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CN102112643B - 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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CN102112643B
CN102112643B CN2009801304872A CN200980130487A CN102112643B CN 102112643 B CN102112643 B CN 102112643B CN 2009801304872 A CN2009801304872 A CN 2009801304872A CN 200980130487 A CN200980130487 A CN 200980130487A CN 102112643 B CN102112643 B CN 102112643B
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中田博士
中川欣哉
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JFE Engineering Corp
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NKK Corp
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Abstract

本发明提供具有TS为521MPa以上的高强度和优良的低温韧性的厚壁高强度热轧钢板。具体而言，加热钢原材，实施包含粗轧和精轧的热轧后，进行以板厚中央位置的平均冷却速度计10℃/秒以上的冷却，直至依赖于合金元素量、冷却速度的特定冷却停止温度以下，然后在依赖于合金元素量的特定卷取温度以下进行卷取。由此，制成具有如下组织且板厚方向的组织均匀性优良的厚壁热轧钢板，所述组织的板厚方向上距钢板表面1mm的位置处与钢板的板厚中央位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径的差ΔD为2μm以下、且第二相的组织比例(体积％)的差ΔV为2％以下。由此，低温韧性、特别是作为整个厚度的韧性试验的DWTT特性、CTOD特性显著提高。

Description

低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为输送原油、天然气等的管线管使用，并适合作为要求高韧性的高强度电阻焊钢管(high strength electric resistancewelded steel pipe)或高强度螺旋钢管(high strength spiral steel pipe)的原材使用的、厚壁高强度热轧钢板(thick-walled high-strength hot rolledsteel sheet)及其制造方法，特别涉及低温韧性(low-temperature toughness)的提高。另外，“钢板(steel sheet)”包括钢板(steel plate)及钢带(steelstrip)。而且，这里所说的“高强度热轧钢板”是指，具有拉伸强度(tensilestrength)TS为510MPa以上的高强度的热轧钢板(hot rolled steel sheet)，另外，“厚壁”钢板是指板厚11mm以上的钢板。
背景技术
近年来，由于石油危机(oil crisis)以来原油的价格高涨、和能量来源(source of energy)的多样化的要求等，北海、加拿大、阿拉斯加等极寒地区(very cold land)的石油、天然气的采掘及管线管的铺设(pipelineconstruction)正在活跃地进行。另外，正在积极地对曾被放弃开发的腐蚀性强的含硫气田(sour gas field)等进行开发。
而且，在管线管中，为了提高天然气或石油的输送效率，存在以大直径进行高压操作的倾向。为了承受管线管的高压操作(high-pressureoperation)，需要输送管(transport pipe)(管线管)为厚壁的钢管，因而使用以厚钢板作为原材的UOE钢管。但是，最近，由于强烈要求进一步降低管线管的施工成本、以及UOE钢管的供给能力不足等，降低钢管的材料成本的要求也增强，因此作为输送管，开始使用生产率高且更加廉价的、以卷材形状的热轧钢板(热轧钢带)作为原材的高强度电阻焊钢管或高强度螺旋钢管，来代替以厚钢板作为原材的UOE钢管。
从防止管线管的破裂(bust-up)的观点出发，要求这些高强度钢管保持优良的低温韧性。为了制造这种兼具高强度和高韧性的钢管，在作为钢管原材的钢板中，可以通过利用相变强化(transformationstrengthening)、析出强化(precipitation strengthening)等的高强度化；和利用了控制轧制(controlled rolling)等的组织的微细化来实现高韧性化，其中，上述相变强化利用了热轧后的加速冷却(accelerated cooling)，上述析出强化利用了Nb、V、Ti等合金元素的析出物(precipitate)。
另外，在用于含有硫化氢(hydrogen sulfide)的原油或天然气的输送的管线管中，在高强度、高韧性等特性的基础上，还要求耐氢致开裂性(hydrogen induced cracking resistance)(耐HIC性)、耐应力腐蚀开裂性(stress corrosion cracking resistance)等所谓的耐酸气性(sour gasresidtance)也优良。
对于这种要求，例如，专利文献1中提出了韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板(low yield ratio and high strength hot rolled steel sheet)的制造方法，其将钢热轧后，以5～20℃/s的冷却速度冷却，在超过550℃且700℃以下的温度范围内卷取，组织由铁素体(ferrite)和/或贝氏体铁素体(bainitic ferrite)构成，并且晶粒内的固溶C量(amount of solidsolution carbon)为1.0～4.0ppm，其中，上述钢含有C：0.005%～小于0.030%、B：0.0002～0.0100%、且以满足(Ti+Nb/2)/C：4以上的方式含有选自Ti：0.20%以下及Nb：0.25%以下中的1种或2种，而且含有适量的Si、Mn、P、S、Al、N。在专利文献1所述的技术中，没有发生厚度方向、长度方向上的材质的不均匀，能够得到韧性、焊接性(weldability)、耐酸气性优良，并具有低屈服比的高强度热轧钢板。但是，在专利文献1所述的技术中，晶粒内的固溶C量为1.0～4.0ppm，由于环缝焊接(girth weld)时的热输入，容易引起晶粒生长，焊接热影响部(welded heat affected zone)变为粗大晶粒，存在容易引起环缝焊接部的焊接热影响部的韧性降低的问题。
另外，专利文献2中提出了耐氢致开裂性优良的高强度钢板的制造方法，其将钢坯在Ar3+100℃以上结束热轧，空冷1～20秒后，在20秒内从Ar3点以上的温度冷却至550～650℃，之后在450～500℃下卷取，其中，上述钢坯含有C：0.01～0.12%、Si：0.5%以下、Mn：0.5～1.8%、Ti：0.010～0.030%、Nb：0.01～0.05%、Ca：0.0005～0.0050%，且满足碳当量：0.40以下、Ca/O：1.5～2.0。通过专利文献2所述的技术，能够制造具有耐氢致开裂性的API标准的X60～X70等级的管线管用钢板。但是，在专利文献2所述的技术中，板厚较厚的钢板无法确保所要求的冷却时间，存在为了确保所要求的特性而必须进一步提高冷却能力的问题。
另外，作为厚钢板，专利文献3中提出了耐氢致开裂性优良的高强度管线管用钢板的制造方法，其将钢加热，再以5℃/秒以上的冷却速度从Ar3相变点以上的温度加速冷却至400～600℃，之后，立即以0.5℃/秒以上的升温速度进行再加热，直至钢板表面温度为600℃以上、板厚中央位置的温度为550～700℃，使再加热结束时的钢板表面与板厚中央位置的温度差为20℃以上，其中，上述钢含有C：0.03～0.06%、Si：0.01～0.5%、Mn：0.8～1.5%、S：0.0015%以下、Al：0.08%以下、Ca：0.001～0.005%、O：0.0030%以下，并且以满足特定关系的方式含有Ca、S、O。在专利文献3所述的技术中，可得到金属组织中的第2相的比例为3%以下，表层与板厚中央位置的硬度差以维氏硬度(Vickershardness)计为40点以内的钢板，制成耐氢致开裂性优良的厚钢板。但是，在专利文献3所述的技术中，需要再加热工序，制造工序变得复杂，并且存在需要进一步设置再加热设备等问题。
