐵改變狀態，而於此後的冷卻時未改變狀態沃斯田體將改變狀態爲珠光體，使得耐HIC特性劣化，若超過700 °C時，析出物粗大化而無法獲得足夠的強度。因此將再加熱溫度域規定爲 5 5 0〜700 °C。在再加熱溫度中無特別設定溫度保持時間的必要。若使用實施形態2的製造方法，因於再加熱後立即冷卻，肥粒鐵相改變狀態仍充分進行，因此，可獲得藉由微細析出的高強度。爲了確實結束肥粒鐵改變狀態，也可進行3 0分鍾內的溫度保持，但是若超過3 0分鐘予以溫度 38 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 保持，則有產生析出物的粗大化而招致強度下降的情況。再加熱後的冷卻溫度可適宜設定，但是，由於再加熱後的冷卻過程中也進行肥粒鐵改變狀態，因此以空冷爲佳。只要爲未阻礙肥粒鐵改變狀態的程度，也可以較空冷快的冷卻速度進行冷卻。作爲進行再加熱於5 5 0〜700 °C的溫度用的設備，可於進行加速冷卻用的冷卻設備的下游側設置加熱裝置。作爲加熱裝置最好使用可進行鋼板的急速加熱的燃燒爐及感應加熱裝置。感應加熱裝置與均熱爐等比較不僅容易進行溫度控制且成本較低，尤其以可迅速加熱冷卻後的鋼板而極佳。此外，藉由串聯連續配置多個感應加熱裝置，即使線速度及鋼板的種類、尺寸爲不同的情況，僅利用任意設定通電的感應加熱裝置數，即可自由操作升溫速度、再加熱溫度。又，再加熱後的冷卻速度可爲任意的速度，因而於加熱裝置的下游側無設置特殊設備的必要。圖3爲顯示實施形態2之製造方法用的製造線的一例的槪略圖。如圖3所示，於軋制線上從上游側向著下游側配置著熱軋機3、加速冷卻裝置4、線上型感應加熱裝置5 及熱鋼板矯平器6。藉由將線上型感應加熱裝置5或是其他的熱處理裝置與屬於軋制設備的熱軋機3及接續於此的屬於冷卻設備的加速冷卻裝置4設於相同的製造線上，可於軋制、冷卻後迅速進行再加熱處理，因此，可將軋制且加速冷卻後的鋼板立即加熱爲5 5 0 t以上。藉由上述製造方法製造的實施形態2的鋼板，係利用沖 39 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 壓彎曲成形、滾軋成形、UOE成形等成形爲鋼管，可利用於輸送原油及天然氣的鋼管（電縫鋼管、螺旋焊鋼管、UOE 鋼管）等。使用實施形態2的鋼板所製造的鋼管，具有高強度且耐HIC特性優良，因此，能很好地適用於含有硫化氫的原油及天然氣的輸送。 (實施例）藉由連續製造法將表4所示化學成分的鋼（鋼種Α〜Ν) 作爲坯板，使用該坯板製造板厚18、26mm的厚鋼板（鋼板 No.l 〜26) 〇 [表4] (質量百分比）鋼種 C Si Μη P S Mo Ti A1 Nb V Cu Ni Cr Ca C/(Mo+ Ti+Nb+V) Ceq 備考 A 0.049 0.22 1.38 0.009 0.0012 0.19 0.032 0.032 1.54 0.32 B 0.075 0.25 1.28 0.005 0.0011 0.21 0.014 0.046 0.014 2.37 0.33 化學 C 0.065 0.26 1.54 0.008 0.0009 0.42 0.024 0.026 0.019 1.06 0.41 成分 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 在本 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 發明 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 的範 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 圍內 Η 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 0.012 122 0.31 化學 J 0.045 0.19 1.65 0.010 0.0009 Q.Q1 0.021 0.026 0.045 0.042 2.02 0.33 成分 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 在本 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 發明 Μ 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 的範 Ν 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 圍外 ※底線顯示本發明之範圍外的情況藉由熱軋軋制加熱的坯板後，使用水冷型的加速冷卻設備立即進行冷卻，再使用感應加熱爐或是燃燒爐進行再加熱。冷卻設備及感應加熱爐係爲線上型。表5顯示各鋼板 (Ν 〇 . 1〜2 6 )的製造條件。藉由光學顯微鏡、透過型電子顯微鏡（TEM)觀察如上述 40 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 般製造之鋼板的顯微組織。此外，測定變軔體相的面積分率。藉由測定荷重5 0 g的維氏硬度計測定肥粒鐵相及變軔體相的硬度，針對各個相使用3 0點的測定結果的平均値，求得肥粒鐵相及變軔體相的硬度差。肥粒鐵相中的析出物成分係藉由能量分散型X線分光法（EDX)所分析。此外，還測定各鋼板的拉伸特性、耐HIC特性。將測定結果一倂顯示於表5 。拉伸特性係將軋制垂直方向的全厚試驗片作爲拉伸試驗片進行拉伸試驗，測定降伏強度、拉伸強度。而且，考慮製造上的誤差，將降伏強度爲48 OMPa以上、拉伸強度爲5 8 0MPa以上者，作爲API X65等級以上的高強度鋼板予以評價（規格爲降伏強度g 448MPa、拉伸強度 g 5 3 0MPa)。耐HIC特性係進行基於NACE Standard TM- 02- 84的浸泡時間爲96小時的HIC試驗，將未認定開裂的情況判斷爲耐HIC特性良好，以〇表示，而產生開裂的情況以X表示。 41 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 [表5 ]

