耐应变时效特性优良的低屈服比高强度钢板及其制造方法以及使用该钢板的高强度焊接钢管的制作方法
【专利摘要】本发明提供API5LX70级以下的耐应变时效特性优良的低屈服比高强度钢板及其制造方法以及使用该钢板的高强度焊接钢管。本发明的低屈服比高强度钢板的特征在于，使其成分组成为规定的成分组成，使其金属组织为包含贝氏体和岛状马氏体、并且在距表面和背面5nun以内的表层部中还包含多边形铁素体的组织，所述岛状马氏体的面积百分率为3?15%且圆当量直径为3.Oum以下，多边形铁素体在所述表层部中的面积百分率为10%以上且小于80%，余量为所述贝氏体，板厚方向的硬度的偏差为AHV30以下，板宽方向的硬度的偏差为AHV30以下，钢板表层部的最高硬度为HV230以下，在使用G0ST标准中规定的形状的试验片的全厚度拉伸试验中的屈服比为85%以下、伸长率为22%以上。
【专利说明】耐应变时效特性优良的低屈服比高强度钢板及其制造方法 以及使用该钢板的高强度焊接钢管
【技术领域】
[0001] 本发明涉及主要适合在管线管领域中使用的具有低屈服比、高强度和高韧性的钢 板及其制造方法以及高强度焊接钢管，特别是涉及耐应变时效特性优良的具有低屈服比、 高强度和高韧性的钢板及其制造方法、以及以该钢板作为原材的耐压曲性能和伸长率特性 优良的高强度焊接钢管。
【背景技术】
[0002] 近年来，对于焊接结构用钢材而言，除了要求高强度、高韧性之外，从抗震性的观 点出发，还要求低屈服比化、高均匀伸长率。通常已知通过使钢材的金属组织形成在作为软 质相的铁素体（以下，有时称为〇)中适度分散有贝氏体（以下，有时称为￠)、马氏体（以 下，有时称为M)等硬质相的组织，能够实现钢材的低屈服比化及高均匀伸长率化。
[0003] 作为得到如上所述的在软质相中适度分散有硬质相的组织的制造方法，有专利文 献1中记载的方法。即，在专利文献1中公开了在淬火（以下，有时称为Q)与回火（以下， 有时称为T)的中间实施从铁素体与奥氏体（以下，有时称为Y)的双相区开始的淬火（以 下，有时称为Q'）的热处理方法。
[0004] 在专利文献2中，作为不增加制造工序的方法，公开了在Ar3相变点以上结束轧制 后延缓加速冷却的开始直到钢材的温度达到生成铁素体的Ar 3相变点以下的方法。
[0005] 作为如专利文献1、专利文献2中所公开的没有进行复杂的热处理而实现低屈服 比化的技术，在专利文献3中公开了如下方法：在Ar 3相变点以上结束钢材的轧制，通过控 制之后的加速冷却速度和冷却停止温度，形成针状铁素体（acicular ferrite)与马氏体的 双相组织，实现低屈服比化。
[0006] 另外，在专利文献4中，作为不使钢材的合金元素的添加量大幅增加而实现低屈 服比以及优良的焊接热影响部韧性的技术，公开了在控制Ti/N、Ca-O-S平衡的同时形成铁 素体、贝氏体和岛状马氏体（以下，有时称为MA)的三相组织的方法。
[0007] 另外，在专利文献5中公开了通过添加 Cu、Ni、Mo等合金元素而实现低屈服比及高 均匀伸长率性能的技术。
[0008] 另一方面，对于用于管线管的UOE钢管和缝焊钢管这样的焊接钢管而言，将钢板 冷成形为管状并焊接对接部后，通常从防腐蚀等的观点出发，对钢管外表面实施聚乙烯涂 布、粉体环氧涂布这样的涂布处理。因此，由于制管时的加工应变和涂布处理时的加热而产 生应变时效，屈服应力升高，存在钢管的屈服比大于钢板的屈服比的问题。
[0009] 针对这样的问题，例如，在专利文献6和7中公开了有效利用含有Ti和Mo的复合 碳化物的微细析出物或者含有Ti、Nb、V中的任意两种以上的复合碳化物的微细析出物的、 耐应变时效特性优良的具有低屈服比、高强度和高韧性的钢管及其制造方法。
[0010] 现有技术文献
[0011] 专利文献
[0012] 专利文献I :日本特开昭55-97425号公报
[0013] 专利文献2 :日本特开昭55-41927号公报
[0014] 专利文献3 :日本特开平1-176027号公报
[0015] 专利文献4 :日本专利4066905号公报
[0016] 专利文献5 :日本特开2008-248328号公报
[0017] 专利文献6 :日本特开2005-60839号公报
[0018] 专利文献7 :日本特开2005-60840号公报
【发明内容】
[0019] 发明所要解决的问题
[0020] 专利文献1中记载的热处理方法中，通过适当选择双相区淬火温度，能够实现低 屈服比化，但由于热处理工序数增加，因此存在导致生产率降低、制造成本增加的问题。
[0021] 另外，专利文献2中记载的技术中，需要在从轧制结束到加速冷却开始的温度范 围内以自然冷却程度的冷却速度进行冷却，因此存在生产率极端降低的问题。
