低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法

低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法【专利摘要】本发明提供一种与轧制方向成30度方向的YS为480MPa以上，板宽方向的拉伸强度为600MPa以上，vTrs为－80℃以下，并且屈服比为85%以下的低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板。该钢板如下得到，形成如下组成：以质量%计含有C：0.03～0.10%、Si：0.10～0.50%、Mn：1.4～2.2%、Al：0.005～0.10%、Nb：0.02～0.10%、Ti：0.001～0.030%、Mo：0.05～0.50%、Cr：0.05～0.50%、Ni：0.01～0.50%，并优选Moeq满足1.4～2.2%的范围，并且形成如下组织：以平均粒径为10μm以下的贝氏体铁素体作为主相，含有以面积率计为1.4～15%的长宽比：小于5.0的块状马氏体作为第二相。块状马氏体的尺寸优选最大为5.0μm以下，平均为0.5～3.0μm。【专利说明】低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法【
技术领域：
】[0001]本发明涉及一种适合作为用于管线钢管(Iinepipe)的螺旋钢管(spiralsteelpipe)或电焊钢管(electricresistanceweldedsteelpipe)的原材的低屈服比高强度热轧钢板(lowyieldratioandhigh-strengthhotrolledsteelsheet)及其制造方法，特别涉及防止造管后的屈服强度(yieldstrength)下降的同时稳定确保低屈服比和优良的低温韧性(lowtemperaturetoughness)。[0002]此处所谓的“高强度”是指与轧制方向成30度方向的屈服强度(yieldstrength)为480MPa以上、板宽方向的拉伸强度(tensilestrength)为600MPa以上的情况。此外，“低温韧性”是指夏比冲击试验的断裂转变温度vTrs为一80°C以下、进一步优选为一95°C以下的情况。此外，“低屈服比”是指显示出连续屈服型的应力应变曲线并且屈服比为85%以下的情况。此外，“钢板(steelsheet)”包括钢板(steelplate)和钢带(steelstrip)。[0003]另外，之所以将与轧制方向成30度方向的屈服强度规定为480MPa以上，其原因在于螺旋钢管的周向与热轧钢板的轧制方向大约成30度方向，从而提高了螺旋钢管周向的屈服强度。【
背景技术：
】[0004]将钢板卷成螺旋状的同时进行造管的螺旋钢管，由于可以有效地制造粗直径的钢管，因此，近年来大多用作输送原油(crudeoil)、天然气(naturalgas)的管线钢管用途。特别是进行长距离输送(long-distancetransportation)的管道,要求提高输送效率(transportationefficiency)而高压化，另外油井(oilwell)、气井(gaswell)大多位于寒冷地区(verycoldland)，或者多经过寒冷地区。因此，使用的管线钢管要求高强度化、高韧性化。另外，从抗弯性(bucklingresistance)、抗震性(earthquakeprotection)的观点考虑，管线钢管要求为低屈服比。螺旋钢管的管长度方向的屈服比，几乎不随造管而变化，与作为原材的热轧钢板的屈服比基本一致。因此，为了使螺旋钢管制的管线钢管低屈服比化，必须降低作为原材的热轧钢板的屈服比。[0005]针对这样的要求，例如，专利文献I中记载了一种低温韧性优良的低屈服比高张力管线钢管用热轧钢板的制造方法。在专利文献I记载的技术中，将以重量％计含有C:0.03~0.12%,S1:0.50%以下、Mn:1.70%以下、Al:0.070%以下、并且还含有Nb:0.01~0.05%,V:0.01~0.02%,Ti:0.01~0.20%中的至少一种的钢坯加热至1180~1300°C后，在粗轧结束温度:950~1050°C、精轧结束温度:760~800°C的条件下进行热轧，以5~200C/秒的冷却速度进行冷却，在直至达到670°C的期间开始空气冷却，保持5~20秒，接着以20°C/秒以上的冷却速度进行冷却，在500°C以下的温度下卷取，形成热轧钢板。根据专利文献I中记载的技术，可以制造拉伸强度为60kg/mm2以上(590MPa)并且具有85%以下的低屈服比和断裂转变温度(fracturetransitiontemperature)为一60°C以下的高韧性的热轧钢板。[0006]此外，在专利文献2中记载了一种高强度低屈服比钢管用热轧钢板的制造方法。专利文献2记载的技术为一种热轧钢板的制造方法，其中，将含有C:0.02~0.12%、Si:0.1~L5%,Mn:2.0%以下、Al:0.01~0.10%、并进一步含有Mo+Cr:0.1~1.5%的钢加热至1000~1300°C，在750~950°C的范围内结束热轧，以冷却速度:10~50°C/秒冷却至卷取温度(coilingtemperature),并在480~600°C的范围内进行卷取。根据专利文献2中记载的技术，没有进行从奥氏体温度范围开始的骤冷，可以得到如下热轧钢板，其以铁素体(ferrite)作为主体,具有以面积率计为I~20%的马氏体(martensite),具有85%以下的低屈服比，并且造管后的屈服强度的下降量小。[0007]此外，在专利文献3中记载了一种低温韧性优良的低屈服比电焊钢管的制造方法。