另外，作为厚钢板，专利文献4中提出了内外表面具有粗粒铁素体层(coarse-grained ferrite layer)的钢材的制造方法，其在热轧钢坯后的冷却过程的Ac1-50℃以下的温度下，以2%以上的累计轧制率(cumulative rolling reduction)进行轧制，之后，加热至高于Ac1且低于Ac3的温度，放冷，其中，上述钢坯含有C：0.01～0.3%、Si：0.6%以下、Mn：0.2～2.0%、Al：0.06%以下、Ti：0.005～0.035%、N：0.001～0.006%。专利文献4所述的技术有助于钢材的SCC敏感性、耐候性、耐腐蚀性的提高，而且有助于抑制冷加工后的材质变差等。但是，在专利文献4所述的技术中，需要再加热工序，制造工序变得复杂，并存在需要进一步设置再加热设备等问题。
另外，最近，从防止管线管的破裂(burst)的观点出发，极寒地区用的钢管多要求破裂韧性、特别是CTOD特性(crack tip openingdisplacement characteristics)、DWTT特性(drop weight tear testcharacteristics)优良。
对于这种要求，例如，专利文献5中提出了高强度电阻焊钢管用热轧钢板的制造方法，其对钢坯进行加热后，以在1100℃以上进行的最初轧制的轧制率为15～30%、1000℃以上的总轧制率为60%以上、最终轧制的轧制率为15～30%的条件进行粗轧(rough rolling)，然后暂时以5℃/秒以上的冷却速度将表层部的温度冷却至Ar1点以下，然后，在通过回热或强制加热使表层部的温度达到(Ac3-40℃)～(Ac3+40℃)时开始精轧(finish rolling)，在950℃以下的总轧制率为60%以上、轧制结束温度为Ar3点以上的条件下结束精轧，在精轧结束后2秒内开始冷却，以10℃/秒以上的速度冷却至600℃以下，在600～350℃的温度范围内进行卷取，其中，上述钢坯含有适量的C、Si、Mn、N，而且在满足Mn/Si为5～8的范围内含有Si、Mn，还含有Nb：0.01～0.1%。通过专利文献5所述的技术制造的钢板，没有添加昂贵的合金元素，而且没有对钢管整体进行热处理，钢板表层的组织被微细化，能够制造低温韧性、特别是DWTT特性优良的高强度电阻焊钢管。但是，在专利文献5所述的技术中，板厚较厚的钢板无法确保所要求的冷却速度，为了确保所要求的特性，存在需要进一步提高冷却能力的问题。
另外，专利文献6中记载了低温韧性及焊接性优良的高强度电阻焊管用热轧钢带的制造方法，其将钢坯加热后，在表面温度为(Ar3-50℃)以上的条件下结束精轧，刚轧制后立即冷却，在700℃以下的温度下卷取并缓慢冷却，其中，上述钢坯含有适量的C、Si、Mn、Al、N，而且含有Nb：0.001～0.1%、V：0.001～0.1%、Ti：0.001～0.1%、以及Cu、Ni、Mo中的1种或2种以上，Pcm值为0.17以下。
专利文献1：日本特开平08-319538号公报
专利文献2：日本特开平09-296216号公报
专利文献3：日本特开2008-056962号公报
专利文献4：日本特开2001-240936号公报
专利文献5：日本特开2001-207220号公报
专利文献6：日本特开2004-315957号公报
发明内容
但是，最近，要求进一步提高高强度电阻焊钢管用钢板的低温韧性、特别是CTOD特性、DWTT特性，在专利文献6所述的技术中，低温韧性不充分，无法充分满足所要求的CTOD特性、DWTT特性，因而存在无法具备优良的低温韧性的问题。
另外，根据现有技术，热轧钢板存在如下问题：在板长方向、板宽方向的各位置处，材质特性产生较大偏差的情况很多。
本发明的目的在于，解决上述现有技术的问题，提供适合作为不需要添加大量的合金元素，兼具TS为510MPa以上的高强度和优良的低温韧性、特别是优良的CTOD特性、DWTT特性的、高强度电阻焊钢管用或高强度螺旋钢管用的、厚壁高强度热轧钢板及其制造方法。
而且，本发明的目的在于，进一步提高板长方向和板宽方向的材质均匀性。
而且，本发明的目的在于，提供将表面组织优化，且不导致局部的强度上升、延展性和韧性降低的、材质均匀性优良的厚壁高强度热轧钢板。
而且，本发明的目的在于，提供将表面组织优化，使板厚方向的组织均质化，板厚方向的材质均匀性优良的厚壁高强度热轧钢板。
另外，这里所说的“优良的CTOD特性”是指，根据ASTM E1290的规定，在试验温度：-10℃下实施的CTOD试验的极限开口位移量CTOD值为0.30mm以上的情况。另外，这里所说的“优良的DWTT特性”是指，在根据ASTM E436的规定进行的DWTT试验中，延展性断面率达到85%的最低温度(DWTT温度)为-35℃以下的情况。
即，本发明的主旨如下。
[1]一种低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板，其具有：
如下组成，以质量%计，含有C：0.02～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.5～1.8%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.10%、Nb：0.01～0.10%、Ti：0.001～0.05%，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成；和
如下组织，板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径(μm)与所述钢板的板厚中央位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径(μm)的差ΔD为2μm以下，并且板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置处的第二相的组织比例(体积%)与所述钢板的板厚中央位置处的第二相的组织比例(体积%)的差ΔV为2%以下。
(Ti+(Nb/2))/C＜4  …(1)
(在此，Ti、Nb、C为各元素的含量(质量%))
[2]一种低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板，其具有：
如下组成，以质量%计，含有C：0.02～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.5～1.8%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.10%、Nb：0.01～0.10%、Ti：0.001～0.05%，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成；和
如下组织，板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径与所述钢板的板厚中央位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径的差ΔD为2μm以下，并且板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置处的第二相的组织比例(体积%)与所述钢板的板厚中央位置处的第二相的组织比例(体积%)的差ΔV为2%以下；
而且，所述钢板表面具还有厚度为3～30μm的氧化黑皮(mill scale)。
(Ti+(Nb/2))/C＜4  …(1)
(在此，Ti、Nb、C：各元素的含量(质量%))
[3]一种低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板，其具有：
如下组成，以质量%计，含有C：0.02～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.5～1.8%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.10%、Nb：0.01～0.10%、Ti：0.001～0.05%，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成；和
如下组织，板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径与所述钢板的板厚中央位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径的差ΔD为2μm以下，并且板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置处的第二相的组织比例(体积%)与所述钢板的板厚中央位置处的第二相的组织比例(体积%)的差ΔV为2%以下；
而且，板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与所述钢板的板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t的差ΔHV为50点以下。
(Ti+(Nb/2))/C＜4  …(1)
(在此，Ti、Nb、C为各元素的含量(质量%))
[4]一种低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板，其具有：