[0022] 另外，专利文献3中记载的技术中，如其实施例所示，为了形成拉伸强度为490N/ mm2(50kg/mm2)以上的钢材，设定为提高了钢材的碳含量或者增加了其他合金元素的添加量 的成分组成，因此，不仅导致原材成本升高，而且焊接热影响部（HAZ)的韧性的劣化成为问 题。
[0023] 另外，专利文献4中记载的技术中，对于在用于管线管等的情况下所要求的均匀 伸长率性能，显微组织的影响等未必明确。另外，仅在-KTC下实施了母材的低温韧性的评 价，是否能够适用于要求更低温度下的韧性的新用途还不明确。
[0024] 专利文献5中记载的技术中，由于需要设定为增加了合金元素的添加量的成分 组成，因此，不仅导致原材成本升高，而且焊接热影响部的韧性的劣化成为问题。另外，仅 在-KTC下实施了母材及焊接热影响部的低温韧性的评价。
[0025] 专利文献6或7中记载的技术中，虽然耐应变时效特性得到改善，但仅在-KTC下 实施了母材及焊接热影响部的低温韧性的评价。
[0026] 另外，专利文献1?7中铁素体相是必须的，但铁素体相会导致拉伸强度的降低。 因此，在高强度化至以API标准计为X60以上的情况下，需要添加合金元素，有可能导致合 金成本的升高、低温韧性的降低。
[0027] 因此，本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，提供能够以高制造效率制造 的、API 5L X70级以下的耐应变时效特性优良的具有低屈服比、高强度和高韧性的钢板及 其制造方法以及使用该钢板的高强度焊接钢管。
[0028] 用于解决问题的方法
[0029] 本发明人为了解决上述问题，对钢板的制造方法、特别是控制轧制以及控制轧制 后的加速冷却和之后的再加热这样的制造工艺进行了深入的研究。结果，本发明人发现，通 过控制轧制条件而仅在钢板表层部生成多边形铁素体并且使钢板表层部的贝氏体软质化， 具有能够在不会大幅降低强度的情况下得到高变形性能和高伸长率特性的可能性，从而得 到了以下的见解。
[0030] (a)在加速冷却过程中钢板发生贝氏体相变的过程中，即在存在未相变奥氏体 (non-transformed austenite)的温度范围内停止加速冷却，然后，从高于贝氏体相变的结 束温度（以下称为Bf点）的温度开始进行再加热，使钢板的金属组织成为在贝氏体相中均 匀地生成有硬质的岛状马氏体的组织，由此能够实现低屈服比化。
[0031] (b)通过在钢成分中适量添加作为奥氏体稳定化元素的Mn,未相变奥氏体变得稳 定，因此，即使不大量添加 Cu、Ni、Mo等淬透性提高元素，也能够生成硬质的MA。
[0032] (c)通过在奥氏体未再结晶温度范围的900°C以下施加累积轧制率为50%以上的 轧制，能够使MA均匀且微细地分散，从而能够在保持低屈服比的同时提高均匀伸长率。
[0033] (d)通过适当地控制上述（c)的奥氏体未再结晶温度范围内的轧制条件、和上 述（a)的再加热条件这两者，能够控制MA的形状。即，能够将MA的大小以圆当量直径 (equivalent circle diameter)的平均值计微细化至3. Oiim以下。其结果，即使经受对于 现有钢而言由于时效而产生屈服比的劣化等的热历程，MA的分解也少，在时效后也能够保 持期望的组织形态及特性。
[0034] (e)通过从距钢板表面和背面5mm以内的表层部的温度为（Ar3相变点温度_60°C) 以上且Ar 3相变点以下的温度开始钢板的冷却，能够以适当的面积率在距表面和背面5mm 以内的表层部生成多边形铁素体。其结果，能够降低上述表层部的硬度，从而能够确保高伸 长率特性。
[0035] (f)通过以200°C /秒以下的冷却速度进行第一段冷却直至钢板温度达到600°C以 下，能够使表层部的贝氏体组织软质化。其结果，能够降低钢板表层部的硬度，从而能够确 保高伸长率特性。
[0036] 本发明是在上述见解的基础上进一步进行研究而完成的，本发明的主旨如下。
[0037] [1] -种低屈服比高强度钢板，其特征在于，
[0038] 成分组成为：以质量％计含有C :0? 03?0? 08%、Si :0? 01?L 0%、Mn :1. 2? 3. 0%、P :0. 015% 以下、S :0. 005% 以下、Al :0. 08% 以下、Nb :0. 005 ?0. 07%、Ti :0. 005 ? 0. 025%、N :0. 010%以下、0 :0. 005%以下，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
[0039] 金属组织为包含贝氏体和岛状马氏体、并且在距表面和背面5mm以内的表层部中 还包含多边形铁素体的组织，所述岛状马氏体的面积百分率为3?15%且圆当量直径为 3. 0 y m以下，所述多边形铁素体在所述表层部中的面积百分率为10 %以上且小于80 %，余 量为所述贝氏体，