在专利文献3记载的技术中，将下述组成的钢坯(slab)进行热轧，以5°C/秒以上的冷却速度冷却至500~650°C后进行卷取，在该温度范围内滞留10分钟以上后冷却至低于500°C的温度，形成热轧钢板，对该热轧钢板进行造管，制成电焊钢管，其中，所述钢坯的组成为:以质量％计含有C:0.01~0.09%,S1:0.50%以下、Mn:2.5%以下、Al:0.01~0.10%,Nb:0.005~0.10%，以满足Mn、S1、P、Cr、N1、Mo的含量关系式即Mneq为2.0以上的方式进一步含有Mo:0.5%以下、Cu:0.5%以下、N1:0.5%以下、Cr:0.5%以下中的I种或2种以上。根据专利文献3中记载的技术，可以制造一种电焊钢管，其具有如下组织:以贝氏体铁素体(bainiticferrite)作为主相，含有3%以上的马氏体和根据需要的1%以上的残余奥氏体(residualaustenite),断裂转变温度为一50°C以下，低温韧性优良，并且具有高塑性变形吸收能(plasticdeformationabsorptiveability)。[0008]此外，在专利文献4中记载了一种低屈服比高韧性的厚钢板。在专利文献4记载的技术中，优选将含有C:0.03~0.15%,S1:1.0%以下、Mn:1.0~2.0%、Al:0.005~0.060%,Ti:0.008~0.030%,N:0.0020~0.010%,O:0.010%以下的组成的钢坯加热至950~130CTC,使Ar3相变点(transformationtemperature)+100°C~Ar3相变点+15CTC的温度范围内的轧制率(rollingreduction)为10%以上，实施终轧温度为800~700°C的热轧，然后，在从终轧温度(finishrollingtemperature)到一50°C以内开始加速冷却(acceleratedcooling),以5~50°C/秒的平均冷却速度水冷至400~15CTC,然后,通过空气冷却，得到具有平均粒径为10~50μm的铁素体与分散有I~20面积％的岛状马氏体(martensiticislandsorM-Aconstituent)的贝氏体(bainite)的混合组织的低屈服比高韧性的厚钢板。[0009]现有技术文献[0010]专利文献[0011]专利文献1:日本特开昭63-227715号公报[0012]专利文献2:日本特开平10-176239号公报[0013]专利文献3:日本特开2006-299413号公报[0014]专利文献4:日本特开2010-59472号公报【
发明内容】[0015]发明所要解决的问题[0016]然而,专利文献I中记载的技术具有以下问题:必须将冷却速度(coolingrate)、冷却停止温度(coolingstoptemperature)等控制在规定的比较快的冷却范围内，特别是为了制造厚壁的热轧钢板，需要大规模的冷却设备等。此外，由专利文献I中记载的技术得到的热轧钢板，具有以软质的多边形铁素体(polygonalferrite)为主的组织，也存在难以获得所希望的高强度的问题。此外，关于专利文献2中记载的技术，如专利文献2的表2所示，仍然观察到造管后的屈服强度下降，存在有时无法满足近来增强钢管强度的要求的问题。[0017]此外，在专利文献3记载的技术中，由于平均冷却速度为5°C/秒以上，因而没有生成块状马氏体，无法获得本发明的效果，因此，存在以下问题:无法稳定地确保作为近来的寒冷地区规格的断裂转变温度vTrs为一80°C以下、进一步为一95°C以下的优良低温韧性。[0018]此外，关于专利文献4记载的技术得到的厚钢板，如专利文献4的表6所示，仅能够确保断裂转变温度vTrs至多为一30~一41°C左右的韧性，并且存在无法应对近来要求进一步提闻朝性的问题。[0019]本发明解决了这些以往技术的问题，其目的在于不实施复杂的热处理，并且不进行大规模的设备改造，提供一种适合作为钢管用原材、特别是螺旋钢管用的可以防止螺旋造管后的强度下降的低屈服比高韧性高强度热轧钢板。[0020]此处所谓的“高强度”是指与轧制方向成30度方向的屈服强度为480MPa以上、板宽方向的拉伸强度为600MPa以上的情况。另外，之所以将与轧制方向成30度方向的屈服强度规定为480MPa以上，其原因在于螺旋钢管的周向与热轧钢板的轧制方向成30度~40度方向，从而提高了螺旋钢管周向的屈服强度。[0021]此外，“高韧性”是指夏比冲击试验的断裂转变温度vTrs为一80°C以下、更优选为一95°C以下的情况。此外，“低屈服比”是指显示出连续屈服型的应力应变曲线并且屈服比为85%以下的情况。此外，“钢板”包括钢板和钢带。[0022]用于解决问题的方法[0023]为了实现上述目的，本发明人对涉及造管后的钢管强度(steelpipestrength)和钢管韧性(steelpipetoughness)的各种因素进行了深入研究。结果发现，由造管所产生的强度下降，是由于在压缩应力(compressivestress)作用的管内表面侧的包辛格效应(Bauschingereffect)导致的屈服强度下降、以及在拉伸应力作用的管外表面侧的屈服伸长率(yieldelongation)消失而造成的。[0024]因此，本发明人进行了更深入的研究，结果发现，通过使钢板的组织为以微细的贝氏体铁素体作为主相、并使硬质的块状马氏体(massivemartensite)微细分散在该贝氏体铁素体中的组织，可以防止造管后特别是螺旋造管后的强度下降，同时可以形成具有85%以下的低屈服比并兼具有优良韧性的钢管。还发现，由于形成这种组织，作为钢管原材的钢板的加工硬化能(workhardeningability)提高，因此,通过在造管时的管外表面侧的加工硬化获得强度的充分提升，可以抑制造管后、特别是螺旋造管后的强度下降，此外，通过微细分散块状马氏体，韧性也显著提高。