如下组成，以质量%计，含有C：0.02～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.5～1.8%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.10%、Nb：0.01～0.10%、Ti：0.001～0.05%，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成；和
如下组织，板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径与所述钢板的板厚中央位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径的差ΔD为2μm以下，并且板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置处的第二相的组织比例(体积%)与所述钢板的板厚中央位置处的第二相的组织比例(体积%)的差ΔV为2%以下，板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置处的贝氏体相或回火马氏体相的最小板条间隔为0.1μm以上。
(Ti+(Nb/2))/C＜4…(1)
(在此，Ti、Nb、C为各元素的含量(质量%))
[5]如上述[1]～[4]所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，形成以质量%计还含有V：0.01～0.10%、Mo：0.01～0.50%、Cr：0.01～1.0%、Cu：0.01～0.50%、Ni：0.01～0.50%中的1种或2种以上的组成。
[6]如上述[1]～[5]所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，形成以质量%计还含有Ca：0.0005～0.005%的组成。
[7]一种低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，加热钢原材，实施包含粗轧和精轧的热轧来制造热轧钢板，此时，在所述热轧结束后，进行以板厚中央位置的平均冷却速度计10℃/秒以上的加速冷却，直至以钢板的板厚中央位置的温度计达到由下述(2)式定义的BFS以下的冷却停止温度为止，然后，在以钢板的板厚中央位置的温度计为由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，
其中，所述钢原材具有如下组成，以质量%计，含有C：0.02～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.5～1.8%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.10%、Nb：0.01～0.10%、Ti：0.001～0.05%，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(Ti+(Nb/2))/C＜4…(1)
(在此，Ti、Nb、C为各元素的含量(质量%))
BFS(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量(质量%)、CR为板厚中央位置的平均冷却速度(℃/秒))
BFS0(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量(质量%))
[8]一种低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，加热钢原材，实施包含粗轧和精轧的热轧来制造热轧钢板，此时，在所述粗轧前及所述精轧前通过除鳞机进行氧化皮除去处理，并进行将所述精轧的输入侧温度FET(finish entry temperature)设为800～1050℃、且将所述精轧的输出测温度FDT(finish delivery temperature)设为750～950℃的热轧，在该热轧结束后，进行以板厚中央位置的平均冷却速度计10℃/秒以上的加速冷却，直至以钢板的板厚中央位置的温度计达到由下述(2)式定义的BFS以下的冷却停止温度为止，然后，在以钢板的板厚中央位置的温度计为由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，
其中，所述钢原材具有如下组成，以质量%计，含有C：0.02～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.5～1.8%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.10%、Nb：0.01～0.10%、Ti：0.001～0.05%，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(Ti+(Nb/2))/C＜4…(1)
(在此，Ti、Nb、C为各元素的含量(质量%))
BFS(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量(质量%)、CR为板厚中央位置的平均冷却速度(℃/秒))
BFS0(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量(质量%))
[9]一种低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，加热钢原材，实施包含粗轧和精轧的热轧来制造热轧钢板，此时，在所述热轧结束后，按照所述组成，当由下述(4)式定义的碳当量Ceq为0.37%以下时，实施以板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的冷却，当所述碳当量Ceq超过0.37%时，实施以板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置的平均冷却速度计为10～200℃/秒的冷却，且实施以钢板的板厚中央位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的加速冷却，直至以钢板的板厚中央位置的温度计达到由下述(2)式定义的BFS以下的冷却停止温度为止，然后，在以钢板的板厚中央位置的温度计为由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，
其中，所述钢原材具有如下组成，以质量%计，含有C：0.02～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.5～1.8%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.10%、Nb：0.01～0.10%、Ti：0.001～0.05%，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(Ti+(Nb/2))/C＜4…(1)
(在此，Ti、Nb、C为各元素的含量(质量%))
BFS(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量(质量%)、CR为板厚中央位置的平均冷却速度(℃/秒))
BFS0(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量(质量%))
Ceq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15…(4)
(在此，C、Ti、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量%))
[10]一种低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，加热钢原材，实施包含粗轧和精轧的热轧来制造热轧钢板，此时，在所述热轧结束后，实施以板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置的平均冷却速度计为100℃/秒以上、且以钢板的板厚中央位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的加速冷却，直至以钢板的板厚中央位置的温度计达到由下述(2)式定义的BFS以下的冷却停止温度为止，然后，在以钢板的板厚中央位置的温度计为由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，
其中，所述钢原材具有如下组成，以质量%计，含有C：0.02～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.5～1.8%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.10%、Nb：0.01～0.10%、Ti：0.001～0.05%，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
(Ti+(Nb/2))/C＜4…(1)
(在此，Ti、Nb、C为各元素的含量(质量%))
BFS(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