[0040] 板厚方向的硬度的偏差以维氏硬度计为AHV30以下，板宽方向的硬度的偏差以 维氏硬度计为AHV30以下，钢板表层部的最高硬度以维氏硬度计为HV230以下，
[0041] 所述钢板在使用GOST标准中规定的形状的试验片的全厚度拉伸试验中的屈服比 为85%以下、伸长率为22%以上。
[0042] [2]如[1]所述的低屈服比高强度钢板，其特征在于，成分组成为：以质量％计还 含有选自Cu :0? 5%以下、Ni :1%以下、Cr :0? 5%以下、Mo :0? 5%以下、V :0? 1%以下、Ca : 0. 0005?0. 003%、B :0. 005%以下中的一种以上。
[0043] [3] -种低屈服比高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有[1]或[2]所述成 分组成的钢加热至1000?1300°c的温度，将在900°C以下的累积轧制率设定为50%以上， 在Ar 3相变点以上的温度下结束热轧，从距表面和背面5mm以内的表层部为（Ar3相变点温 度-60°C )以上且Ar3相变点以下的温度开始冷却，以钢板表面温度计以200°C /秒以下的 冷却速度冷却至600°C以下，以钢板平均温度计以15°C /秒以上的冷却速度冷却至450°C 以上且650°C以下，然后，立刻以钢板表面温度计以I. (TC /秒以上的升温速度再加热至 550 ?750 °C。
[0044] [4] -种高强度焊接钢管，其特征在于，在使用GOST标准中规定的形状的试验片 的全厚度拉伸试验中的屈服比为90%以下、伸长率为20%以上，而且即使在250°C以下的 温度下实施30分钟以下的应变时效处理后，屈服比也为90%以下、伸长率也为20%以上， 所述钢管如下得到：将[1]或[2]所述的钢板成形为筒状，将其对接部从内外表面各焊接1 层，然后以〇. 4%以上且2. 0%以下的扩管率进行扩管处理。
[0045] 发明效果
[0046] 根据本发明，能够在不使焊接热影响部的韧性劣化或不添加大量的合金元素的情 况下制造耐应变时效特性（应变时效：strain ageing)优良的具有低屈服比、高强度和高 韧性的钢板。因此，能够大量稳定地制造主要用于管线管的钢板，从而能够显著地提高生产 率及经济性。另外，能够使用该钢板制造耐压曲性能和伸长率特性优良的高强度焊接钢管， 因此在产业上极为有用。
【专利附图】
【附图说明】
[0047] 图1是示意地表示在本发明的加速冷却以后的钢板的热历程的图，实线表示钢板 的平均温度，点划线表示钢板的表面温度。
【具体实施方式】
[0048] 以下，对本发明的各构成要素的限定理由进行说明。
[0049] 1.关于成分组成
[0050] 首先，对规定本发明的钢的成分组成的理由进行说明。需要说明的是，成分％全部 是指质量％。
[0051] C :0.03 ?0.08%
[0052] C是以碳化物的形式有助于析出强化、并且对于MA生成而言重要的元素。C量小 于0. 03%时，对MA的生成而言不充分，而且无法确保充分的强度。C量超过0. 08%时，使母 材韧性以及焊接热影响部（HAZ)韧性劣化。因此，C量设定为0.03?0.08%的范围。优选 C量为0. 04?0. 06%的范围。
[0053] Si :0.01 ?1.0%
[0054] Si是为了脱氧而含有的。Si量小于0.01%时，脱氧效果不充分，超过1.0%时，韧 性、焊接性劣化。因此，Si量设定为0.01?1.0%的范围。优选Si量为0.01?0.3%的 范围。
[0055] Mn :1. 2 ?3.0%
[0056] Mn是为了提高强度、韧性和淬透性、促进MA生成而含有的。Mn量小于1. 2%时，该 效果不充分，超过3. 0%时，韧性以及焊接性劣化，因此，Mn量设定为1. 2?3. 0%的范围。 不管成分和制造条件的变动如何，为了稳定地生成MA，Mn量优选为1. 8?3. 0%的范围。
[0057] P :0.015% 以下
[0058] 本发明中，P为不可避免的杂质，规定其量的上限。P的含量多时，中央偏析显著， 母材韧性劣化，因此，P量设定为0. 015%以下。进一步优选的P量为0. 010%以下。
[0059] S :0.005% 以下
[0060] 本发明中，S为不可避免的杂质，规定其量的上限。S的含量多时，MnS的生成量显 著增加，母材的韧性劣化，因此，S量设定为0. 005%以下。进一步优选的S量为0. 002%以 下。
[0061] Al :0.08 % 以下
[0062] Al作为脱氧剂含有。Al量超过0.08%时，钢的洁净度降低，韧性劣化，因此，Al 量设定为0.08%以下。优选Al量为0.01?0.08%的范围。进一步优选Al量为0.01? 0. 05%的范围。