[0025]本发明基于这种见解，并做了进一步的研究而完成。也就是说，本发明的要点如下所述。[0026](I)一种低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成:以质量%计含有C:0.03~0.10%、Si:0.10~0.50%、Mn:1.4~2.2%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005~0.10%、Nb:0.02~0.10%,Ti:0.001~0.030%,Mo:0.05~0.50%、Cr:0.05~0.50%、N1:0.01~0.50%,且余量由Fe和不可避免的杂质构成，[0027]并且具有如下组织:以贝氏体铁素体作为主相，含有以面积率计为1.4~15%的长宽比:小于5.0的块状马氏体作为第二相，[0028]所述贝氏体铁素体的平均粒径为10μm以下。[0029](2)如(I)所述的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，所述组成为下述(I)式定义的Moeq满足1.4~2.2%的范围的组成，[0030]Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(I)[0031](其中，Mn、N1、Cr、Mo:各元素的含量(质量％))。[0032](3)如(I)或(2)所述的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I种或2种以上。[0033](4)如(I)~(3)中任一项所述的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有Ca:0.0005~0.0050%。[0034](5)如(I)~(4)中任一项所述的低屈服比高强度热轧钢板，其特征在于，所述块状马氏体的尺寸最大为5.0μm以下，平均为0.5~3.0μm。[0035](6)—种低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材实施热轧工序、冷却工序、卷取工序而形成热轧钢板时，所述钢原材具有以质量％计含有C:0.03~0.10%,Si:0.10~0.50%、Mn:1.4~2.2%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005~0.10%、Nb:0.02~0.10%,T1:0.001~0.030%、Mo:0.05~0.50%,Cr:0.05~0.50%、N1:0.01~0.50%，且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，[0036]所述热轧工序如下:将所述`钢原材加热至加热温度:1050~130(TC，对该加热后的钢原材实施粗轧而形成薄板坯(sheetbar)，再对该薄板坯实施在930°C以下的温度范围内的累积轧制率:50%以上的精轧，形成热轧钢板，[0037]所述冷却工序如下:在精轧结束后立即开始冷却，进行以5~30°C/秒的板厚中央部的平均冷却速度冷却至600~450°C的温度范围的冷却停止温度，并进一步以2°C/秒以下的平均冷却速度从该冷却停止温度冷却至卷取温度，或者在所述冷却停止温度至卷取温度的温度范围内滞留20秒以上，[0038]所述卷取工序如下:在以表面温度计卷取温度:450°C以上的条件下进行卷取。[0039](7)如(6)所述的低屈服比高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述组成为下述(I)式定义的Moeq满足1.4~2.2%的范围的组成，[0040]Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(I)[0041](其中，Mn、N1、Cr、Mo:各元素的含量(质量％))。[0042](8)如(6)或(7)所述的低屈服比高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I种或2种以上。[0043](9)如(6)~(8)中任一项所述的低屈服比高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有Ca:0.0005~0.0050%。[0044]发明效果[0045]根据本发明，不实施特别的热处理，可容易并且廉价地制造特别适合作为螺旋钢管用原材的低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板，该热轧钢板在造管后的强度下降小，与轧制方向成30度方向的屈服强度为480MPa以上，板宽方向的拉伸强度为600MPa以上，夏比冲击试验的断裂转变温度vTrs为一80°C以下，并且具有屈服比为85%以下的低屈月艮比，在产业上产生了显著的效果。此外，根据本发明，还具有可以廉价并且容易地制造通过卷筒铺管船法(reelbargemethod)铺设的管线钢管、要求抗震性的管线钢管用电焊钢管的效果。此外，如果使用本发明中的低屈服比高强度热轧钢板作为原材，则还具有可以制造抗震性优良的建筑用构件(constructionmember)的高强度螺旋钢管桩的效果。【专利附图】【附图说明】[0046]图1是示意地表示块状马氏体的生成与热轧后的冷却中的二次冷却的关系的说明图。[0047]图2是表示块状马氏体的面积率与钢板的屈服比(YR)的关系的图。