(在此，C、Ti、Nb、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量%)、CR为板厚中央位置的平均冷却速度(℃/秒))
BFS0(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量%))
[11]如上述[7]～[10]所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板在所述组成的基础上，形成以质量%计还含有V：0.01～0.10%、Mo：0.01～0.50%、Cr：0.01～1.0%、Cu：0.01～0.50%、Ni：0.01～0.50%中的1种或2种以上的组成。
[12]如上述[7]～[11]所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板在所述组成的基础上，形成以质量%计还含有Ca：0.0005～0.005%的组成。
另外，上述的本发明的“主相铁素体”是指，本发明的主要组织为硬质的低温相变铁素体、贝氏体铁素体或贝氏体。不含有软质的高温相变铁素体(粒状的多边形铁素体)。之后，只要没有特别说明，“主相铁素体”均表示硬质的低温相变铁素体(贝氏体铁素体或贝氏体以及它们的混合相)。另外，第二相是珠光体(perlite)、马氏体(martensite)、MA(martensite-austenite constituent)(也称为岛状马氏体(inslandmartensite))以及它们的混合相。
另外，在本发明中，精轧的温度使用表面温度。另外，加速冷却的板厚中央位置的温度、冷却速度、卷取温度使用通过导热计算等由测定的表面温度算出的值。
发明效果
根据本发明，能够容易且廉价地制造板厚方向的组织变化少、低温韧性、特别是DWTT特性和CTOD特性优良的厚壁高强度热轧钢板，在产业上起到显著的效果。另外，根据本发明，还具有能够容易地制造除低温韧性外管线管铺设时的环缝焊接性优良的管线管用电阻焊钢管及管线管用螺旋钢管的效果。
另外，根据本发明，在上述效果的基础上，还具有板长方向、板宽方向的材质偏差少、材质的均匀性优良的效果。
另外，根据本发明，在上述效果的基础上，还具有局部的强度没有上升、尺寸精度优良的效果。
另外，根据本发明，在上述效果的基础上，还具有管成型性优良、尺寸精度优良的效果。
附图说明
图1是表示影响DWTT的ΔD与ΔV间的关系的图。
图2是表示ΔD、ΔV与加速冷却的冷却停止温度间的关系的图。
图3是表示ΔD、ΔV与卷取温度间的关系的图。
图4A是表示氧化黑皮的厚度给表层的拉伸强度带来的影响的图。
图4B是表示氧化黑皮的厚度给表层的延伸率带来的影响的图。
图5是表示碳当量Ceq给ΔHV带来的影响的图。
图6是表示板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的平均冷却速度给ΔHV带来的影响的图(碳当量Ceq为0.37%时)。
图7是表示卷取温度给最小板条间隔与碳当量Ceq间的关系带来的影响的图。
具体实施方式
本发明人为了实现上述目的，对给低温韧性、特别是DWTT特性、CTOD特性带来影响的各种因素进行了专心研究。其结果想到作为整个厚度的韧性试验(toughness test)的DWTT特性、CTOD特性，受到板厚方向的组织均匀性的较大影响。而且发现，板厚方向的组织不均对DWTT特性、CTOD特性造成的影响，在板厚为11mm以上的厚壁材料中变得明显。
另外，根据本发明人的进一步研究可知，在板厚方向上距钢板表面1mm的位置(表层部)处的主相铁素体的平均结晶粒径与钢板的板厚中央位置(板厚中心部)处的主相铁素体的平均结晶粒径的差ΔD为2μm以下、并且板厚方向上距钢板表面1mm的位置(表层部)处的第二相的组织比例(体积分数)与钢板的板厚中央位置(板厚中心部)处的第二相的组织比例(体积分数)的差ΔV为2%以下时，能够确保“优良的DWTT特性”、“优良的CTOD特性”。
首先，对作为本发明的基础的实验结果进行说明。
(实验例1)
使用以质量%计0.037%C-0.20%Si-1.59%Mn-0.016%P-0.0023%S-0.041%Al-0.061%Nb-0.013%Ti-余量由Fe构成的钢坯作为钢原材。另外，(Ti+Nb/2)/C为1.18。
将上述组成的钢原材加热至1230℃，实施精轧开始温度为980℃、精轧结束温度为800℃的热轧，制成板厚为14.5mm的热轧板，热轧结束后，实施在板厚中央位置的温度高于750℃的温度范围内以18℃/秒的冷却速度进行冷却、直至达到各种冷却停止温度的加速冷却，然后，在各种卷取温度(板厚中央位置的温度)下卷取，制成热轧钢板(钢带)。
从所得的热轧钢板裁取试验片，调查组织及DWTT特性。对于板厚方向上距钢板表面1mm的位置处(表层部)、钢板的板厚中央位置处(板厚中心部)的组织，求出主相铁素体的平均结晶粒径(μm)、第二相的组织比例(体积%)。根据所得的测定值，分别算出板厚方向上距钢板表面1mm的位置处(表层部)与钢板的板厚中央位置处(板厚中心部)的主相铁素体的平均结晶粒径的差ΔD和第二相的组织比例的差ΔV。另外，第二相为珠光体、马氏体、MA(也称为岛状马氏体)等。
由影响DWTT的ΔD与ΔV间的关系，将所得结果示于图1。另外，与后述的实施例1所述的(1)组织观察及(4)DWTT试验同样地进行组织和DWTT特性调查。
根据图1可知，在ΔD为2μm以下且ΔV达到2%以下时，能够可靠地维持DWTT达到-35℃以下的“优良的DWTT特性”。然后，将ΔD、ΔV与冷却停止温度间的关系示于图2，将ΔD、ΔV与卷取温度间的关系示于图3。
根据图2、图3可知，为了使ΔD为2μm以下且ΔV为2%以下，需要将所使用的钢的冷却停止温度调节至620℃以下、将卷取温度调节至647℃以下。
根据本发明人的进一步研究发现，为使ΔD为2μm以下且ΔV为2%以下所需要的冷却停止温度和卷取温度，主要依靠影响贝氏体相变开始温度的合金元素的含量、自热轧结束起的冷却速度来决定。即，为了使ΔD为2μm以下且ΔV为2%以下，重要的是以钢板的板厚中央位置的温度计、使冷却停止温度达到由下式定义的BFS以下的温度，
BFS(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR
(在此，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量(质量%)，CR为钢板的板厚中央位置的冷却速度(℃/秒))
并且，以钢板的板厚中央位置的温度计、使卷取温度达到由下式定义的BFS0以下的温度。
BFS0(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni
(在此，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量(质量%))
另外，根据本发明人的进一步研究发现，为了提高钢板的长度方向和宽度方向的材质均匀性，需要将热轧钢板表面形成的氧化黑皮(氧化皮)厚度调节至适当范围。
下面，对基于该见解的实验结果进行说明。
(试验例2)
使用以质量%计0.053%C-0.20%Si-1.60%Mn-0.012%P-0.0026%S-0.035%Al-0.061%Nb-0.013%Ti-0.0032%N-余量由Fe构成的钢坯作为钢原材。另外，(Ti+Nb/2)/C为0.82。
将上述组成的钢原材加热至1200℃，实施包含粗轧和精轧的热轧，从而制成热轧钢板(钢带)。另外，在粗轧前，通过除鳞机(RSB)(roughscale breaker)进行氧化皮的除去处理。另外，在精轧中，在精轧前通过除鳞机(RSB)(rough scale breaker)实施氧化皮除去处理，并实施使精轧输入侧温度FET及精轧输出侧温度FDT发生各种变化的热轧，制成表面的氧化黑皮厚度不同、板厚为15.6mm的热轧板。另外，在热轧结束后，实施在钢板的板厚中央位置的温度在750℃以下的温度范围内以50℃/秒的冷却速度进行冷却、直至达到540℃的冷却停止温度的加速冷却，然后，在520℃的卷取温度下卷取。
从板厚方向上距所得热轧钢板的表面1mm的位置处裁取拉伸试验片(板厚1mm厚×宽12.5mm：GL=25mm)，调查拉伸特性。
将所得的结果、拉伸特性(拉伸强度TS、延伸率El)与氧化黑皮厚度(μm)间的关系示于图4A及图4B。另外，与后述的实施例2中记载的(2)拉伸试验及(1)组织观察中的氧化黑皮厚度测定同样地对拉伸强度和氧化黑皮厚度进行测定。
由图4A及图4B可知，在氧化黑皮厚度为5～30μm的范围时，表层的拉伸特性(TS、El)的变化减少。由此想到，如果能够将氧化黑皮厚度调节到适当的范围，则表层的拉伸特性的偏差减小，结果是钢板的长度方向和宽度方向的材质的偏差也减小，材质的均匀性进一步提高。