[0063] Nb :0? 005 ?0? 07%
[0064] Nb是通过组织的微细粒化而使韧性提高、并且通过提高固溶Nb的淬透性而有助 于强度升高的元素。该效果通过0.005%以上的Nb量显现。但是，Nb量超过0.07%而含有 时，焊接热影响部的韧性劣化，因此，Nb量设定为0.005?0.07 %的范围。进一步优选Nb 量为0. 01?0. 05%的范围。
[0065] Ti :0? 005 ?0? 025%
[0066] Ti是通过TiN的钉扎效果而抑制钢坯加热时的奥氏体的粗大化从而提高母材韧 性的重要元素。该效果通过0.005%以上的Ti量显现。但是，Ti量超过0.025%时，焊接热 影响部的韧性劣化，因此，Ti量设定为0. 005?0. 025%的范围。从焊接热影响部的韧性的 观点出发，优选Ti量为0.005%以上且小于0.02%的范围。进一步优选Ti量为0.007? 0. 016%的范围。
[0067] N :0.010% 以下
[0068] N作为不可避免的杂质对待，但N量超过0. 010%时，焊接热影响部韧性劣化，因 此，N量设定为0.010%以下。优选N量为0.007%以下。进一步优选N量为0.006%以下。
[0069] 0:0.005% 以下
[0070] 本发明中，0为不可避免的杂质，规定其量的上限。0导致粗大且对韧性产生不良 影响的夹杂物的生成，因此，〇量设定为〇. 005%以下。进一步优选0量为0. 003%以下。
[0071] 以上为本发明的基本成分。为了进一步改善钢板的强度及韧性并且提高淬透性， 促进MA的生成，可以含有以下所示的Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ca、B中的一种以上。
[0072] Cu :0.5 % 以下
[0073] 通过添加 Cu而有助于提高钢的淬透性，因此，可以添加 Cu。为了得到该效果，优选 添加0. 05 %以上的Cu。但是，将Cu量设定为0. 5 %以上时，产生韧性劣化，因此，在添加 Cu 的情况下，优选将Cu量设定为0. 5%以下。进一步优选的Cu量为0. 4%以下。
[0074] Ni :1% 以下
[0075] 通过添加 Ni而有助于提高钢的淬透性，特别是即使大量添加也不会产生韧性的 劣化，因此，对强韧化有效，因而可以添加。为了得到该效果，优选添加0.05%以上的Ni。但 是，由于Ni为高价元素，因此，在添加 Ni的情况下，优选将Ni量设定为1 %以下。进一步优 选Ni量为0. 4%以下。
[0076] Cr :0.5 % 以下
[0077] Cr与Mn同样地是对于即使在低C下也能得到充分的强度而言有效的元素，因此， 可以添加 Cr。为了得到该效果，优选添加0. I %以上的Cr,但过量添加时，焊接性劣化，因此 在添加的情况下，优选将Cr量设定为0. 5%以下。进一步优选Cr量为0. 4%以下的范围。
[0078] Mo :0.5 % 以下
[0079] Mo是提高淬透性的元素，是通过MA生成、强化贝氏体相而有助于强度升高的元 素，因此，可以添加 Mo。为了得到该效果，优选添加0.05 %以上。但是，添加超过0.5 %的 Mo时，会导致焊接热影响部的韧性劣化，因此，在添加的情况下，优选将Mo量设定为0. 5% 以下，进一步优选Mo量为0. 3%以下。
[0080] V :0.1 % 以下
[0081] V是提高淬透性而有助于强度升高的元素，因此，可以添加 V。为了得到该效果，优 选添加0. 005%以上的V，但添加超过0. 1 %的V时，焊接热影响部的韧性劣化，因此，在添加 的情况下，优选将V量设定为0. 1 %以下。进一步优选V量为0.06%以下。
[0082] Ca :0? 0005 ?0? 003%
[0083] Ca是控制硫化物类夹杂物的形态而改善韧性的元素，因此，可以添加 Ca。Ca量为 0. 0005%以上时显现该效果，超过0. 003%时，效果饱和，反而使洁净度降低，使韧性劣化， 因此，在添加的情况下，优选将Ca量设定为0. 0005?0. 003%的范围。进一步优选Ca量为 0? 001?0? 003%的范围。
[0084] B :0.005% 以下
[0085] B是有助于强度升高、焊接热影响部的韧性改善的元素，因此，可以添加 B。为了得 到该效果，优选添加〇. 0005%以上的B，但添加超过0. 005%的B时，会使焊接性劣化，因此， 在添加的情况下，优选将B量设定为0. 005%以下。进一步优选B量为0. 003%以下。
[0086] 需要说明的是，通过对Ti量与N量之比、即Ti/N进行优化，能够通过TiN粒子抑 制焊接热影响部的奥氏体粗大化，能够得到良好的焊接热影响部的韧性。因此，Ti/N优选 设定为2?8的范围，进一步优选设定为2?5的范围。