No 鋼板厚加熱溫軋制結束冷卻速冷卻停止再加熱再加熱升溫再加熱顯微降伏強拉伸強耐HIC 備考種 (mm) 度ΓΟ 溫度(°c) 度 rc/s: 溫度(°C) 設備速度(°C/s) 溫度rc) 組織度(MPa) 度(MPa) 特性 1 A 18 1200 850 37 480 感應加熱爐 29 635 F+B 599 672 〇 2 B .， ” 780 34 410 感應加熱爐 29 580 F+B 556 612 〇 3 C 26 If 920 26 510 感應加熱爐 21 620 F+B 601 681 〇 4 D tt 1100 800 24 500 感應加熱爐 21 670 F+B 571 631 〇本 5 E 18 1200 850 31 490 感應加熱爐 32 655 F+B 587 652 〇發 6 II It tl 790 30 500 感應加熱爐 31 590 F+B 548 614 〇明 7 II If Η 820 32 420 感應加熱爐 30 645 F+B 579 644 〇實 8 •1 It IV 860 35 480 煤氣燃燒爐 1.2 630 F+B 562 642 〇施 9 F 26 1200 850 38 540 感應加熱爐 22 640 F+B 589 665 〇例 10 » ，' 1100 840 35 510 感應加熱爐 25 635 F+B 574 634 〇 11 G 18 1200 880 34 570 煤氣燃燒爐 1.8 670 F+B 605 689 〇 12 ，， II " 850 48 465 感應加熱爐 33 600 F+B 558 629 〇 13 Η II ” 900 42 510 煤氣燃燒爐 2.0 650 F+B 539 616 〇 14 D 18 m 800 33 500 感應加熱爐 38 645 F+B 4M 541 〇 15 " 1150 m 32 520 感應加熱爐 33 630 F+B 574 634 X 16 ，， 1200 850 2 495 感應加熱爐 32 600 F+P 421 m X 17 ，， ·， 840 38 32Q 感應加熱爐 32 630 F+R+MA 581 641 X 比 18 11 26 ，， 850 25 450 煤氣燃燒爐 02 600 F+R+P 487 姐 X 19 ” fl tl 21 450 感應加熱爐 38 m F+B 496 χ 較 20 If " Μ ” 23 400 感應加熱爐 36 m F+B+P 501 582 X 21 I 18 1200 820 45 490 感應加熱爐 26 590 F+B m M2 X 例 22 J ” tl ，， 32 550 感應加熱爐 31 620 F+R+P 495 m 〇 23 K 1« It ·， 38 450 煤氣燃燒爐 1.9 580 F+B 540 610 X 24 L 26 ft 860 26 510 感應加熱爐 24 650 F+B 盤 534 X 25 M • 1 tl If 19 480 煤氣燃燒爐 1.5 640 F+B 631 695 X 26 N ” tl VI 20 510 煤氣燃燒爐 1.5 655 F+B 598 666 X ※底線顯示本發明之範圍外。 ※關於顯微組織F :肥粒鐵、B :變軔體、P :珠光體、MA :島狀麻田散體。表5中，屬於實施形態2的實施例的No. 1〜1 3，其化學成分及製造方法均在本發明的範圍內，在降伏強度爲 48 0MPa以上、拉伸強度爲5 8 0MPa以上的高強度，且耐 H 1C特性優良。鋼板的組織實質上爲肥粒鐵+變軔體之2 相組織，關於Ti、Mo及一部分的鋼板，係分散析出含有 Nb及/或V的顆粒直徑爲未滿10nm的微細碳化物的析出物。此外，變軔體相的分率均在1 0〜8 0 %的範圍。變軔體相的硬度在3 00以下的維氏硬度，肥粒鐵相與變軔體相的硬度差在維氏硬度7 0以下。 N 〇 . 1 4〜2 0的化學成分在實施形態2的範圍內，但是其 42 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 製造方法在實施形態2的範圍外，其組織未成爲得肥粒鐵 +變軔體的2相組織，以及未分散析出微細碳化物，因此，強度不足及在HIC試驗產生開裂。No .21〜26的化學成分係在實施形態2的範圍外，其生成粗大的析出物，或是，未分散析出含有Ti及Mo的析出物，因此，無法獲得足夠的強度及在HIC試驗產生開裂。又，無論由感應加熱爐進行再加熱的情況、還是以煤氣加熱爐進行再加熱的情況，並未發現其結果有何差異。 (實施形態3 ) 本發明者等發現在實施形態2中，由W交換Mo的一部分或是全部，也可同時滿足耐HIC特性及高強度。以下，針對實施形態3的管道鋼管用高強度鋼板，予以詳細說明。首先，針對實施形態3中，於肥粒鐵相內分散析出的析出物進行說明。在實施形態3的鋼板中，由於藉由於肥粒鐵相中分散析出含有以Mo、W及Ti、或是W及Ti爲基本的析出物，強化肥粒鐵相，減低肥粒鐵-變軔體間的強度差，因而，可獲得優良的耐HIC特性。由於該析出物極爲微細，因而對於耐H 1C特性不會產生任何影響。Mo、W及Ti爲在鋼中形成碳化物的元素，藉由MoC、WC及TiC的析出以強化鋼的方法以往既已進行，但是，在實施形態2中，其特徵爲：藉由複合添加Mo、W及Ti、或是W及Ti，而將含有以 Mo、W及Ti、或是W及Ti爲基本的複合碳化物微細析出於鋼中的方法，可獲得更大的強度提升的效果。該以往之 43 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 方法中所沒有的極大的強度提升效果’因含有以Mo、W 及Ti、或是W及Ti爲基本的複合碳化物，穩定且成長速度遲，因而係依據可獲得顆粒直徑未滿1 〇nm的極爲微細的析出物者。含有以Mo、W及Ti、或是W及Ti爲基本的複合碳化物，在僅由Mo、W、Ti、C構成的情況，Mo ' W及Ti的合計量及C量係爲在原子比爲1 : 1的附近化合者，對於高強度化非常有效。實施形態3中，發現藉由複合添加Nb及/ 或V，使複合物成爲含有Mo、W及Ti與Nb及/或V的複合碳化物，可獲得相同的析出強化。在實施形態3所使用的管道鋼管用高強度鋼板的化學成分，除在如下的範圍將實施形態2的Mo的一部分或是全部交換爲W外，與實施形態2相同。規定Mo + W/2 : 0.05〜0.5%。