另外，根据本发明人的进一步研究发现，即使实施上述这种热轧结束后的加速冷却，也存在强度局部上升的情况，因此管成型性降低。考虑这是因为板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的硬度存在局部上升的情况。为了抑制该管成型性的降低，想到需要使板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与钢板的板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t的差ΔHV为50点以下。为了使ΔHV为50点以下，不使板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm非常高是重要的，特别是合金元素量越多，淬透性越是提高，例如板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm的上升增大，使ΔHV增大而超过50点的倾向增强。因此，本发明人想到，在热轧钢板的碳当量Ceq超过特定值的情况下，需要根据碳当量Ceq对板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的冷却速度进行调节，使在热轧结束后的加速冷却时板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的冷却速度达到特定冷却速度以下。
下面，对基于上述见解的实验结果进行说明。
(实验例3)
使用以质量%计0.04～0.06%C-0.2～0.7%Si-0.93～1.84%Mn-0.030～0.048%Al-0.045～0.15%Nb-0.009～0.03%Ti-0～0.25%Ni-0～0.25%Cu-0～0.059%V-余量由Fe及不可避免的杂质构成、碳当量Ceq为0.234～0.496的钢坯作为钢原材。另外，使用下式算出碳当量Ceq。
Ceq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15…(4)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量%))
将上述组成的钢原材加热至1200℃，实施精轧开始温度为1010℃、精轧结束温度为810℃的热轧，制成板厚为25.4mm的热轧板，热轧结束后，实施在如下条件下进行各种冷却、直至以钢板的板厚中央位置的温度计达到470℃～490℃的冷却停止温度的加速冷却，在以钢板的板厚中央位置的温度计460℃～500℃的卷取温度下进行卷取，其中，上述条件为钢板的板厚中央位置处的冷却速度在18℃/秒、27℃/秒的范围内，并且板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的平均冷却速度达到80℃/秒、200℃/秒。从所得的热轧板裁取硬度测定试验片，在与轧制方向垂直相交的截面，通过维氏硬度计(载荷：10kgf)测定板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm、和板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t，算出其差值ΔHV(=HV1mm-HV1/2t)。
在实施板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的平均冷却速度达到80℃/秒和200℃/秒的加速冷却时，通过ΔHV与碳当量Ceq间的关系将所得的结果示于图5。另外，与后述的实施例3中记载的(2)硬度试验同样地进行ΔHV的测定。
由图5可知，ΔHV达到50点的Ceq，在平均冷却速度为80℃/秒时为0.40%，在平均冷却速度为200℃/秒时为0.37%。可知为了使ΔHV为50点以下，在Ceq超过0.37%时，需要使板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的平均冷却速度为200℃/秒以下。而且，将组成为以质量%计0.043%C-0.22%Si-1.64%Mn-0.015%P-0.0027%S-0.038%Al-0.059%Nb-0.011%Ti-0.18%Cu-0.18%Ni-0.16%Mo-余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢原材加热至1210℃，使精轧开始温度为1210℃、精轧结束温度为800℃。实施热轧而制成热轧板(板厚25.4mm)，在热轧结束后，对热轧板实施距表面1mm的位置处的平均冷却速度为10～350℃/秒的各种冷却。从所得的热轧板裁取硬度测定试验片，在与轧制方向垂直相交的截面，测定板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm、和钢板的板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t，算出ΔHV(=HV1mm-HV1/2t)。通过ΔHV与板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的平均冷却速度间的关系将所得结果示于图6。由图6可知，为了使ΔHV为50点以下，需要使板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的冷却速度为200℃/秒以下。
另外，根据本发明人的进一步研究发现，即使实施上述这种热轧结束后的加速冷却，也存在强度局部上升的情况，因此管成型性降低。考虑这是因为板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的硬度存在局部上升的情况。而且发现，该现象为板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的贝氏体相或贝氏体铁素体相、或者回火马氏体相的最小板条间隔小于0.1μm的情况。根据本发明人的进一步研究想到，为了抑制该管成型性的降低，以通过调节热轧后的热金属辊道(hot run table)上的冷却而使卷取温度达到300℃以上的方式进行调节是重要的。
下面，对基于上述见解的实验结果进行说明。
(实验例4)
使用以质量%计0.04～0.06%C-0.20～0.70%Si-0.93～1.84%Mn-0.030～0.048%Al-0.045～0.15%Nb-0.009～0.03%Ti-0～0.25%Ni-0～0.25%Cu-0～0.06%V-余量由Fe及不可避免的杂质构成、碳当量Ceq为0.234～0.496的钢坯作为钢原材。另外，使用下式算出碳当量Ceq。
Ceq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15…(4)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量%))
将上述组成的钢原材加热至1210℃，实施精轧开始温度为1000℃、精轧结束温度为800℃的热轧，制成板厚为25.4mm的热轧板，热轧结束后，实施在如下条件下进行冷却、直至以钢板的板厚中央位置的温度计达到200℃～500℃的冷却停止温度的加速冷却，在以钢板的板厚中央位置的温度计低于300℃、300℃以上2个水平的卷取温度下进行卷取，其中，上述条件为钢板的板厚中央位置处的冷却速度为34℃/秒，并且板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的平均冷却速度达到300℃/秒。从所得的热轧板裁取组织观察用试验片(薄膜)，使用透射电子显微镜(倍率：50000倍)，测定板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的贝氏体或贝氏体铁素体或回火马氏体的板条间隔，求出各热轧板的最小板条间隔。
通过最小板条间隔与碳当量Ceq间的关系，将所得结果示于图4。另外，与后述的实施例4中记载的(1)组织观察中的最小板条间隔的测定同样地进行最小板条间隔的测定。
由图7可知，通过使卷取温度CT为300℃以上，则无论碳当量Ceq如何，均能够使板厚方向上距表面1mm的位置处的贝氏体相、贝氏体铁素体相或回火马氏体相的最小板条间隔为0.1μm以上。
即，本发明人发现，通过使热轧结束后的热金属辊道上的冷却为以钢板的板厚中央位置的温度计、使冷却停止温度为300℃以上且BFS以下的冷却，并以钢板的板厚中央位置的温度计、使卷取温度为300℃以上来促进自退火，由此能够使板厚方向上距表面1mm的位置处的贝氏体相(也包括贝氏体铁素体相)或回火马氏体相的最小板条间隔为0.1μm以上。
首先，对本发明厚壁高强度热轧钢板的组成限定理由进行说明。另外，只要没有特别说明，则将质量%简记为%。
C：0.02～0.08%
C是具有使钢的强度提高的作用的元素，在本发明中，为了确保所要求的高强度，需要含有0.02%以上。另一方面，如果过量含有而超过0.08%，则使珠光体等第二相的组织比例增大，使母材的韧性及焊接热影响部的韧性降低。因此，将C限定在0.02～0.08%的范围内。另外，优选为0.04～0.06%。
Si：0.01～0.50%
Si具有通过固溶强化、淬透性的提高而使钢的强度增加的作用。在含有0.01%以上时能够确认了这种效果。另一方面，Si在γ(奥氏体，austenite)→α(铁素体，ferrite)相变时使C在γ相(奥氏体相，austenitephase)中富集，具有促进作为第二相的马氏体相的形成的作用，结果导致ΔD的增加，使钢板的韧性降低。另外，Si在电阻焊接时形成含有Si的氧化物，使焊接部品质降低，并使焊接热影响部的韧性降低。从这种观点出发，优选尽量降低Si含量，但可允许含有0.50%以下。根据上述内容，将Si限定为0.01～0.50%。优选为0.40%以下。