[0087] 本发明的钢板中的上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。但是，只要为不 损害本发明的作用效果的范围，则可以含有上述以外的元素。例如，从改善韧性的观点出 发，可以含有Mg :0. 02%以下和/或REM(稀土金属）：0. 02%以下。
[0088] 接着，对本发明的金属组织进行说明。
[0089] 2.关于金属组织
[0090] 本发明中，形成以贝氏体与岛状马氏体的双相组织作为主体、在距表面和背面5_ 以下的区域（表层部）成为多边形铁素体、贝氏体与岛状马氏体的三相组织这样的金属组 织。
[0091] 通过以贝氏体中含有硬质的MA的双相组织作为主体，实现了低屈服比化、高均匀 伸长率化和高强度化。另外，通过在距表面和背面5_以内的表层部形成还含有多边形铁 素体的三相组织，实现了高均匀伸长率化和高伸长率化。
[0092] 在将钢板和钢管应用于受到大变形的地震地带等时，有时除了要求低屈服比化之 外还要求高均匀伸长率性能和伸长率性能。在如上所述的软质的多边形铁素体、贝氏体与 硬质的MA的多相组织中，软质相承担变形。另外，通过将板厚方向及板宽方向的硬度偏差 抑制为约A HV30以下，并且将钢板的表层部的最高硬度抑制为约HV230以下，在钢板的使 用GOST标准中规定的形状的试验片的全厚度拉伸试验中，能够实现22%以上的高伸长率 化。
[0093] 金属组织中的M的比例以M的面积百分率（由轧制方向、板宽方向等的钢板的 任意截面中这些MA的面积的比例的平均值算出）计设定为3?15%。MA的面积百分率小 于3%时，有时对于实现低屈服比化而言不充分，另外，超过15%时，有时使母材韧性劣化。
[0094] 另外，从低屈服比化、高均匀伸长率化以及母材韧性的观点出发，优选使MA的面 积百分率为5?15 %。另外，M的面积百分率是相对于钢的组织整体的比例。
[0095] 对于MA而言，例如用3%硝酸乙醇溶液（nital :硝酸酒精溶液）对钢板进行腐蚀 后，进行电解腐蚀并观察时，能够容易地辨别。利用扫描型电子显微镜（SEM)观察钢板的显 微组织时，MA作为白色浮起的部分被观察到。
[0096] 另外，关于MA的面积百分率，例如可以通过对利用扫描型电子显微镜（SEM)观察 得到的至少4个视野的显微组织照片进行图像处理，由MA所占的这些面积率的平均值算 出。
[0097] 另外，从确保母材的韧性并提高均匀伸长率的观点出发，M的圆当量直径设定为 3. 0 ii m以下。这是由于，MA的圆当量直径超过3. 0 ii m时，有时会使母材韧性劣化。
[0098] 另外，MA的圆当量直径可以如下求得：对通过SEM观察得到的显微组织进行图像 处理，对各个MA求出面积与各个MA相同的圆的直径，求出这些直径的平均值，作为MA的圆 当量直径。
[0099] 本发明中，为了在不大量添加 Cu、Ni、Mo等高价的合金元素的情况下生成MA，添加 Mn、Si。由此，重要的是使未相变奥氏体稳定化，抑制再加热、之后的空冷中的珠光体相变、 渗碳体生成。
[0100] 本发明中的MA以及表面和背面下的多边形铁素体生成的机制大致如下。详细的 制造条件如后所述。
[0101] 将钢坯加热后，在奥氏体区结束轧制，然后从仅略低于ArJg变温度的温度开始加 速冷却。
[0102] 在贝氏体相变过程中即存在未相变奥氏体的温度范围内结束加速冷却，然后，从 高于贝氏体相变的结束温度（Bf点）的温度开始进行再加热，然后进行冷却，在该制造工艺 中，其显微组织的变化如下。
[0103] 加速冷却结束时的显微组织为表面和背面下的多边形铁素体、贝氏体和未相变奥 氏体。然后，从高于Bf点的温度开始进行再加热，由此发生从未相变奥氏体向贝氏体的相 变，但贝氏体的C可固溶量少，因此C向周围的未相变奥氏体排出。
[0104] 因此，随着再加热时的贝氏体相变的进行，未相变奥氏体中的C量增加。此时，含 有一定量以上的作为奥氏体稳定化元素的Cu、Ni等时，即使在再加热结束时也会残留富集 有C的未相变奥氏体，通过再加热后的冷却而相变为MA，最终得到在贝氏体组织中生成有 M的组织、在表层和背层下还包含多边形铁素体的组织。
[0105] 将表层部中的多边形铁素体的面积百分率设定为10%以上且小于80%。这是由 于，表层部中的多边形铁素体的面积百分率小于10%时，钢板的表层硬度超过HV230而变 得过硬，有时伸长率小于22%。另外，表层部中的多边形铁素体的面积百分率为80%以上 时，钢板的强度变得过低。
[0106] 本发明中，在加速冷却后从存在未相变奥氏体的温度范围开始进行再加热是重要 的。再加热开始温度为Bf点以下时，贝氏体相变结束，不存在未相变奥氏体，因此，需要在 高于Bf?点的温度开始再加热。