W係爲具有與Mo等效的作用的元素，可與Mo的一部分或是全部交換。也就是說，不添加^1〇而可以\¥/2添加爲0.05〜0.5%的”。由％〇 + ”/ 2 含有0·〇5 %以上，用以不斷抑制熱軋後冷卻時的珠光體改變狀態，形成與Ti的微細複合析出物，極大地賦予強度的提升。但是，若添加超過〇 · 5 %時，會形成麻田散體等的硬化相，而使耐HIC特性劣化，因此，規定Mo + W/2含有量爲0.05〜0.5%。最好在0·05〜0.3%內。屬於C量及Mo、W、Ti的合計量的原子百分比的 C / (Μ 〇 + W + T i)係規定爲0.5〜3。實施形態3的高強度化係依據含有Μ 〇、W、T i的析出物（主要爲碳化物）者。爲了有 44 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 效利用根據該複合析出物的析出強化，c量與屬於碳化物形成元素的Mo、W、Ti量的關係相當重要，藉由在適宜均衡的基礎下添加此等元素，即可獲得熱穩定且非常微細的複合析出物。此時，若由各元素的原子百分比的含有量所表示的C/(Mo + W + Ti)的値爲未滿0.5或是超過3的情況，則意味著哪一元素過剩，從而招致硬化組織的形成引起的耐HIC特性的劣化及韌性的劣化，因此，將C/(Mo + W +Ti) 的値規定爲〇 · 5〜3。但是，各元素符號係爲原子百分比時的各元素的含有量。又，在使用質量百分比的含有量的情況，貝U 將（C/12.0)/(Mo/95.9 + W/183.8 + Ti/47.9)的値規定爲 0.5〜3。更好則爲0.7〜2，可獲得更爲微細化的析出物。實施形態3中，爲了進一步改善鋼板的強度，也可含有 Nb = 0.005 〜0.05%、V = (K005 〜0.10%中的一種或二種以上。在含有Nb及/或V的情況，屬於C量及Mo、W、Ti、

Nb、V的合計量的比的C/(Mo + W+ Ti + Nb + V)係規定爲0.5 〜3。實施形態3的高強度化係依據含有Mo、W、Ti的析出物，但是，在含有Nb及/或V的情況，則成爲含有此等的複合析出物（主要爲碳化物）。此時，若由各元素的原子百分比的含有量所表示的C/( Mo+ W+ Ti + Nb + V)的値爲未滿〇. 5或是超過3的情況，則意味著哪一元素過剩，從而招致硬化組織的形成引起的耐HIC特性的劣化及韌性的劣化，因此，將C/(Mo + W+Ti+Nb + V)的値規定爲0.5〜3。但是，各元素符號係爲原子百分比時的各元素的含有量。又，在使用質量百分比的情況，則將（C/12.0)/(M〇/95.9 + 45 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 W/183.8 + Ti/47.9 + Nb/92.9+.V/50.9)的値規定爲 0.5〜3。更好則爲〇 . 7〜2時，從而可獲得微細析出物。實施形態3的管道鋼管用高強度鋼板的製造方法，與實施形態2相同。 (實施例）藉由連續製造法將表6所示化學成分的鋼（鋼種A〜N) 作爲坯板，使用該坯板製造板厚18、26mm的厚鋼板（鋼板 N 〇 . 1 〜2 6 ) 〇 C e q係由下式所計算。

Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 + W/10 [表6] (質量百分比）麵 C S Mn P S W Mo Ti A1 Nb V Cb N G Qi CXWMHTHNbAO Cbq 騰 A om9 009 138 Q0Q5 Q0013 036 (XB2 0032 155 032 B 0072 022 128 0006 00009 Q18 Q15 Q014 獅 0014 201 033 煙 C 0065 Q19 1Λ 0007 00006 Q78 0024 0035 0019 liP m D 0052 Q14 \2A Q0Q2 Q0006 Q41 005 QQ21 Q0B6 0022 0025 1.11 031 鉢 E om9 Q18 123 0010 00005 022 0012 0032 (m 0017 Q0Q21 1.45 028 m F 0045 025 125 0006 Q0009 Q19 0022 _ QG09 0051 Q0Q25 129 028 m G 0052 025 125 QCD5 00011 Q45 0018 0031 QQBO Q015 Q14 022 _ 125 033 納 Η CKQ5 022 1.05 _ Q0012 Q09 0006 Q025 0016 m Q18 _ 151 025 I QQS2 Q18 151 Q007 _ Q12 麵 m 0012 5J3 032 iW J 0016 Q15 1j65 QG09 00009 m 0021 QQ25 _ 0042 200 033 m K QQ51 Q19 m ocm 00006 031 OB5 0028 QCB7 omi QGQ29 L17 046 赫 L 0015 022 135 0005 00006 048 0011 0031 0018 021 Q41 033 發月 Μ 0112 Q14 1.45 001 _ 021 m m 0039 QJ20 00071 212 ⑽ m N _ (ΏΑ 125 0006 QOOB5 024 0015 Q0B6 m omi 022 Q18 00021 129 032 m ※底線顯示本發明之範圍外的情況藉由熱軋軋制加熱的坯板後，使用水冷型的加速冷卻設備立即進行冷卻，再使用感應加熱爐或是燃燒爐進行再加熱。冷卻設備及感應加熱爐係爲線上型。表7顯示各鋼板 (No. 1〜26)的製造條件。 46 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 藉由光學顯微鏡、透過型電子顯微鏡（T EM)觀察如上述般製造之鋼板的顯微組織。析出物成分係藉由能量分散型 X線分光法（EDX)所分析。此外，還測定各鋼板的拉伸特性、耐HIC特性。將測定結果一倂顯示於表7 。拉伸特性係將軋制垂直方向的全厚試驗片作爲拉伸試驗片進行拉伸試驗，測定降伏強度、拉伸強度。而且，考慮製造上的誤差，將降伏強度爲480MPa以上、拉伸強度爲580MPa以上者’作爲API X65等級以上的高強度鋼板予以評價。耐 Η I C特性係進行基於N A C E S t a n d a r d T Μ - 0 2 - 8 4的浸泡時間爲9 6小時的Η I C試驗，將未認定開裂的情況判斷爲耐H j c 特性良好’以〇表示’而產生開裂的情況以χ表示。 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 47 583317 [表7]