另外，由于用于电阻焊接钢管的热轧钢板中含有Mn，因此Si形成低熔点的Mn硅氧化物，来自焊接部的氧化物排出变得容易，因而含有0.10～0.30%的Si即可。
Mn：0.5～1.8%
Mn具有提高淬透性的作用，通过提高淬透性使钢板的强度增加。另外，Mn通过形成MnS来固定S，由此防止S的晶界偏析，抑制钢坯(slab)(钢原材)裂纹。为了得到这种效果，需要含有0.5%以上的Mn。
另一方面，如果含有超过1.8%的Mn，则促进钢坯铸造时的凝固偏析，使Mn富集部残留于钢板，使析出的发生增加。为了使该Mn富集部消失，需要加热至超过1300℃的温度，在工业规模下实施这种热处理并不现实。因此，将Mn限定在0.5～1.8%的范围内。另外，优选为0.9～1.7%。
P：0.025%以下
P在钢中作为杂质而不可避免地含有，具有使钢的强度提高的作用。但是，如果过量含有而超过0.025%则焊接性降低。因此，将P限定为0.025%以下。另外，优选为0.015%以下。
S：0.005%以下
S与P同样地在钢中作为杂质而不可避免地含有，如果过量含有而超过0.005%，则发生钢坯裂纹，并且在热轧钢板中形成粗大的MnS，发生延展性的降低。因此，将S限定在0.005%以下。另外，优选为0.004%以下。
Al：0.005～0.10%
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，为了得到这种效果，优选含有0.005%以上。另一方面，如果含有超过0.10%，则显著损害电阻焊接时焊接部的洁净性。因此，将Al限定在0.005～0.10%。另外，优选为0.08%以下。
Nb：0.01～0.10%
Nb是具有抑制奥氏体晶粒的粗大化、再结晶的作用的元素，能够进行热精轧中的奥氏体未再结晶温度范围轧制，并通过以碳氮化物微细析出，而不损害焊接性，具有以较少含量使热轧钢板高强度化的作用。为了得到这种效果，需要含有0.01%以上。另一方面，如果过量含有而超过0.10%，则导致热精轧中的轧制载荷的增大，存在热轧变得困难的情况。因此，将Nb限定在0.01～0.10%的范围内。另外，优选为0.03～0.09%。
Ti：0.001～0.05%
Ti具有形成氮化物来固定N、防止钢坯(钢原材)裂纹的作用，并且通过以碳化物微细析出，使钢板高强度化。这种效果在含有0.001%以上时变得显著，但如果含有超过0.05%，则由于析出强化而屈服点显著上升。因此，将Ti限定在0.001～0.05%的范围内。另外，优选为0.005～0.035%。
在本发明中，以含有上述范围的Nb、Ti、C，并且满足下述(1)式的方式，对Nb、Ti、C的含量进行调节。
(Ti+(Nb/2))/C＜4…(1)
Nb、Ti是碳化物形成倾向强的元素，假设在C含量低的情况下大部分的C变为碳化物，则铁素体晶粒内的固溶C量骤减。但是，铁素体晶粒内的固溶C量的骤减给管线管施工时的环缝焊接性带来不良影响。这是因为：在将使用铁素体晶粒内的固溶C量极度降低的钢板制造的钢管作为管线管进行环缝焊接的情况下，环缝焊接部的热影响部的晶粒生长变得显著，环缝焊接部的热影响部的韧性可能降低。由于上述内容，故在本发明中，以满足(1)式的方式调节Nb、Ti、C含量。由此，能够使铁素体晶粒内的固溶C量为10ppm以上，能够防止环缝焊接部的热影响部的韧性的降低。而且，为了抑制焊接部的强度降低，(1)式的左边优选为3以下。
在本发明中，上述成分为基本成分，在该基本组成的基础上，还根据需要选择含有V：0.01～0.10%、Mo：0.01～0.50%、Cr：0.01～1.0%、Cu：0.01～0.50%、Ni：0.01～0.50%中的1种或2种以上、和/或Ca：0.0005～0.005%作为选择元素。
V：0.01～0.10%、Mo：0.01～0.50%、Cr：0.01～1.0%、Cu：0.01～0.50%、Ni：0.01～0.50%中的1种或2种以上
V、Mo、Cr、Cu、Ni均为提高淬透性、使钢板的强度增加的元素，可以根据需要选择含有1种或2种以上。
V是具有使淬透性提高、并形成碳氮化物而使钢板高强度化的作用的元素，为了得到这种效果，优选含有0.01%以上。另一方面，如果大量含有超过0.10%，则使焊接性变差。因此，优选将V限定在0.01～0.10%。另外，进一步优选为0.03～0.08%。
Mo是具有使淬透性提高、并形成碳氮化物而使钢板高强度化的作用的元素，为了得到这种效果，优选含有0.01%以上。另一方面，如果大量含有超过0.50%，则使焊接性变差。因此，优选将Mo限定在0.01～0.50%。另外，进一步优选为0.05～0.30%。
Cr是具有使淬透性提高、并使钢板强度增加的作用的元素，为了得到这种效果，优选含有0.01%以上。另一方面，如果过量含有超过1.0%，则存在在电阻焊接时多发生焊接缺陷的倾向。因此，优选将Cr限定在0.01～1.0%。另外，进一步优选为0.01～0.80%。
Cu是具有使淬透性提高、并通过固溶强化或析出强化使钢板的强度增加的作用的元素。为了得到这种效果，优选含有0.01%以上，但如果含有超过0.50%则使热加工性降低。因此，将Cu限定在0.01～0.50%。另外，更优选为0.10～0.40%。
Ni是具有使淬透性提高、使钢的强度增加、并使钢板的韧性也提高的作用的元素。为了得到这种效果，优选含有0.01%以上。另一方面，即使含有超过0.50%，效果也饱和而不能期望与含量相称的效果，故在经济上变得不利。因此，优选将Ni限定在0.01～0.50%。另外，更优选为0.10～0.45%。
Ca：0.0005～0.005%
Ca是具有以CaS的形式将S固定、使硫化物类夹杂物球状化、从而控制夹杂物的形态的作用，并具有减小夹杂物周围的矩阵的晶格畸变、从而使氢的捕集能降低的作用的元素。在含有0.0005%以上时，这种效果变得显著，但如果含有超过0.005%，则导致CaO的增加，使耐腐蚀性、韧性降低。因此，在含有Ca的情况下，优选限定在0.0005～0.005%。另外，更优选为0.0009～0.003%。
上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。另外，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。
N：0.005%以下
钢中不可避免地含有N，但如果过量含有，则多发生钢原材(钢坯)铸造时的裂纹。因此，优选将N限定在0.005%以下。另外，更优选为0.004%以下。
O：0.005%以下
O在钢种作为各种氧化物而存在，是使热加工型、耐腐蚀性、韧性的降低的原因。因此，在本发明中优选尽可能地降低，但允许含有0.005%以下。由于极端的降低导致精炼成本的高涨，因此优选将O限定在0.005%以下。
Mg：0.003%以下
Mg与Ca同样，具有形成氧化物、硫化物，从而抑制粗大的MnS的形成的作用，但如果含有超过0.003%，则多发生Mg氧化物、Mg硫化物的聚集，导致韧性降低。因此，优选将Mg限定在0.003%以下。
Sn：0.005%以下
Sn由于作为制钢原料使用的废金属等而混入。Sn是容易在晶界等中偏析的元素，如果大量含有超过0.005%，则晶界强度降低，导致韧性的降低。因此，优选将Sn限定在0.005%以下。
本发明的厚壁高强度热轧钢板具有上述组成，而且，具有如下组织，板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径(μm)与钢板的板厚中央位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径(μm)的差ΔD为2μm以下，并且板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的第二相的组织比例(体积%)与钢板的板厚中央位置处的第二相的组织比例(体积%)的差ΔV为2%以下。作为本发明的热轧钢板的主相铁素体为贝氏体或贝氏体铁素体等低温相变铁素体及它们的混合，作为第二相，可以例示珠光体、马氏体、MA及它们的混合相。
仅在ΔD为2μm以下且ΔV为2%以下的情况下，厚壁高强度热轧钢板的低温韧性、特别是使用总厚试验片的DWTT特性或CTOD特性显著上升。在ΔD或ΔV中的任一项在上述范围之外的情况下，由图1可知，DWTT高于-35℃，DWTT特性降低，低温韧性变差。因此，在本发明中，对组织作如下限定：板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径(μm)与钢板的板厚中央位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径(μm)的差ΔD为2μm以下，并且板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的第二相的组织比例(体积%)与钢板的板厚中央位置处的第二相的组织比例(体积%)的差ΔV为2%以下。
另外，确认了：具有ΔD为2μm以下且ΔV为2%以下的组织的热轧钢板，满足板厚方向上距钢板表面1mm的位置处与板厚1/4位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径(μm)的差ΔD*为2μm以下、第二相的组织比例(%)的差ΔV*为2%以下，而且满足板厚方向上距钢板表面1mm的位置处与板厚3/4位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径(μm)的差ΔD**也为2μm以下、第二相的组织比例(%)的差ΔV**也为2%以下。