【具体实施方式】[0048]首先，对本发明热轧钢板的组成限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，则质量％仅记作％。[0049]C:0.03~0.10%[0050]C是作为碳化物析出，并通过析出强化(precipitationstrengthening)而有助于钢板的强度增加，同时通过晶粒的微细化而有助于提高钢板韧性的元素。此外，C具有使钢中固溶的奥氏体稳定化，并促进未相变奥氏体形成的作用。为了得到该效果，必须含有0.03%以上。另一方面,如果含量超过0.10%,则在晶界形成粗大的渗碳体(cementite)的倾向增强，韧性下降。因此，将C限定为0.03~0.10%的范围。另外，优选为0.04~0.09%。[0051]S1:0.10~0.50%[0052]Si通过固溶强化(solidsolutionstrengthening)而有助于增强钢板强度，同时，通过形成硬质第二相(例如，马氏体)而有助于屈服比下降。为了得到该效果，必须含有0.10%以上。另一方面，如果含量超过0.50%，则显著生成红锈(redscale)，钢板外观性状下降。因此，将Si限定为0.10~0.50%的范围。另外，优选为0.20~0.40%。[0053]Mn:1.4~2.2%[0054]Mn是通过固溶而提高钢的淬透性(hardenability),并且促进马氏体的生成，同时使贝氏体铁素体相比开始温度(transformationstarttemperatureofbainiticferrite)下降，并通过组织的微细化而有助于钢板韧性提高的元素。为了得到该效果，必须含有1.4%以上。另一方面，如果含量超过2.2%，则焊接热影响部的韧性下降。因此，将Mn限定为1.4~2.2%的范围。另外，从稳定生成块状马氏体的观点考虑，优选为1.6~2.0%。[0055]P:0.025%以下[0056]P通过固溶而有助于钢板强度的提高，但同时导致韧性下降。因此，在本发明中，P作为杂质，希望尽可能地减少，但是可以允许至0.025%。优选为0.015%以下。另外，由于过度的降低会导致精炼成本高涨，因此优选为约0.001%以上。[0057]S:0.005%以下[0058]S在钢中形成MnS等粗大的硫化物系夹杂物(sulfidesysteminclusion),使钢坯等产生裂纹，同时导致钢板的延展性(ductility)下降。这种现象在含量超过0.005%时变得显著。因此，将S限定为0.005%以下。另外，优选为0.004%以下。[0059]Al:0.005~0.10%[0060]Al是作为脱氧剂(deoxidizingagent)起作用，并同时固定作为应变时效(strainaging)原因的N的有效元素。为了获得这种效果，必须含有0.005%以上。另一方面，超过0.10%的含量，增加了钢中的氧化物，导致母材和焊接部的韧性下降。此外，在加热炉中加热钢还等钢原材、钢板时，容易在表层形成氮化层(nitridedlayer),可能会导致屈服比的增大。因此，将Al限定为0.005~0.10%的范围。另外，优选为0.08%以下。[0061]Nb:0.02~0.10%[0062]Nb在钢中固溶,或者作为碳氮化物(carbonitride)析出，其具有抑制奥氏体晶粒的粗大化，以及抑制奥氏体晶粒再结晶的作用，使奥氏体未再结晶温度范围内的轧制(hot-rollinginun-recrystalIizedtemperatureregion)成为可倉泛。此外还是作为碳化物(carbide)或碳氮化物微细析出，从而有助于钢板强度提高的元素。在热轧后的冷却中，其作为碳化物或碳氮化物在由热轧而导入的位错上析出，并作为Y—α相变的核起作用，促进贝氏体铁素体的晶粒内生成，有助于微细的块状未相变奥氏体，进而微细的块状马氏体的生成。为了得到这种效果，必须含有0.02%以上。另一方面，超过0.10%的过量含有，在热轧时的变形阻力增大，可能会导致热轧困难。此外，超过0.10%的过量含有，导致作为主相的贝氏体铁素体的屈服强度增加，难以确保85%以下的屈服比。因此，将Nb限定为0.02~0.10%的范围。另外，优选为0.03~0.07%。[0063]Ti:0.001~0.030%[0064]Ti以氮化物的形式固定N，有助于防止钢坯裂纹(slabcrack)，同时还具有以碳化物的形式微细析出而提高钢板强度的作用。为了得到该效果，必须含有0.001%以上。另一方面，如果超过0.030%而大量含有，则贝氏体铁素体相变点过度提高，钢板的韧性下降。因此，将Ti限定为0.001~0.030%的范围。另外，优选为0.005~0.025%。[0065]Mo:0.05~0.50%[0066]Mo是有助于提高淬透性，并通过将贝氏体铁素体中的C吸引到未相变奥氏体中，提高未相变奥氏体的淬透性而具有促进马氏体形成的作用，此外还是在钢中固溶而通过固溶强化有助于提高钢板强度的元素。为了得到该效果，必须含有0.05%以上。另一方面，超过0.50%的含量，形成了必要量以上的马氏体，导致钢板韧性下降。此外，Mo是昂贵的元素，大量的含有导致材料成本高涨。因此，将Mo限定为0.05~0.50%的范围。另外，优选为0.10~0.40%ο[0067]Cr:0.05~0.50%[0068]Cr具有延迟Y(奥氏体)一α(铁素体)相变，有助于提高淬透性，以及促进马氏体形成的作用。为了得到该效果，必须含有0.05%以上。另一方面，超过0.50%的含量，存在在焊接部经常产生缺陷的倾向。因此，将Cr限定为0.05~0.50%的范围。另外，优选为0.20~0.45%ο[0069]Ni:0.01~0.50%[0070]Ni是有助于提高淬透性，促进马氏体形成，而且还有助于提高韧性的元素。为了得到该效果，必须含有0.01%以上。