板厚 (mm) 加熱溫度(。〇軋制結束溫度(°C) 冷卻速度(°C/s) 冷卻停止溫度(°C) 再加熱設備再加熱升溫速度rc/s) 再加熱溫度(°C) 顯微組織降伏強度(MPa) 拉伸強度(MPa) 耐HIC 特性備考 18 1200 840 36 450 感應加熱爐 31 650 F+B 581 651 〇 " " 790 33 420 感應加熱爐 24 590 F+B 549 618 〇 26 II 900 22 500 感應加熱爐 21 630 F+B 602 675 〇，， 1100 800 21 490 感應加熱爐 22 650 F+B 567 629 〇本 18 1200 850 30 510 感應加熱爐 29 650 F+B 575 642 〇發，， II 770 30 500 感應加熱爐 31 580 F+B 531 602 〇明，， II 870 35 410 感應加熱爐 30 640 F+B 578 651 〇實 " II 900 32 480 煤氣燃燒爐 1.5 650 F+B 570 644 〇施 26 1200 850 28 500 感應加熱爐 18 645 F+B 592 670 〇例，， 1100 840 31 510 感應加熱爐 21 645 F+B 569 641 〇 18 1200 900 42 570 煤氣燃燒爐 1.6 660 F+B 617 691 〇 ” II 850 44 450 感應加熱爐 28 590 F+B 564 631 〇 " II 880 41 500 煤氣燃燒爐 1.9 640 F+B 558 621 〇 18 m 820 33 500 感應加熱爐 35 650 F+B 471 551 〇 1150 7DQ 32 520 感應加熱爐 33 640 F+B 558 625 X 1200 850 丄 480 感應加熱爐 35 590 E±E m 组 X .， ” 840 38 m 感應加熱爐 38 640 F+B+MA 570 641 X 比 26 II 870 19 450 煤氣燃燒爐 02 600 F+R+P 490 m X ，， " ，， 21 450 感應加熱爐 28 m F+B 503 m X 較 ·* ，， 20 410 感應加熱爐 26 m F+R+P 521 590 X 18 1200 820 42 490 感應加熱爐 30 590 F+B m m X 例 ·. »t 36 520 感應加熱爐 31 620 F+R+P 501 姐〇 " I» 38 460 煤氣燃燒爐 2.1 580 F+B 553 620 X 26 1» 850 22 500 感應加熱爐 24 650 F+B m 52S X tl t· 21 490 煤氣燃燒爐 1.2 640 F+B 628 701 X It II Μ 18 520 煤氣燃燒爐 1.3 655 F+B 584 652 X ※底線顯示本發明之範圍外。. ※關於顯微組織F :肥粒鐵、B :變軔體、P :珠光體、Μ A :島狀麻田散體。表7中，屬於實施形態3的實施例的N 〇 . 1〜1 3，其化學成分及製造方法均在本發明的範圍內，在降伏強度爲 4 8 0MPa以上、拉伸強度爲5 8 0MPa以上的高強度，且耐 HIC特性優良。鋼板的組織實質上爲肥粒鐵+變軔體之2 相組織，關於Ti及W、及一部分的鋼板，係進一步分散析出含有Nb及/或V、及Mo的顆粒直徑爲未滿10nm的微細碳化物的析出物。 N 〇 . 1 4〜2 0的化學成分在實施形態3的範圍內，但是其製造方法在實施形態3的範圍外，其組織未成爲得肥粒鐵 +變軔體的2相組織，以及未分散析出微細碳化物，因此， 48 3 ] 2/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 強度不足及在Η I C試驗產生開裂。Ν ο · 2 1〜2 6的化學成分係在實施形態3的範圍外，其生成粗大的析出物’或是，未分散析出含有Ti及W的析出物，因此’無法獲得足夠的強度及在Η I C試驗產生開裂。又，無論由感應加熱爐進行再加熱的情況、還是以煤氣加熱爐進行再加熱的情況，並未發現其結果有何差異。 (實施形態4) 本發明者等發現在實施形態2或3中，即使不添加Μ 〇及W，而是添加從Ti、Nb、V中選擇的二種以上，也可同時滿足耐HIC特性及高強度。以下，針對實施形態4的管道鋼管用高強度鋼板，予以詳細說明。首先，針對實施形態4中，於肥粒鐵相內分散析出的析出物進行說明。在實施形態4的鋼板中，由於藉由於肥粒鐵相中分散析出含有從Ti、Nb、V中選擇的二種以上的複合碳化物，強化肥粒鐵相，減低肥粒鐵-變軔體間的強度差，因而，可獲得優良的耐HIC特性。由於該析出物極爲微細，因而對於耐H 1C特性不會產生任何影響。Ti、Nb、V爲在鋼中形成碳化物的元素，藉由此等碳化物的析出以強化鋼的方法以往既已進行，但是，以往係利用藉由熱軋後的冷卻過程及等溫保持而來自沃斯田體的肥粒鐵改變狀態時及來自過飽和的肥粒鐵的析出，或是，在熱軋後進行急冷而將組織作爲麻田散體及變軔體後，藉由回火處理而於麻田散體及變 49 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 軔體中析出碳化物的方法。相對於此，實施形態4中，係利用來自變軔體改變狀態域的再加熱過程中的肥粒鐵改變狀態析出碳化物。根據該方法，由於肥粒鐵改變狀態極爲快速地進行，在改變狀態界面析出非常微細的複合碳化物，因此，其特徵爲較通常方法可獲得更大的強度提升的效果。含有從Ti、Nb、V中選擇的二種以上的複合碳化物，其 Ti、Nb、V的合計量及C量係爲在原子比爲1 : 1的附近化合者。利用將屬於C量及Ti、Nb、V的合計量的原子百分比的C/(Ti + Nb + V)規定爲0.5〜3.0,可析出30nm以下的微細複合碳化物。但是，與添加Mo及W的實施形態2及 3比較，因析出物的顆粒直徑大而使得析出強化的程度小，但是，可達到API X 70等級的高強度化。