而且，优选本发明的厚壁高强度热轧钢板在表面具有厚度为3～30μm的范围的均匀的氧化黑皮。
如果表面形成的氧化黑皮的厚度小于3μm，则与厚于该厚度的情况相比导热系数降低，如图4A所示导致拉伸强度的降低，并且，结果导致板厚中央位置的冷却停止温度的上升，从而成为韧性降低的主要原因。另外，如果厚度小于3μm的氧化黑皮存在较薄的部分，则产生冷却不均，导致局部强度降低。另一方面，如果氧化黑皮的厚度厚至超过30μm，则与薄于该厚度的情况相比导热系数增加，如图4A所示导致拉伸强度的增加，并且，导致表层部的过度的高强度化，从而成为韧性降低的主要原因。另外，如果厚度超过30μm而存在较厚的部分，则产生冷却不均，导致局部强度增加、延展性降低。因此，将表面形成的氧化黑皮的厚度限定在3～30μm的范围。通过将表面形成的氧化黑皮的厚度调节至该范围内，钢板内各位置处的强度、延展性的偏差减小，钢板内各位置处的材质的均匀性提高。
另外，本发明热轧钢板具有上述组成和上述组织，而且优选具有如下硬度分布，板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与钢板的板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t的差ΔHV为50点以下
如果ΔHV超过50点，则容易发生局部强度上升，管成型性降低，导致管圆形度的降低。因此，在本发明中，将HV1mm与HV1/2t的差ΔHV限定为50点以下。
另外，本发明热轧钢板具有上述组成和上述组织，而且，优选具有板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置处的贝氏体相(也包含贝氏体铁素体相)或回火马氏体相的最小板条间隔为0.1μm以上的组织。
通过形成这种组织，制造管成型性优良的热轧钢板。
下面，对本发明热轧钢板的优选的制造方法进行说明。
作为钢原材的制造方法，优选通过转炉等常用的熔炼方法将上述组成的钢水熔炼，再通过连铸法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材，但在本发明中，制造方法并不限于上述内容。
对上述组成的钢原材进行加热而实施热轧。热轧包括将钢原材制成薄板坯的粗轧、和将该薄板坯制成热轧板的精轧。
钢原材的加热温度只要是能够轧制成热轧板的温度即可，而不需要进行特别限定，但优选使温度在1100～1300℃的范围。如果加热温度低于1100℃，则变形抗力高轧制负荷增大，给轧机的负荷过大。另一方面，如果加热温度达到高温至高于1300℃，则结晶晶粒粗大低温韧性降低，而且氧化皮生成量增大，成品率降低。因此，优选使热轧中的加热温度为1100～1300℃。
对被加热的钢原材实施粗轧，制成薄板坯(sheet bar)。粗轧的条件只要能得到所要求的尺寸形状即可，该条件没有特别限定。另外，从确保低温韧性的观点出发，优选使粗轧的轧制结束温度为1050℃以下。
另外，在本发明中的粗轧前，实施通过粗轧机用除鳞机RSB除去因加热而在钢原材表面产生的一次氧化皮的氧化皮除去处理。氧化皮除去处理可以在粗轧前及粗轧中进行数次。另外，为了将产品(热轧板)的氧化黑皮厚度调节至适当范围，优选避免过度使用除鳞机。
然后对所得薄板坯实施精轧。另外，优选对精轧前的薄板坯实施加速冷却、或者在平板上进行震动(oscillation)等来调节精轧开始温度。由此，能够使精轧机内的、在高韧性化方面有效的温度范围内的轧制率(有效轧制率)增大。另外，在本发明中，精轧的温度使用表面温度。
在精轧中，优选使输入侧温度FET为800～1050℃，使输出侧温度FDT为750～950℃。如果精轧的输入侧温度FET低于800℃，则存在表面附近被过冷却而低于Ar3相变点的情况，板厚方向的组织变得不均匀，韧性降低。另一方面，如果FET超过1050℃，则在精轧的轧机内，存在生成二次氧化皮(secondary scale)的情况，难以将氧化黑皮的厚度调节至所要求的适当范围内。另外，如果精轧的输出侧温度FDT低于750℃，则存在表面附近低于Ar3相变点的情况，板厚方向的组织变得不均匀，韧性降低。另一方面，如果FDT达到高温至超过950℃，则在精轧的轧机内，生成二次氧化皮，从而难以将氧化黑皮的厚度调节至所要求的适当范围内。
另外，优选对精轧前的薄板坯实施加速冷却、或在平板上进行震动(oscillation)等来调节精轧的输入侧温度。由此，能够使精轧机内的、在高韧性化方面有效的温度范围内的轧制率增大。另外，在本发明中，对精轧前薄板坯实施使用粗轧机用除鳞机FSB除去薄板坯上形成的二次氧化皮的氧化皮除去处理。氧化皮除去处理可以在精轧前、及精轧机的支架间通过冷却实施多次。另外，优选使实施氧化皮除去处理时的薄板坯的温度在800～1050℃的范围内。另外，为了将产品(热轧板)的氧化黑皮厚度调节至适当范围，优选避免过度使用除鳞机。通过该氧化皮除去处理，也能够调节精轧的输入侧温度。
在精轧中，从高韧性化的观点出发，优选使有效轧制率为20%以下。在此，“有效轧制率”是指950℃以下的温度范围的总轧制量(%)。另外，为了在板厚整体实现所要求的高韧性化，优选使钢板的板厚中央位置处的有效轧制率满足20%以上。热轧(精轧)结束后，优选在热金属辊道上对热轧板实施加速冷却。加速冷却的开始，优选在钢板的板厚中央位置的温度为750℃以上时进行。如果钢板的板厚中央位置的温度低于750℃，则形成高温相变铁素体(多边形铁素体)，通过γ→α相变时排出的C，在多边形铁素体周围形成第二相。因此，板厚中央位置处的第二相的组织比例增高，不能形成上述的所要求的组织。
优选以钢板的板厚中央位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的冷却速度进行加速冷却，直至BFS以下的冷却停止温度为止。另外，平均冷却速度为750～650℃的温度范围内的平均速度。
如果冷却速度小于10℃/秒，则容易形成高温相变铁素体(多边形铁素体)，板厚中央位置处的第二相的组织比例增高，不能形成的上述的所要求的组织。因此，热轧结束后的加速冷却，优选以钢板的板厚中央位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的冷却速度来进行。另外，更优选为20℃/秒以上。另外，冷却速度的上限依靠所使用的冷却装置的能力来决定，但优选慢于作为伴随翘曲等钢板形状变差的冷却速度的马氏体生成冷却速度。另外，这种冷却速度可通过利用了扇形喷嘴、棒状喷嘴、圆管喷嘴等的水冷装置来实现。
另外，在本发明中，板厚中央位置的温度、冷却速度、卷取温度等使用通过导热计算等算出的数值。
另外，上述加速冷却的冷却停止温度优选为，以板厚中央位置的温度计，达到BFS以下的温度。另外，更优选为(BFS-20℃)以下。BFS由下述(2)式定义。
BFS(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR…(2)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量(质量%)，CR为板厚中央位置的冷却速度(℃/秒))
另外，在上述冷却停止温度以下，在停止加速冷却后，在以板厚中央位置的温度计为BFS0℃以下的卷取温度下将热轧板卷取为卷材状。另外，更优选为(BFS0-20℃)以下。BFS0由下述(3)式定义。
BFS0(℃)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni…(3)
(在此，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的含量(质量%))
通过使加速冷却的冷却停止温度为BFS以下的温度，并使卷取温度为BFS0以下的温度，由此如图2及图3所示，ΔD达到2μm以下且ΔV达到2%以下，板厚方向的组织的均匀性变得显著。由此，能够确保优良的DWTT特性和优良的CTOD特性，能够制成低温韧性显著提高的厚壁高强度热轧钢板。
另外，卷取成卷材状的热轧板优选以20～60℃/小时的卷材中央部(卷材长度方向中央部)的冷却速度冷却至室温。如果冷却速度小于20℃/小时，则由于发生结晶晶粒的生长，因此存在韧性降低的情况。另外，如果冷却速度超过60℃/小时，则卷材中央部与卷材外周部或内周部之间的温度差增大，容易导致卷材形状的恶化。
以下，基于实施例进一步对本发明进行详细说明。
实施例
[实施例1]
使用表1所示组成的钢坯(钢原材)(壁厚：220mm)，在表2所示热轧条件下实施热轧，热轧结束后，在表2所示的冷却条件下进行冷却，在表2所示卷取温度下卷取为卷材状，制成表2所示板厚的热轧钢板(钢带)。另外，以这些热轧钢板作为原材，通过冷弯连续成型制成开管，将该开管的端面相互电阻焊接，制成电阻焊钢管(外径660mmΦ)。