另一方面，即使含有超过0.50%，效果饱和，无法期待与含量相匹配的效果，因此在经济上是不利的。因此，将Ni限定为0.01~0.50%的范围。另外，优选为0.30~0.45%ο[0071]上述成分为基本成分，本发明中，优选将上述成分调整在上述的含量范围内，并且使下述(I)式定义的Moeq满足1.4~2.2%的范围，[0072]Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(I)[0073](其中，Mn、N1、Cr、Mo:各元素的含量(质量％))。[0074]Moeq是表示经过冷却工序后，残留在钢板中的未相变奥氏体的淬透性的指标。当Moeq小于1.4%时，未相变奥氏体的淬透性不足，并在之后的卷取工序中相变为珠光体(pearlite)等。另一方面,如果Moeq超过2.2%,则会生成必要量以上的马氏体,韧性下降。因此，优选将Moeq限定为1.4~2.2%的范围。如果Moeq为1.5%以上，则形成低屈服比，此外变形能提高。因此，进一步优选为1.5%以上。[0075]在本发明中，在上述成分的范围内，可以进一步根据需要含有选自作为可选元素的Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I种或2种以上，和/或Ca:0.0005~0.0050%。[0076]选自Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I种或2种以上[0077]Cu、V、B均为有助于钢板高强度化的元素，可以根据需要选择含有。[0078]Cu、V通过固溶强化或析出强化,B通过偏析至晶界(crystalgrainboundary)提高淬透性而有助于钢板的高强度化。为了得到该效果，优选含有Cu:0.01%以上、V:0.01%以上、B:0.0001%以上。另一`方面，V:超过0.10%的含量导致焊接性(weldability)下降，B:超过0.0005%的含量导致钢板的韧性下降，Cu:超过0.50%的含量导致热加工性(hotworkability)下降。因此，在含有时，优选限定为Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下。[0079]Ca:0.0005~0.0050%[0080]Ca是有助于使粗大的硫化物(sulfide)成为球状的硫化物的硫化物形态控制(morphologycontrol)的元素，其可以根据需要含有。为了得到该效果，优选含有Ca:0.0005%以上。另一方面,Ca:超过0.0050%的含量,导致钢板的清洁度(cleanness)下降。因此，在含有时，优选限定为Ca:0.0005~0.0050%的范围。[0081]上述成分以外的余量，由Fe和不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，可以允许N:0.005%以下、O:0.005%以下、Mg:0.003%以下、Sn:0.005%以下。[0082]接着，对于本发明中热轧钢板的组织限定理由进行说明。[0083]本发明的热轧钢板，除了具有上述组成，还具有以贝氏体铁素体作为主相，并且由主相和第二相构成的组织。[0084]此处，所谓主相，是指以面积率计具有50%以上的占有面积的相。作为主相的贝氏体铁素体，是具有位错密度(dislocationdensity)高的基体组织(substructure)的相，含有针状铁素体(acicularferrite)。另外,在贝氏体铁素体中，不含有位错密度极低的多边形铁素体、伴随有细小亚晶(sub-grain)等亚结构的准多边形铁素体(quas1-polygonalferrite)。另外，为了确保所希望的高强度，在作为主相的贝氏体铁素体中，必须析出有微细的碳氮化物。[0085]作为主相的贝氏体铁素体具有10μm以下的平均粒径。如果平均结晶粒径增大到超过10μm,则在小于5%的低应变范围内的加工硬化能(workhardenability)不充分,在螺旋造管时屈服强度可能会因弯曲加工而下降。因此，将作为主相的贝氏体铁素体的平均粒径限定为ΙΟμπι以下。通过使主相的平均粒径微细化，即使在含有较多马氏体时，也可以确保所希望的低温韧性。[0086]并且，本发明的热轧钢板，具有以面积率计分散有1.4~15%的长宽比(aspectratio):小于5.0的块状马氏体作为第二相的组织。本发明中所谓的块状马氏体，是在轧制后的冷却过程中由未相变奥氏体在原Y晶界(prioraustenitegrainboundary)或原Y晶粒中生成的马氏体。本发明中，使这种块状马氏体分散在原Y晶界或作为主相的贝氏体铁素体晶粒与贝氏体铁素体晶粒之间。马氏体与主相相比是硬质的，加工时可以向贝氏体铁素体中大量导入可动位错(mobiledislocation),可以使屈服行为(yieldbehavior)为连续屈服型(continuousyieldtype)。此外，由于马氏体具有高于贝氏体铁素体的拉伸强度，因此可以实现低屈服比。此外，通过使马氏体形成为长宽比:小于5.0的块状马氏体，可以向周围的贝氏体铁素体导入更多的可动位错，从而发挥提高变形能的效果。如果马氏体的长宽比增大至超过5.0,则会形成棒状的马氏体(非块状马氏体)，无法实现所希望的低屈月艮比，但只要其相对于马氏体总量的面积率小于30%，则可被允许。优选使块状马氏体相对于马氏体总量的面积率为70%以上。[0087]为了确保该效果，必须分散以面积率计为1.4%以上的块状马氏体。图2是使用实施例中表3的数据来表示块状马氏体的面积率与钢板的屈服比(YR)的关系的图。如图2所示，当块状马氏体小于1.4%时，难以确保所希望的低屈服比，即85%以下。