實施形態4之鋼板的金屬組織，實質上爲肥粒鐵+變軔體的2相組織，從母材韌性的觀點考慮最好將變軔體分率規定爲10%以上，而從耐HIC性的觀點考慮最好將上限規定在80%以下。更好則爲20〜60%。在實施形態4中，上述肥粒鐵相及變軔體相的硬度差最好爲維氏硬度（HV)70以下者。最好硬度差爲HV5〇以下，而硬度差爲Η V 3 5以下則最佳。此外，最好將變軔體相的硬度上限規定爲HV 320以下。變軔體相最好具有3 00以下的維氏硬度（HV)，而以HV2 8 0以下爲最佳。再者’針對實施形態4所使用的管道鋼管用高強度鋼板的化學成分進行說明。以下之說明中，並無特殊記載的情 50 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 況，由％顯不的單位爲質量百分比。規定C : 0.02〜0.08%。C係作爲碳化物對於析出強化具有貢獻的元素，但是，其含有量若未滿0.02%，則無法充分確保強度，而若超過0.08%，則其韌性及耐HIC性將劣化，因此，將C含有量規定爲〇 . 〇 2 %〜0.0 8 %。規定S i : 0 · 0 1〜0 · 5 %。S i係用於脫酸而添加者，但若未滿0 · 0 1 %則脫酸效果不充分，若超過〇 . 5 %時則將使韌性或焊接性劣化，因此，將S i含有量規定爲0 · 0 1〜0.5 %。規定Μη : 0.5〜1.8%。Μη係用於強度、韌性而添加者，但若未滿0.5%則其效果不充分，若超過1 .8%時則將使焊接性及耐Η I C特性劣化，因此，將Μ η含有量規定爲〇 . 5 〜1 · 8 %。最好爲0.5〜1 . 5 %。規定Ρ : 〇 · 〇 1 %以下。Ρ係爲無法避免使焊接性或是耐 H 1C性劣化的雜質元素，因此，將Ρ含有量的上限規定爲 0 _ 0 1 %。規定S: 0.002 %以下。s因其一般在鋼中成爲MnS介入物而使得耐HIC特性劣化，因此越少越好。但是，若爲 0.0 02 %以下時並無問題，因此，將S含有量的上限規定爲 0.0 02%。規定A1 : 0.07 %以下。A1係作爲脫酸劑而添加者，但是，若添加超過〇·〇7%時，鋼的純淨度下降，而使耐HIC特性劣化，因此，規定A1含有量爲0.0 7 %以下。最好爲0.001 〜0.07%。實施形態4的鋼板含有從Ti、Nb、V中選擇的二種以上。 51 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 規定T i : Ο · Ο Ο 5〜Ο · Ο 4 %。T i在實施形態4中爲重要元素。利用添加0.005 %以上，與Nb及/或V —起形成微細的複合碳化物，極大地賦予強度的提升。若添加超過〇.〇4 %時，招致焊接熱影響部韌性劣化，因此，規定Ti含有量爲0.005 〜0 · 0 4 % 〇規定Nb : 0.005〜0.05%。Nb係藉由組織的微細顆粒化而提升韌性，同時，與Ti及Mo —起形成微細的複合碳化物，以達到肥粒鐵相的強度的上升。但是，若未滿0.0 05 % 則無效果，而添加超過〇.〇5 %時，會使焊接熱影響部的韌性劣化，因此，規定Nb含有量0.005〜0.05%。規定V : 0.00 5〜0.1%。V也與Ti及Nb相同，與Ti及/ 或Nb —起形成微細複合碳化物，以達到肥粒鐵相的強度的上升。但是，若未滿〇.〇〇 5 %則無效果，而添加超過0.1% 時，會使焊接熱影響部的韌性劣化，因此，規定V含有量 0 · 0 0 5 〜0 · 1 %。 C量及Ti、Nb、V的合計量的原子百分比的C/(Ti + Nb + V) 係規定爲〇. 5〜3。實施形態4的高強度化係爲依據含有 Ti、Nb、V中任意二種以上的微細碳化物的析出者。爲了有效利用根據該微細碳化物的析出強化，C量與屬於碳化物形成元素的Ti、Nb、V量的關係相當重要，藉由在適宜均衡的基礎下添加此等元素，即可獲得熱穩定且非常微細的複合碳化物。此時，若由各元素的原子百分比的含有量所表示的C/(Ti + Nb + V)的値爲未滿0.5或是超過3的情況，則意味著哪一元素過剩，從而招致硬化組織的形成引起的 52 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 耐HIC特性的劣化及韌性的劣化，因此，將C/(Ti + Nb + V) 的値規定爲〇·5〜3。但是，各元素符號係爲原子百分比時的各元素的含有量。又，在使用質量百分比的情況，則將 (C/12.0)/(Ti/47.9 + Nb/92.91+V/50.94)的値規定爲 0.5〜3。實施形態4中，爲了進一步改善鋼板的強度及耐HIC特性，也可含有C u : 0 · 5 %以下、N i : 0.5 %以下、C r : 0 · 5 % 以下、C a : 0 . 〇〇〇 5〜〇 · 〇〇 5 %中的一種或二種以上。此外，從焊接性的觀點考慮，最好響應強度等級規定下式所定義的Ceq的上限。在降伏強度爲448 MPa以上的情況’將Ceq規定爲0.28以下；降伏強度爲482MPa以上的情況，將Ceq規定爲0.32以下，即可確保良好的焊接性。

Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 又，針對實施形態4的鋼材，在板厚1 0〜3 0mm的範圍，無Ceq的板厚依賴性，從而，一直到30mm爲止可以相同的Ceq設計。上述以外的餘量部分實質上由Fe構成。餘量部分實質上由F e構成係意味著，只要不會抵消實施形態4的作用效果，實施形態4的範圍內也可含有不可避免雜質爲首的含有其他微量元素。實施形態4的管道鋼管用高強度鋼板的製造方法，與實施形態2或3相同。 (實施例）藉由連續製造法將表8所示化學成分的鋼（鋼種A〜N) 作爲坯板，使用該坯板製造板厚1 8、26mm的厚鋼板（鋼板 53 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317