[0107] 另外，关于再加热后的冷却，由于不会对MA的相变产生影响，因此没有特别规定， 但基本上优选为空冷。本发明中，使用添加有一定量的Mn的钢，在贝氏体相变过程中停止 加速冷却，接着立刻进行再加热，由此可以在不降低制造效率的情况下生成硬质的MA。 [0108] 另外，本发明的钢板中，金属组织是在贝氏体相中均匀地含有一定量的MA、并且在 距表面和背面5_以内的表层部中还包含多边形铁素体的组织，但以不损害本发明的作用 效果的程度含有其他组织、析出物的情况也包括在本发明的范围内。
[0109] 具体而言，在混合存在有珠光体、渗碳体等中的一种或两种以上的情况下，强度降 低。但是，在多边形铁素体、贝氏体以及MA以外的组织的面积百分率低的情况下，可以忽视 强度降低的影响，因此，如果以相对于组织整体的合计面积百分率计为3%以下，则可以含 有一种以上的珠光体、渗碳体等作为多边形铁素体、贝氏体与MA这三种以外的金属组织。
[0110] 以上所述的金属组织可以使用上述组成的钢通过以下所述的方法制造而得到。
[0111] 3.关于制造条件
[0112] 优选将具有上述组成的钢用转炉、电炉等熔炼装置通过常规方法进行熔炼，并通 过连铸法或铸锭-开坯法等根据常规方法制成钢坯等钢原材。另外，关于熔炼方法、铸造方 法，不限于上述方法。然后，乳制成期望的形状，在轧制后，进行冷却以及加热。
[0113] 需要说明的是，在本发明中，只要没有特别说明，则冷却开始温度采用钢板表面温 度，冷却速度、冷却停止温度采用钢板表面温度和钢板平均温度这两者。其他温度、例如钢 坯加热温度、控制轧制开始温度、控制轧制结束温度、再加热中的再加热温度等温度设定为 钢板平均温度。
[0114] 在此，钢板平均温度由钢坯或钢板的表面温度并考虑到板厚、导热率等参数通过 计算而求得。另外，冷却速度是用热轧结束后直到冷却结束温度（450?650°C)为止的冷 却所需的温度差除以进行该冷却所需的时间而得到的平均冷却速度。
[0115] 另外，升温速度是用冷却后直到再加热温度（550?750°C )为止的再加热所需的 温度差除以进行再加热所需的时间而得到的平均升温速度。以下，对各制造条件进行详细 说明。
[0116] 另外，Ar3温度使用通过以下的式子计算的值。
[0117] Ar3 (°C ) = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
[0118] 其中，元素符号表示各元素的质量％。
[0119] 加热温度：1000 ?1300°C
[0120] 加热温度低于l〇〇〇°C时，碳化物的固溶不充分，不能得到所需的强度，超过 1300°C时，母材韧性劣化，因此，将加热温度设定为1000?1300°C的范围。
[0121] 轧制结束温度41~3温度以上
[0122] 乳制结束温度低于Ar3温度时，之后的铁素体相变速度降低，因此，C向再加热时 的未相变奥氏体的富集变得不充分，不会生成MA。因此，将轧制结束温度设定为Ar 3温度以 上。
[0123] 900°C以下的累积轧制率：50%以上
[0124] 900°C以下的温度范围相当于奥氏体未再结晶温度的低温范围。通过使该温度范 围内的累积轧制率为50 %以上，能够使奥氏体晶粒微细化。由此，之后在原奥氏体晶界生成 的MA的生成位点增加，有助于抑制MA的粗大化。
[0125] 900°C以下的累积轧制率小于50%时，生成的MA的圆当量直径超过3. 0 ii m，因此， 有时均匀伸长率降低或母材的韧性降低。因此，将900°C以下的累积轧制率设定为50%以 上。
[0126] 将在本发明的加速冷却中的钢板平均温度下的冷却曲线以及在钢板表面的冷却、 加热曲线的概略图示于图1。
[0127] 冷却开始温度以钢板表面温度计设定为（Ar3相变点温度_60°C )以上且Ar3相变 点以下。该条件在本发明中是重要的制造条件之一。通过将轧制结束后的加速冷却开始温 度以钢板表面温度计设定为Ar 3相变点以下且（Ar3相变点温度-60°C )以上，能够在距钢 板的表面和背面5mm以内的表层部中生成面积百分率为10%以上且小于80%的多边形铁 素体。由此，能够使钢板表层部的最高硬度为HV230以下。由此，在使用GOST标准中规定 的形状的试验片的全厚度拉伸试验中，能够使钢板的伸长率值为22%以上。
[0128] 钢板的冷却条件以钢板表面温度计分别设定为冷却速度200°C /秒以下、冷却停 止温度600°C以下。
[0129] 通过以冷却速度为200°C /秒以下、冷却停止温度为600°C以下的方式实施冷 却，钢板表层部的贝氏体组织发生软质化，能够使钢板表层部的最高硬度以维氏硬度计为 HV230以下，进而，能够将板厚方向及板宽方向的硬度的偏差抑制为AHV30以下。这样，通 过使板厚、板宽方向的硬度的偏差为AHV30以下、使表层的最高硬度为HV230以下，能够抑 制钢板的伸长率的偏差和伸长率的降低，能够稳定地确保伸长率22%以上。