[0088]另一方面，如果块状马氏体以面积率计超过15%，则低温韧性显著下降。因此，将块状马氏体限定为1.4~15%的范围。另外，优选为10%以下。[0089]此外，块状马氏体的尺寸优选最大为5μm以下，平均为0.5~3.0μm。如果块状马氏体的尺寸平均超过3.Ομπι而粗大化,则容易成为脆性破坏(brittlefracture)的起点，或者容易促进裂纹的传播(crackpropagation),导致低温韧性(low-temperaturetoughness)下降。此外,如果平均小于0.5μm,则晶粒变得过细，向周边的贝氏体铁素体的可动位错导入量变少。因此，块状马氏体的尺寸优选最大为5.Ομπι以下，平均为0.5~3.0μπι。另外，尺寸是以长边长度和短边长度之和的1/2作为“直径”。并且，将其中的最大值作为“最大”，将所得各晶粒的“直径”进行算术平均(arithmeticaverage)后的值作为“平均”。另外，测定的马氏体为100个以上。[0090]接着，对本发明热轧钢板的优选制造方法进行说明。[0091]在本发明中，对具有上述组成的钢原材实施热轧工序、冷却工序、卷取工序，形成热轧钢板。[0092]另外，使用的钢原材的制造方法不需要进行特别限定，优选使用转炉、电炉等通常公知的熔炼方法，对上述组成的钢水进行熔炼，并通过连铸法等通常公知的熔炼方法形成钢坯等钢原材。[0093]对所得的钢原材实施热轧工序。[0094]热轧工序如下:将具有上述组成的钢原材加热至加热温度(heatingtemperature):1050~130CTC,实施粗轧(roughrolling)而形成薄板还(sheetbar)后，对该薄板坯实施在930°C以下的温度范围内的累积轧制率:50%以上的精轧(finishingrooling),形成热轧钢板(hotrolledsteelsheet)。[0095]加热温度:1050~1300°C[0096]如上所述，本发明中使用的钢原材必须含有Nb、Ti。为了通过析出强化而确保所希望的高强度，需要将这些粗大的碳化物、氮化物等暂时溶解，然后再使其微细析出。因此，将钢原材的加热温度设定为1050°C以上。在低于1050°C时,各兀素仍为未固溶的状态,无法得到所希望的钢板强度。另一方面，如果为超过1300°C的高温，则会发生晶粒的粗大化，钢板韧性下降。因此，将钢原材的加热温度限定为1050~1300°C。[0097]对于加热至上述加热温度的钢原材实施粗轧而形成薄板坯的粗轧条件不需要特别限定，只要是可以确保形成所希望的尺寸形状的薄板坯的条件即可。[0098]对于所得的薄板坯，接着进行精轧，形成所希望尺寸形状的热轧钢板。精轧优选为在930°C以下的温度范围内的累积轧制率:50%以上的轧制。[0099]在930°C以下的温度范围内的累积轧制率:50%以上[0100]为了贝氏体铁素体的微细化和块状马氏体的微细分散，使930°C以下的温度范围内的累积轧制率为50%以上。当930°C以下的温度范围内的累积轧制率低于50%时，轧制量不足，无法确保作为主相的微细的贝氏体铁素体。此外，形成促进Y—α相变的核生成的NbC等析出位点的位错不足，贝氏体铁素体的晶粒内生成不足，无法微细并且大量分散残留用于形成块状马氏体的块状未相变Y。因此，将精轧中在930°C以下的温度范围内的累积轧制率限定为50%以上。另外，累积轧制率优选为80%以下。即使轧制率增大至超过80%，效果饱和，而且分离的产生变得显著，导致夏比吸收能的下降。[0101]另外，从钢板韧性、钢板强度、轧制负荷(rollingload)等观点考虑，精轧的轧制结束温度优选为850~760°C。如果精轧的轧制结束温度为超过850°C的高温，则为了使930°C以下的温度范围内的累积轧制率为50%以上，需要增大每I道次的轧制量，导致轧制载荷(rollingload)的增大。另一方面，如果为低于750°C的低温，则轧制中生成铁素体，导致组织、析出物的粗大化，低温韧性、强度下降。[0102]接着，对所得的热轧钢板实施冷却工序。[0103]冷却工序如下:在精轧结束后立即开始冷却，进行以5~30°C/秒的板厚中央部的平均冷却速度冷却至板厚中央部的温度为600~450°C的温度范围的冷却停止温度的一次冷却，并进一步以2°C/秒以下的平均冷却速度从该冷却停止温度冷却至卷取温度，或者在所述冷却停止温度至卷取温度的温度范围内滞留20秒以上作为二次冷却。[0104]精轧结束后，立即并优选在15秒以内开始冷却。使一次冷却的冷却速度以板厚中央部在750~600°C下的平均冷却速度计为5~30°C/秒的范围。当平均冷却速度小于5°C/秒时，形成多边形铁素体为主体的组织，难以确保以所希望的贝氏体铁素体作为主相的组织。另一方面，如果是平均冷却速度超过30°C/秒的骤冷，则合金元素向未相变奥氏体中的浓缩不充分，在之后的冷却中无法微细分散所希望量的块状马氏体，难以形成具有所希望的低屈服比、所希望的优良低温韧性的热轧钢板。此外，在平均冷却速度超过30°C/秒的骤冷中，表层部形成为马氏体单相组织，然后回火而形成回火马氏体单相组织，屈服比变高。因此，将精轧结束后的冷却速度限定为平均5~30°C/秒的范围。另外，优选为5~25°C/秒。[0105]使上述冷却的冷却停止温度为600~450°C范围的温度。当冷却停止温度为高于上述温度范围的高温时，难以确保以所希望的贝氏体铁素体作为主相的组织。另一方面，当冷却停止温度为低于上述温度范围的低温时，未相变Y基本结束相变，无法确保所希望量的块状马氏体。[0106]本发明中，在上述一次冷却之后，作为二次冷却，如图1示意性所示进行从上述冷却停止温度至卷取温度的温度范围的缓慢冷却。通过在该温度范围进行缓慢冷却，C等合金元素进一步扩散至未相变Y中，使未相变Y稳定化，从而通过之后的冷却容易生成块状马氏体。