No. 1 〜27)。 [表8] (質量百分比）鋼種 C Si Mn P S Ti A1 Nb V Cu Ni Cr Ca C/(Ti+Nb+V) Ceq 備考 A 0.041 0.22 1.38 0.009 0.0012 0.035 0.032 0.045 2.81 0.27 B 0.042 0.25 1.25 0.005 0.0008 0.025 0.046 0.075 1.75 0.27 化學 C 0.048 0.26 1.54 0.008 0.0009 0.026 0.045 0.048 2.80 0.31 成分 D 0.049 0.21 1.24 0.010 0.0005 0.027 0.036 0.041 0.059 1.89 0.27 在本 E 0.071 0.18 1.29 0.002 0.0007 0.036 0.032 0.042 0.048 0.0025 2.75 0.30 發明 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 的範 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 圍內 Η 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 化學 J 0.051 0.23 1.28 0.010 0.0011 0.030 0.26 成分 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 在本 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 發明 Μ 0.106 0.15 1.23 0.009 0·_ 0.012 0.028 0.038 0.036 0.0068 6.46 0.32 的範 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 圍外 ※底線顯示本發明之範圍外的情況藉由熱軋軋制加熱的坯板後，使用水冷型的加速冷卻設備立即進行冷卻，再使用感應加熱爐或是燃燒爐進行再加熱。冷卻設備及感應加熱爐係爲線上型。表9顯示各鋼板 (No. 1〜27)的製造條件。藉由光學顯微鏡、透過型電子顯微鏡（TEM)觀察如上述般製造之鋼板的顯微組織。此外，測定變軔體相的面積分率。藉由測定荷重50g的維氏硬度計測定肥粒鐵相及變軔體相的硬度，針對各個相使用3 0點的測定結果的平均値，求得肥粒鐵相及變軔體相的硬度差。肥粒鐵相中的析出物成分係藉由能量分散型X線分光法（EDX)所分析。此外，還測定各鋼板的拉伸特性、耐HIC特性。將測定結果一倂 54 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 顯示於表9 。拉伸特性係將軋制垂直方向的全厚試驗片作爲拉伸試驗片進行拉伸試驗，測定降伏強度、拉伸強度。而且，考慮製造上的誤差，將降伏強度爲4 8 0MPa以上、拉伸強度爲5 8 0MPa以上者，作爲API X65等級以上的高強度鋼板予以評價。耐HIC特性係進行基於NACE Standard TM- 02 - 8 4的浸泡時間爲96小時的HIC試驗，將未認定開裂的情況判斷爲耐HIC特性良好，以〇表示，而產生開裂的情況以X表示。 [表9]

No 鋼種板厚 (mm) 加熱溫度fC) 軋制結束溫度(°C) 冷卻速度 rc/s) 冷卻停止溫度(°C) 再加熱設備再加熱升溫速度(°C/s) 再加熱溫度(。〇顯微組織降伏強度(MPa) 拉伸強度(MPa) 耐HIC 特性備考 1 A 18 1200 860 42 490 感應加熱爐 22 635 F+B 561 641 〇 2 B ，· Μ 760 36 420 感應加熱爐 26 580 F+B 532 615 〇 3 C 26 •1 900 24 500 感應加熱爐 18 640 F+B 538 602 〇 4 D ，. »1 850 23 500 感應加熱爐 21 650 F+B 572 642 〇本 5 E 18 1200 850 35 490 感應加熱爐 28 640 F+B 592 672 〇發 6 F " ，， 850 36 500 感應加熱爐 31 650 F+B 548 614 〇明 7 I» If ，， 820 32 420 感應加熱爐 29 580 F+B 529 594 〇實 8 ” ，. 760 35 450 感應加熱爐 29 650 F+B 538 605 〇施 9 " ，， 860 35 480 煤氣燃燒爐 1.8 640 F+B 549 615 〇例 10 G 26 1200 850 26 540 感應加熱爐 19 650 F+B 564 635 〇 11 ” 1100 840 27 500 感應加熱爐 18 630 F+B 544 613 〇 12 Η 18 1200 920 21 540 感應加熱爐 29 660 F+B 541 6】3 〇 13 ，. «I 850 18 470 煤氣燃燒爐 2.0 590 F+B 528 591 〇 14 ，，，. If 900 20 510 煤氣燃燒爐 2.0 640 F+B 536 616 〇 15 C 18 960 800 33 500 感應加熱爐 29 650 F+B 460 531 〇 16 .. ，. 1200 680 38 490 感應加熱爐 26 630 F+B 562 629 X 17 II ，， .. 850 J_ 500 感應加熱爐 32 600 F+P 471 551 X 比 18 »* ·. ，， .· 36 280 感應加熱爐 28 640 F+B+MA 560 631 x_ 19 ” 26 ，， fl 23 500 煤氣燃燒爐 0.3 650 F+B+P 491 561 較 20 ，， Μ ，， " 21 480 感應加熱爐 21 750 F+B 501 571 〇 21 ，· ·， 91 23 400 感應加熱爐 19 450 F+B+P 511 585 x_ 例 22 I 18 1200 820 45 490 感應加熱爐 26 590 F+B 461 539 x_ 23 J II ，， 38 520 感應加熱爐 29 630 F+B 450 530 x_ 24 Κ tt .， 40 450 煤氣燃燒爐 1.8 580 F+B 581 652 x_ 25 L 26 II 850 24 500 感應加熱爐 21 640 F+B 452 519 x_ 26 Μ II " 19 480 感應加熱爐 19 650 F+B 612 689 x_ 27 Ν ，， u tl 20 500 感應加熱爐 20 650 F+B 568 639 x_ 55 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 ※底線顯示本發明之範圍外。 ※關於顯微組織F :肥粒鐵、B :變軔體、P :珠光體、MA :島狀麻田散體。表9中，屬於實施形態4的實施例的Ν ο · 1〜1 4，其化學成分及製造方法均在實施形態4的範圍內，在降伏強度爲 4 8 0MPa以上、拉伸強度爲5 8 0MPa以上的高強度，且耐 Η IC特性優良。鋼板的組織實質上爲肥粒鐵+變軔體之2 相組織，分散析出含有Ti、Nb、V中的任意二種以上的顆粒直徑爲未滿3 Onm的微細複合碳化物的析出物。此外，變軔體相的分率均在1 0〜8 0 %的範圍。變軔體相的硬度在 3 00以下的維氏硬度，肥粒鐵相與變軔體相的硬度差在維氏硬度7 0以下。 N 〇 . 1 5〜2 1的化學成分在實施形態4的範圍內，但是其製造方法在實施形態4的範圍外，其組織未成爲得肥粒鐵 +變軔體的2相組織，以及未分散析出微細碳化物，因此，強度不足及在HIC試驗產生開裂。No. 22〜27的化學成分係在實施形態4的範圍外，其生成粗大的析出物，或是，未分散析出含有Ti、Nb、V中的任意二種以上的複合碳化物，因此，無法獲得足夠的強度及在HIC試驗產生開裂。又，無論由感應加熱爐進行再加熱的情況、還是以煤氣加熱爐進行再加熱的情況，並未發現其結果有何差異。【圖式簡單說明】圖1爲顯示本發明之製造方法之熱經歷的槪略圖。圖2爲顯示本發明之Ti含有量及夏比（charpy)斷面遷移溫度的關係圖。 56 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 圖3爲顯示實施本發明之製造方法用的製造線的一例的槪略圖。 (元件符號說明） 1 製造線 2 鋼板 3 熱軋機 4 加速冷卻裝置 5 線上型感應加熱裝置 6 熱鋼板矯平器

57 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497

Claims

公告本請專利範菌 1. 一種高強度鋼板，其爲：按質量百分比含有C: 0.02〜0.08%，實質上具有肥粒鐵相及變軔體相之2相組織的金屬組織，上述肥粒鐵相中析出顆粒直徑30nm以下的析出物的降伏強度爲44 8 Mpa以上。 2 .如申請專利範圍第1項之高強度鋼板，其中，上述變軔體相及上述肥粒鐵相的硬度差爲維氏硬度7 0以下。 3 ·如申請專利範圍第1項之高強度鋼板，其中，上述變軔體相具有3 2 0以下的維氏硬度。 4 ·如申請專利範圍第1項之高強度鋼板，其中，上述變軔體相具有1 〇〜8 0 %的面積分率。 5 . —種高強度鋼板，其包含有：按質量百分比含有C : 0.02〜0.08%、Si : 0.01〜0.5%、 Μ η : 0.5 〜1 · 8 %、P ·· 0 · 0 1 % 以下、S : 0.0 0 2 % 以下、Μ 〇 : 0 · 0 5 〜0.5 %、T i : 0 · 0 0 5 〜0 · 0 4 %、A1 : 0.0 7 % 以下，餘量則由Fe構成，屬於按原子百分比的C量及Mo、Ti的合計量的比的C/(Mo+ Ti)爲0.5〜3，實質上具有肥粒鐵相及變軔體相之2相組織的金屬組織，上述肥粒鐵相中析出含有Ti 及Mo的顆粒直徑lOiim以下的複合碳化物的降伏強度爲 448MPa 以上〇 6 .如申請專利範圍第5項之高強度鋼板，其中，上述變軔體相及上述肥粒鐵相的硬度差爲維氏硬度70以下。 7 .如申請專利範圍第5項之高強度鋼板，其中，上述變 58 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 軔體相具有3 2 0以下的維氏硬度。 8 ·如申請專利範圍第5項之高強度鋼板，其中，上述變軔體相具有1〇〜80%的面積分率。 9 ·如申請專利範圍第5項之高強度鋼板，其中，屬於按原子百分比的C量與Mo、Ti的合計量的比的C/(Mo +Ti) 爲〇·7〜2。 1 〇 ·如申請專利範圍第5項之高強度鋼板，其中，由w 來交換Mo的一部分或全部，屬於按質量百分比的m〇 + W/2 爲0.05〜0.5 %，而屬於按原子百分比的c量與Mo、W及 Ti的合計量的比的C/(Mo + W + Ti)爲〇·5〜3，肥粒鐵相中析出含有Ti、Mo及W、或是Ti及W的顆粒直徑10nm以下的複合碳化物。 1 1 ·如申請專利範圍第5項之高強度鋼板，其中，又可含有質量百分比爲Nb :0.005〜0.05 %及/或V: 0.005〜0.1%，而屬於按原子百分比的C量及Mo、Ti、Nb、V的合計量的比的C/(Mo+ Ti+Nb + V)爲0.5〜3，肥粒鐵相中析出含有 T i、Μ 〇、N b及/或V的顆粒直徑1 0 n m以下的複合碳化物。 1 2 ·如申請專利範圍第1 1項之高強度鋼板，其中，Ti的含有量爲0.005〜0.02%。 1 3 ·如申請專利範圍第1 1項之高強度鋼板，其中，屬於按原子百分比的C量及Mo、Ti、Nb、v的合計量的比的 C/(Mo + Ti + Nb +V)爲 0.7〜2。 1 4 .如申請專利範圍第1 1項之高強度鋼板，其中，由w 來交換Mo的一部分或是全部，按質量百分比的m〇 + W/2 59 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 爲0.05〜〇·5% ’而屬於按原子百分比的c量及Mo、W、 Τι、Nb、V 的合計量的比的 C/(M〇 + W + Ti + Nb + V)爲 0.5〜3，肥粒鐵相中析出含有Ti、Mo、W、Nb及/或V或是Ti、W、 Nb及/或v的顆粒直徑i〇nm以下的複合碳化物。 1 5 · ~種高強度鋼板，其爲： fee質量百分比含有C: 0.02〜〇.〇8%、si: 〇.〇1〜〇.5%、 Μ η : 〇 · 5 〜1 · 8 %、P : 0 · 0 1 % 以下、S : 0 · 〇〇 2 % 以下、A 1 : 0 · 0 7 % 以下’含有選自 Ti: 0.00 5 〜0.04 %、Nb: 0.005 〜0.05 %、 V : 0 · 〇〇 5〜0 · 1 %中的至少二種以上，餘量則實質由ρ e構成，屬於按原子百分比的C量及Ti、Nb、V的合計量的比的C/(Ti + Nb + V)爲〇·5〜3，實質上具有肥粒鐵相及變軔體相之2相組織的金屬組織，上述肥粒鐵相中析出含有選自 Ti、Nb及V中之二種以上之顆粒直徑3 Onm以下的複合碳化物之降伏強度爲，4 4 8 Μ P a以上。 