[0130] 另外，将钢板的屈服比设定为85%以下、将伸长率设定为22%以上是出于如下理 由。如果考虑到伴随钢板和钢管的成形应变产生的材质变化，则为了在钢管中确保屈服比 90%以下、伸长率20%以上，需要在钢板阶段以屈服比85%以下、伸长率22%以上作为目 标。
[0131] 将冷却停止温度以钢板表面温度计设定为600°C以下是为了使钢板表面达到贝氏 体相变的开始温度以下，以钢板表面温度计优选设定为200?500°C。由此，距钢板表面和 背面5mm以内的表层部的金属组织成为多边形铁素体与贝氏体与MA的三相组织。另外，冷 却速度的下限优选设定为50°C /秒。
[0132] 以钢板平均温度计的冷却速度为15°C /秒以上。
[0133] 冷却速度小于15°C /秒时，在冷却时生成珠光体，因此，不能得到充分的强度和低 屈服比。因此，以钢板平均温度计的冷却速度设定为15°C /秒以上。
[0134] 本发明中，通过加速冷却而过冷至贝氏体相变区，可以在之后的再加热时不进行 温度保持的情况下，在再加热时完成贝氏体相变。
[0135] 以钢板平均温度计的冷却停止温度设定为450?650°C。
[0136] 该工艺在本发明中是重要的制造条件。本发明中，再加热后存在的富集有C的未 相变奥氏体在之后的空冷时相变为MA。
[0137] 即，需要在贝氏体相变过程中的存在未相变奥氏体的温度范围内停止冷却。冷却 停止温度低于450°C时，贝氏体相变完成，因此，在空冷时不会生成MA，不能实现低屈服比 化。超过650°C时，C被冷却中析出的珠光体消耗，不会生成MA。因此，将加速冷却停止温 度设定为450?650°C。从确保在赋予更良好的强度和韧性的方面优选的MA面积百分率的 观点出发，优选加速冷却停止温度为500?600°C。关于该加速冷却，可以使用任意的冷却 设备。
[0138] 在加速冷却停止后，立刻以钢板表面温度计以I. (TC /秒以上的升温速度再加热 至550?750°C的温度。
[0139] 在此，在加速冷却停止后立刻再加热是指，在加速冷却停止后在120秒以内以 I. (TC /秒以上的升温速度进行再加热。
[0140] 该工艺在本发明中也是重要的制造条件。在上述加速冷却后的再加热时未相变奥 氏体相变为贝氏体，随之，C向残留的未相变奥氏体排出。另外，该富集有C的未相变奥氏 体在再加热后的空冷时相变为MA。
[0141] 为了得到MA，需要在加速冷却后从高于Bf点的温度开始再加热至550?750°C的 温度范围。
[0142] 升温速度小于I. (TC /秒时，需要长时间达到目标再加热温度，因此制造效率变 差，而且有时会导致MA的粗大化，无法得到充分的低屈服比、韧性或者均匀伸长率。该机制 尚不明确，但可以如下考虑。即，可以认为通过将再加热的升温速度增大至I. (TC /秒以上， 抑制C富集区域的粗大化，再加热后的冷却过程中生成的MA的粗大化得到抑制。
[0143] 再加热温度低于550°C时，不会充分发生相变，C向未相变奥氏体的排出变得不充 分，不会生成足够的MA，不能实现低屈服比化。再加热温度超过750°C时，由于贝氏体的软 化而无法得到充分的强度。因此，将再加热的温度范围设定为550?750°C的范围。
[0144] 本发明中，在加速冷却后从存在未相变奥氏体的温度范围开始进行再加热是重要 的。该再加热中，再加热开始温度为Bf点以下时，贝氏体相变结束，不存在未相变奥氏体， 因此，需要在高于Bf?点的温度开始再加热。
[0145] 为了使C确实地向未相变奥氏体富集，优选从再加热开始温度起升温50°C以上。 在再加热温度下，无需特别设定温度保持时间。
[0146] 如果使用本发明的制造方法，则即使在再加热后立刻冷却，也可得到足够的MA，因 此，能够实现低屈服比化、高均匀伸长率化。但是，为了进一步促进C向未相变奥氏体的扩 散，确保MA体积百分率，可以在再加热时进行30分钟以内的温度保持。
[0147] 进行超过30分钟的温度保持时，有时会在贝氏体相中引起恢复而使强度降低。另 夕卜，优选再加热后的冷却基本上为空冷。
[0148] 作为用于进行加速冷却后的再加热的设备，可以在用于进行加速冷却的冷却设备 的下游侧设置加热装置。作为加热装置，优选使用能够进行钢板的快速加热的气体燃烧炉 或感应加热装置。
[0149] 如上所述，本发明中，首先在奥氏体未再结晶温度范围的900°C以下施加累积轧制 率为50%以上的轧制。由此，通过奥氏体晶粒的微细化而增加 MA生成位点，能够使MA均匀 且微细地分散，对于钢板而言能够确保85%以下的低屈服比，对于钢管而言能够确保90% 以下的低屈服比。