作为该缓慢冷却，是以平均为2°c/秒以下的冷却速度，优选1.5°C/秒以下，从上述冷却停止温度冷却至卷取温度，或者在上述冷却停止温度至卷取温度的温度范围内滞留20秒以上的冷却。如果以平均超过2V/秒的冷却速度从冷却停止温度冷却至卷取温度，则C等合金元素无法充分扩散至未相变Y中，未相变Y的稳定化不充分，并且如图1中虚线表示的冷却所示，未相变Y以残留在贝氏体铁素体间的形式生成棒状马氏体，难以生成所希望的块状马氏体。需要说明的是，这是和专利文献3的方法基本相同的方法。[0107]另外，该二次冷却优选通过在输出辊道(runouttable)的后段停止注水而进行。对于板厚较薄的钢板，为了确保所希望的冷却条件，优选通过完全除去残留在钢板上的冷却水、设置保温盖等来进行调整。此外，为了确保在上述温度范围内20秒以上的滞留时间，优选调整输送速度。[0108]二次冷却后，对热轧钢板实施卷取工序。[0109]卷取工序如下:在以表面温度计卷取温度:450°C以上的条件下进行卷取。当卷取温度低于450°C时，无法实现所希望的低屈服比化。因此，将卷取温度限定为450°C以上。通过进行上述工序，可以在铁素体与奥氏体共存的温度范围滞留规定时间以上。将上述制造方法所制造的热轧钢板作为造管原材，经过通常的造管工序，形成螺旋钢管、电焊钢管。造管工序不需要特别限定，通常的工序均可适用。[0110]以下，基于实施例，对本发明作更详细地说明。[0111]实施例[0112]通过连铸法将表1所示组成的钢水制成钢坯(壁厚为220mm)，作为钢原材。接着实施热轧工序，即，将这些钢原材加热至表2所示的加热温度，进行粗轧，形成薄板坯后，在表2所示的条件下对该薄板坯进行精轧，形成热轧钢板(板厚:7.8~25.4mm)。在精轧结束后立即(在表2所示的时间内)对所得的热轧钢板开始冷却，以表2所示的平均冷却速度进行冷却至表2所示的冷却停止温度(卷取温度)的一次冷却，并在表2所示的条件下进行二次冷却，由此实施冷却工序。在冷却工序后，实施在表2所示的卷取温度下卷取为卷材状，然后放冷的卷取工序。[0113]从所得的热轧钢板上裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验、冲击试验。试验方法如下所述。[0114](I)组织观察(microstructureobservation)[0115]以轧制方向截面(L截面)为观察面的方式，从所得的热轧钢板上裁取组织观察用试验片。研磨试验片，进行硝酸乙醇腐蚀(nitaletching),使用光学显微镜(opticalmicroscope)(倍率:500倍)或电子显微镜(electronmicroscope)(倍率:2000倍)进行组织观察，拍照，使用图像分析装置测定组织的种类、各相的组织百分率(面积率)、平均粒径。作为主相的贝氏体铁素体的平均粒径，根据JISG0552使用切割法求出。另外，马氏体晶粒的长宽比，由各晶粒的长度方向的长度(长边)与和其成直角方向的长度(短边)的比，(长边)/(短边)而算出。将长宽比小于5.0的马氏体晶粒定义为块状马氏体。长宽比为5.0以上的马氏体，称为“棒状”马氏体。此外，块状马氏体的尺寸是以块状马氏体各晶粒的长边长度与短边长度之和的1/2作为直径，并对所得的各晶粒的直径进行算术平均，作为该钢板中块状马氏体尺寸的平均值。另外，块状马氏体各晶粒的直径中的最大值为块状马氏体的尺寸最大值。测定的马氏体晶粒为100个以上。[0116](2)拉伸试验(tensiletest)[0117]以拉伸方向为相对于轧制方向(rollingdirection)的直角方向(板宽方向)以及与轧制方向成30°方向的方式，从所得的热轧钢板上分别裁取拉伸试验片(AP1-5L所规定的全厚试验片；GL50mm、宽度38.1mm),并根据ASTMA370的规定实施拉伸试验,求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS)。[0118](3)冲击试验(impacttest)[0119]以试验片长度方向与轧制方向成直角方向的方式，从所得的热轧钢板上裁取V型缺口试验片，并根据ASTMA370的规定,实施夏比冲击试验(Charpyimpacttest),求出断裂转变温度vTrs(0C)0[0120]将所得的结果示于表3。[0121]此外，将所得的热轧钢板作为管原材，并通过螺旋造管工序，制造螺旋钢管(外径:1067mm(p)。以拉伸方向为管周向的方式，从所得的钢管上裁取拉伸试验片(API所规定的试验片)，并根据ASTMA370的规定，实施拉伸试验，测定拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS)。由所得的结果算出AYS(=钢管YS—钢板YS)，评价造管所导致的强度下降程度。[0122]将所得的结果一并记在表3中。图2是使用实施例中表3的数据来表示块状马氏体的面积率与钢板的屈服比(YR)的关系的图。如图2所示，当块状马氏体小于1.4%时，难以确保所希望的低屈服比，即85%以下。[0123]本发明例均未实施特别的热处理，便形成了与轧制方向成30度方向的屈服强度为480MPa以上，板宽方向的拉伸强度为600MPa以上，断裂转变温度vTrs为一80°C以下，并且具有屈服比为85%以下的低屈服比的低屈服比高强度热轧钢板。[0124]此外，本发明例在进行造管形成钢管后，因造管而导致的强度下降(AYS)均较小，形成了适合作为螺旋钢管或电焊钢管用原材的热轧钢板。[0125]另一方面，落在本发明范围之外的比较例，屈服强度不足、拉伸强度下降、韧性下降、或无法确保低屈服比，因为无法得到具有所希望特性的热轧钢板。