1 6 ·如申請專利範圍第1 5項之高強度鋼板，其中，上述變軔體相及上述肥粒鐵相的硬度差爲維氏硬度7 0以下。 1 7 ·如申請專利範圍第1 5項之高強度鋼板，其中，上述變軔體相具有3 2 0以下的維氏硬度。 1 8 ·如申請專利範圍第1 5項之高強度鋼板，其中，上述變軔體相具有1 〇〜8 0 %的面積分率。 1 9 .如申請專利範圍第1 5項之高強度鋼板，其中，屬於按原子百分比的C量及Ti、Nb、V的合計量的比的 C/(Ti + Nb + V)爲 0.7 〜2。 2 〇 ·如申請專利範圍第5項之高強度鋼板，其中，還含有 60 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 選自質量百分比爲C u : Ο . 5 %以下、N i ·· ο · 5 %以下、C r : Ο . 5 % 以下、Ca: 0·〇〇〇5〜0.005 %中的至少一種。 2 1 ·如申請專利範圍第1 〇項之高強度鋼板，其中，還含有選自質量百分比爲Cu: 0.5 %以下、Ni: 0.5 %以下、Cr: 〇 · 5 %以下、C a : 0.0 0 0 5〜0 · 0 0 5 %中的至少一種。 2 2 .如申g靑專利範圍第1 1項之闻強度鋼板，其中，還含有選自質量百分比爲^^/^以下〜…：^^以下、^: 〇·5%以下、Ca: 0.0005〜0.005 %中的至少一種。 2 3 ·如申g靑專利範圍第1 4項之局強度鋼板，其中，還含有選自質量百分比爲Cu: 0.5 %以下、Ni: 0.5 %以下、Cr: 〇 . 5 %以下、C a : 0 · 0 0 0 5〜0 · 0 0 5 %中的至少一種。 2 4 ·如申請專利範圍第1 5項之高強度鋼板，其中，還含有選自質量百分比爲Cu: 0.5 %以下、Ni: 0.5 %以下、Cr: 〇 . 5 %以下、C a : 0 · 0 0 0 5〜0 · 0 0 5 %中的至少一種。 2 5 . —種高強度鋼板之製造方法，其具有如下步驟的降伏強度爲44 8MPa以上，此等步驟包括：以加熱溫度：1 000〜1 3 00 °C、軋制結束溫度：7 5 0°C以上的條件，對於具有申請專利範圍第5項之成分組成的鋼坯板進行熱軋的步驟；以冷卻速度：5 °C /s以上的速度將熱軋後的鋼加速冷卻至300〜600 °C的步驟；及將冷卻後的鋼立即以升溫速度·· 〇. 5 t / s以上的速度再加熱至5 5 0〜700 °C的溫度的步驟。 26·如申請專利範圍第25項之高強度鋼板之製造方法， 61 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 其中，再加熱時，以較冷卻後的溫度高5 〇以上進行升溫。 2 7 · —種高強度鋼板之製造方法，其具有如下步驟的降伏強度爲4 4 8 Μ P a以上，此等步驟包括：以加熱溫度：1 0 5 0〜1 2 5 0。(：、軋制結束溫度：7 5 0 C以上的丨1木件’ ϊ彳於具有申請專利範圍第5項之成分組成的鋼坯板進行熱軋的步驟；以冷卻速度：5 °C /s以上的速度將熱軋後的鋼加速冷卻至3 0 0〜6 0 0 °C，而形成未改變狀態的沃斯田體及變軔體的 2相組織的步驟；及將冷卻後的鋼立即以升溫速度：. 5 °C /s以上的速度再加熱至5 5 0〜700°C的溫度，而形成將析出物分散析出的肥粒鐵相及回火變軔體相的2相組織的步驟。 2 8 · —種高強度鋼板之製造方法，其具有如下步驟的降伏強度爲448 MPa以上，此等步驟包括：以加熱溫度：1 000〜1 3 00°C、軋制結束溫度：75 0 °C以上的條件，對於具有申請專利範圍第1 0項之成分組成的鋼还板進行熱軋的步驟；以冷卻速度：5 °C /s以上的速度將熱軋後的鋼加速冷卻至3 0 0〜6 0 0 °C的步驟；及將冷卻後的鋼立即以升溫速度：0.5 °C /s以上的速度再加熱至5 5 0〜7 0 0 °C的溫度的步驟。 2 9 · —種高強度鋼板之製造方法，其具有如下步驟的降伏強度爲44 8 MPa以上，此等步驟包括：以加熱溫度：1〇〇〇〜130(TC、軋制結束溫度：7 5 0°C以 62 312/發明說明書(補件)/92-〇4/92102497 583317 上的條件，對於具有申請專利範圍第1 1項之成分組成的鋼坯板進行熱軋的步驟；以冷卻速度：5 °C /s以上的速度將熱軋後的鋼加速冷卻至300〜600 °C的步驟；及將冷卻後的鋼立即以升溫速度：0.5 °C /s以上的速度再加熱至5 5 0〜700 °C的溫度的步驟。 3 0 . —種高強度鋼板之製造方法，其具有如下步驟的降伏強度爲44 8 MPa以上，此等步驟包括：以加熱溫度：1 000〜1 3 00°C、軋制結束溫度：7 5 0 °C以上的條件，對於具有申請專利範圍第1 4項之成分組成的鋼坯板進行熱軋的步驟；以冷卻速度：5 °C /s以上的速度將熱軋後的鋼加速冷卻至3 00〜600°C的步驟；及將冷卻後的鋼立即以升溫速度：0.5 °C /s以上的速度再加熱至5 5 0〜700 °C的溫度的步驟。 3 1 · —種高強度鋼板之製造方法，其具有如下步驟的降伏強度爲44 8 MPa以上，此等步驟包括：以加熱溫度：1 000〜1 300°C、軋制結束溫度：75 0°C以上的條件，對於具有申請專利範圍第1 5項之成分組成的鋼坯板進行熱軋的步驟；以冷卻速度：5 °C /s以上的速度將熱軋後的鋼加速冷卻至300〜600°C的步驟；及將冷卻後的鋼立即以升溫速度：0.5 °C /s以上的速度再加熱至5 5 0〜700 °C的溫度的步驟。 63 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497 583317 3 2 .如申請專利範圍第2 5項之高強度鋼板之製造方法，其中，藉由與軋制設備及冷卻設備設於相同生產線上的感應加熱裝置，來進行將冷卻後的鋼立即以升溫速度：〇 . 5 °C /s以上的速度再加熱至5 5 0〜700 °C的處理，而其降伏強度爲448MPa以上。

64 312/發明說明書(補件)/92-04/92102497