[0150] 另外，本发明中，通过增大加速冷却后的再加热的升温速度，抑制MA的粗大化，使 MA的圆当量直径微细化至3.0iim以下。另外，通过在（Ar3相变点温度-60°C)以上且Ar3 相变点以下开始冷却，在距表面和背面5_以内的表层部中生成多边形铁素体，进而，通过 以200°C /秒以下的钢板表面的冷却速度冷却至钢板表面温度为600°C以下，能够使表层部 的贝氏体软质化，在使用GOST标准中规定的形状的试验片的全厚度拉伸试验中，对于钢板 而言能够确保22%以上的伸长率，对于钢管而言能够确保20%以上的伸长率。
[0151] 由此，即使经受对于现有钢而言由于应变时效而使特性劣化这样的热历程，在本 发明钢中MA的分解也少，能够维持以贝氏体与MA的双相组织作为主体、在距表面和背面 5mm以内的表层部中由多边形铁素体、贝氏体与MA的三相组织构成的规定的金属组织。
[0152] 其结果，本发明中，即使经过250°C下30分钟这样的、与通常的钢管的涂布工序中 的高温和长时间相当的热历程，也能够抑制由应变时效引起的屈服应力（YS)升高、与此相 伴的屈服比的升高、均匀伸长率的降低，即使经受对于现有钢而言由于应变时效而使特性 劣化这样的热历程，对于本发明钢而言也能够确保钢板及钢管中规定的材质。
[0153] 另外，在使用本发明的钢板制造钢管的情况下，可以将本发明的钢板成形为筒状， 并将其对接部从内外表面各焊接1层。然后，以〇. 4?2. 0%的扩管率实施扩管加工，由此 能够得到具有良好的圆度的钢管。
[0154] 实施例1
[0155] 将表1所示的成分组成的钢（钢种类A?J)通过连铸法制成钢坯，制造板厚20mm、 28謹及33謹的厚钢板（No. 1?17)。
[0156]
【权利要求】
1. 一种低屈服比高强度钢板，其特征在于， 成分组成为：以质量％计含有C :0? 03?0? 08%、Si :0? Ol?I. 0%、Mn :1. 2?3. 0%、 P :0? 015 % 以下、S :0? 005 % 以下、Al :0? 08 % 以下、Nb :0? 005 ?0? 07 %、Ti :0? 005 ? 0. 025%、N :0. 010%以下、O :0. 005%以下，且余量由Fe和不可避免的杂质构成， 金属组织为包含贝氏体和岛状马氏体、并且在距表面和背面5mm以内的表层部中还包 含多边形铁素体的组织，所述岛状马氏体的面积百分率为3?15%且圆当量直径为3. 0 y m 以下，所述多边形铁素体在所述表层部中的面积百分率为10%以上且小于80%，余量为所 述贝氏体， 板厚方向的硬度的偏差以维氏硬度计为AHV30以下，板宽方向的硬度的偏差以维氏 硬度计为AHV30以下，钢板表层部的最高硬度以维氏硬度计为HV230以下， 所述钢板在使用GOST标准中规定的形状的试验片的全厚度拉伸试验中的屈服比为 85%以下、伸长率为22%以上。
2. 如权利要求1所述的低屈服比高强度钢板，其特征在于，成分组成为：以质量％计还 含有选自Cu :0? 5%以下、Ni :1%以下、Cr :0? 5%以下、Mo :0? 5%以下、V :0? 1%以下、Ca : 0. 0005?0. 003%、B :0. 005%以下中的一种以上。
3. -种低屈服比高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或2所述成 分组成的钢加热至1000?1300°C的温度，将在900°C以下的累积轧制率设定为50%以上， 在Ar 3相变点以上的温度下结束热轧，从距表面和背面5mm以内的表层部为（Ar3相变点温 度-60°C )以上且Ar3相变点以下的温度开始冷却，以钢板表面温度计以200°C /秒以下的 冷却速度冷却至600°C以下，以钢板平均温度计以15°C /秒以上的冷却速度冷却至450°C 以上且650°C以下，然后，立刻以钢板表面温度计以I. (TC /秒以上的升温速度再加热至 550 ?750 °C。
4. 一种高强度焊接钢管，其特征在于，在使用GOST标准中规定的形状的试验片的全厚 度拉伸试验中的屈服比为90%以下、伸长率为20%以上，而且即使在250°C以下的温度下 实施30分钟以下的应变时效处理后，屈服比也为90%以下、伸长率也为20%以上，所述钢 管如下得到：将权利要求1或2所述的钢板成形为筒状，将其对接部从内外表面各焊接1 层，然后以〇. 4%以上且2. 0%以下的扩管率进行扩管处理。
【文档编号】B23K9/23GK104220624SQ201380018079
【公开日】2014年12月17日 申请日期:2013年3月29日 优先权日:2012年3月29日
【发明者】岛村纯二, 西村公宏 申请人:杰富意钢铁株式会社