[0126]以下进行具体描述。[0127]比较例的钢板N0.7，由于加热温度超出本发明的范围，因此贝氏体铁素体的平均粒径超出本发明的范围，韧性变差。[0128]比较例的钢板N0.8，冷却工序的二次冷却的平均冷却速度超出本发明的范围，因此块状马氏体的面积率在本发明的范围以下，YR超出本发明的范围，强度下降(AYS)变大。[0129]比较例的钢板N0.9，由于累积轧制率在本发明的范围以下，并且冷却工序的二次冷却的平均冷却速度在本发明的范围以下，因此贝氏体铁素体的平均粒径超出本发明的范围，韧性变差。[0130]比较例的钢板N0.10，由于冷却工序的一次冷却的平均冷却速度超出本发明的范围，因此块状马氏体的面积率在本发明的范围以下，屈服比YR超出本发明的范围，强度下降(AYS)变大。[0131]比较例的钢板N0.11和12，由于冷却工序的一次冷却的冷却停止温度落在本发明的范围之外，因此未生成块状马氏体，屈服比YR超出本发明的范围，强度下降(AYS)变大。[0132]比较例的钢板N0.18~21、23，由于化学组成的范围落在本发明的范围之外，因此贝氏体铁素体的平均粒径超出本发明的范围，或者由于块状马氏体的面积率在本发明的范围以下，因此屈服比YR超出本发明的范围，强度下降(AYS)变大。[0133]比较例的钢板N0.22，由于化学组成的Nb范围超出本发明的范围，因此屈服强度增加，屈服比超出本发明的范围，强度下降(AYS)变大。【权利要求】1.一种热轧钢板，其具有如下组成:以质量％计含有C:0.03~0.10%、S1:0.10~0.50%、Mn:1.4~2.2%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005~0.10%、Nb:0.02~0.10%,Ti:0.001~0.030%,Mo:0.05~0.50%、Cr:0.05~0.50%,Ni:0.01~0.50%，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且具有如下组织:以贝氏体铁素体作为主相，含有以面积率计为1.4~15%的长宽比:小于5.0的块状马氏体作为第二相，所述贝氏体铁素体的平均粒径为10μm以下。2.如权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述组成为以质量％计下述(I)式定义的Moeq满足1.4~2.2%的范围的组成，Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(I)其中，Mn、N1、Cr、Mo:各元素的含量(质量％)。3.如权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I种或2种以上。4.如权利要求1至3中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计进一步含有Ca:0.0005~0.0050%ο5.如权利要求1至4中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，所述块状马氏体的尺寸最大为5μm以下，平均为0.5~3.0μm。6.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材实施热轧工序、冷却工序、卷取工序而形成热轧钢板时，所述钢原材具有以质量％计含有C:0.03~0.10%、S1:0.10~0.50%、Mn:1.4~2.2%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005~0.10%、Nb:0.02~0.10%,Ti:0.001~0.030%,Mo:0.05~0.50%、Cr:0.05~0.50%,Ni:0.01~0.50%，且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，所述热轧工序如下:将所述钢原材加热至加热温度:1050~130(TC，对该加热后的钢原材实施粗轧而形成薄板坯，再对该薄板坯实施在930°C以下的温度范围内的累积轧制率:50%以上的精轧，形成热轧钢板，所述冷却工序如下:在精轧结束后立即开始冷却，进行以5~30°C/秒的板厚中央部的平均冷却速度冷却至600~450°C的温度范围的冷却停止温度的一次冷却，并进一步以20C/秒以下的平均冷却速度从该冷却停止温度冷却至卷取温度，或者在所述冷却停止温度至卷取温度的温度范围内滞留20秒以上作为二次冷却，所述卷取工序如下:在以表面温度计卷取温度:450°C以上的条件下进行卷取。7.如权利要求6所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述组成为以质量％计下述(O式定义的Moeq满足1.4~2.2%的范围的组成，Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(I)其中，Mn、Ni>Cr>Mo:各元素的含量(质量％)。8.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I种或2种以上。9.如权利要求6至8中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有Ca:0.0005~0.0050%。【文档编号】B21B1/26GK103687975SQ201280035821【公开日】2014年3月26日申请日期:2012年6月13日优先权日:2011年7月20日【发明者】后藤聪太,中田博士,上力,安部俊史,玉井崇登申请人:杰富意钢铁株式会社