从所得热轧钢板裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验、冲击试验、DWTT试验、CTOD试验。另外，对电阻焊钢管实施DWTT试验、CTOD试验。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得热轧钢板裁取组织观察用试验片，将轧制方向的截面研磨、腐蚀，通过光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描电子显微镜(倍率：1000倍)分别对2个以上的视野进行观察，进行拍摄，使用图像分析装置，测定主相铁素体相(指硬质的低温相变铁素体，包括贝氏体铁素体或贝氏体以及它们的混合相)的平均结晶粒径、及主相铁素体相以外的第二相(珠光体、马氏体或MA以及它们的混合相)的组织比例(体积%)。观察位置为板厚方向上距钢板表面1mm的位置及板厚中央位置。另外，主相铁素体相的平均结晶粒径如下求得：通过切断法求出平均结晶粒径，并将公称粒径作为该位置的平均结晶粒径。
(2)拉伸试验
从所得热轧钢板裁取板状的试验片(平行部宽：25mm、标点间距离：50mm)，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为拉伸试验方向，根据ASTM E8M-04的规定，在室温下实施拉伸试验，求得拉伸强度TS。
(3)冲击试验
从所得热轧钢板的板厚中央位置处裁取V型缺口试验片，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，根据JIS Z2242的规定实施摆锤冲击试验，求得试验温度为-80℃时的吸收能(J)。另外，制作3根试验片，求得所得吸收能值的算术平均数，并作为该钢板的吸收能值vE-80(J)。将vE-80为300J以上的情况评价为“韧性良好”。
(4)DWTT试验
从所得热轧钢板裁取DWTT试验片(大小：板厚×宽3英寸×长12英寸)，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，并根据ASTM E436的规定，进行DWTT试验，求得延展性断面率达到85%的最低温度(DWTT)。DWTT为-35℃以下的情况评价为具有“优良的DWTT特性”。
另外，从电阻焊钢管的母材部裁取DWTT试验片，使试验片的长度方向为管周方向，并与钢板同样地，进行DWTT试验。
(5)CTOD试验
从所得热轧钢板裁取CTOD试验片(大小：板厚×宽(2×板厚)×长(10×板厚))，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，根据ASTM E1290的规定，在-10℃的试验温度下进行CTOD试验，求得-10℃下的极限开口位移量(CTOD)值。另外，以三点弯曲的方式负载试验载荷，在槽口部安装位移计，求得极限开口位移量CTOD值。将CTOD值为0.30mm以上的情况评价为具有“优良的CTOD特性”。
另外，从电阻焊钢管裁取CTOD试验片，使与管轴方向垂直相交的方向为试验片的长度方向，将槽口导入母材部和焊缝部，与钢板同样地进行CTOD试验。
将所得结果示于表3。
本发明例均为如下所述的热轧钢板：具有适当的组织，具有TS为521MPa以上的高强度，其vE-80为300J以上、CTOD值为0.30mm以上、DWTT为-35℃以下，具有优良的低温韧性，特别是具有优良的CTOD特性、优良的DWTT特性。另外，使用了本发明例的热轧钢板的电阻焊钢管是母材部、焊缝部均具有0.30mm以上的CTOD值、-20℃以下的DWTT，并具有优良的低温韧性的钢管。
另一方面，偏离本发明的范围的比较例的vE-80小于300J，或者CTOD值小于0.30mm，或者DWTT高于-35℃，因而低温韧性降低。热轧结束后的加速冷却的冷却速度低于本发明的范围的比较例(钢板No.5)的第二相的组织比例的差ΔV超过2%，因而低温韧性降低。另外，在加速冷却的冷却停止温度高于本发明的范围的比较例(钢板No.4)中，ΔD超过2μm，因而低温韧性降低。在加速冷却的冷却停止温度高于本发明的范围，且卷取温度高于本发明的范围的比较例(钢板No.8)中，ΔD超过2μm、ΔV超过2%，因而低温韧性降低。另外，不满足(1)式的组成的比较例(钢板No.14)的ΔD超过2μm，因而低温韧性降低。另外，使用该钢板制造的电阻焊钢管的母材部和焊缝部的低温韧性也降低。
[实施例2]
使用表4所示组成的钢坯(钢原材)(壁厚：230mm)，在表5所示热轧条件下实施热轧，热轧结束后，在表5所示的冷却条件下进行冷却，在表5所示的卷取温度下卷取为卷材状，制成表5所示的板厚的热轧钢板(钢带)。另外，以这些热轧钢板作为原材，通过冷弯连续成型制成开管，将该开管的端面相互电阻焊接，制成电阻焊钢管(外径660mmΦ)。
从所得热轧钢板裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验、冲击试验、DWTT试验、CTOD试验。另外，对电阻焊钢管实施DWTT试验、CTOD试验。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得热轧钢板裁取组织观察用试验片，将轧制方向的截面研磨、腐蚀，通过光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描电子显微镜(倍率：1000倍)分别对2个以上的视野进行观察，进行拍摄，使用图像分析装置，测定主相铁素体相(指硬质的低温相变铁素体，包括贝氏体铁素体或贝氏体以及它们的混合相)的平均结晶粒径、及主相铁素体相以外的第二相(珠光体、马氏体或MA以及它们的混合相)的组织比例(体积%)。观察位置为板厚方向上距钢板表面1mm的位置及板厚中央位置。另外，主相铁素体相的平均结晶粒径如下求得：通过切断法求出平均结晶粒径，并将公称粒径作为该位置的平均结晶粒径。
另外，从所得热轧钢板的长度方向的各位置(长度方向上间隔40m的4个位置)、宽度方向的各位置(宽度方向上间隔0.4m的4个位置)处裁取氧化黑皮厚度测定用试验片，将轧制方向的截面研磨，使用光学显微镜或扫描电子显微镜测定氧化黑皮厚度。算出所得的氧化黑皮厚度的平均值、平均氧化黑皮厚度ts、和各位置的氧化黑皮厚度中的最大值与最小值的差Δts。
(2)拉伸试验
从所得热轧钢板的长度方向的各位置(长度方向上间隔40m的4个位置)、宽度方向的各位置(宽度方向上间隔0.4m的4个位置)处裁取板状试验片(平行部宽：25mm、标点间距离：50mm)，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为拉伸试验方向，根据ASTM E8M-04的规定，在室温下实施拉伸试验，求得拉伸强度TS。由所得的各位置的拉伸强度TS求出最小值与最大值的差，来作为偏差ΔTS，对钢板各位置的拉伸强度的偏差进行评价。认为ΔTS为35MPa以内的情况是均匀的。
(3)冲击试验
从所得热轧钢板的长度方向的各位置(长度方向上间隔40m的4个位置)、宽度方向的各位置(宽度方向上间隔0.4m的4个位置)的板厚中央位置处裁取V型缺口试验片，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，根据JIS Z2242的规定实施摆锤冲击试验，求得试验温度为-80℃时的吸收能(J)。另外，制作3根试验片，求得所得吸收能值的算术平均数，并作为该钢板的吸收能值vE-80(J)。将vE-80为300J以上的情况评价为“韧性良好”。另外，由所得的各位置的vE-80求得最小值与最大值的差，从而作为偏差ΔvE-80，对钢板各位置的韧性的偏差进行评价。认为ΔvE-80为45J以内的情况是均匀的。
(4)DWTT试验
从所得热轧钢板裁取DWTT试验片(大小：板厚×宽3英寸×长12英寸)，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，并根据ASTM E436的规定，进行DWTT试验，求得延展性断面率达到85%的最低温度(DWTT)。将DWTT为-35℃以下的情况评价为具有“优良的DWTT特性”。
另外，从电阻焊钢管的母材部裁取DWTT试验片，使试验片的长度方向为管周方向，并与钢板同样地，进行DWTT试验。
(5)CTOD试验
从所得热轧钢板裁取CTOD试验片(大小：板厚t×宽(2×t)×长(10×t))，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，根据ASTME1290的规定，在-10℃的试验温度下进行CTOD试验，求得-10℃下的极限开口位移量(CTOD值)。另外，以三点弯曲的方式负载试验载荷，在槽口部安装位移计，求得极限开口位移量CTOD值。将CTOD值为0.30mm以上的情况评价为具有“优良的CTOD特性”。
另外，从电阻焊钢管裁取CTOD试验片，使与管轴方向垂直相交的方向为试验片的长度方向，将槽口导入母材部和焊缝部，与钢板同样地进行CTOD试验。
将所得结果示于表6。
本发明例均为如下所述的热轧钢板：具有适当厚度的氧化黑皮、适当的组织，具有TS为510MPa以上的高强度，其vE-80为300J以上、CTOD值为0.30mm以上、DWTT为-35℃以下，具有优良的低温韧性，并且，板长方向及板宽方向上的材质不均少故具有均匀的材质，特别是具有优良的CTOD特性、优良的DWTT特性。使用了本发明例的热轧钢板的电阻焊钢管的母材部、焊缝部均具有0.30mm以上的CTOD值、-20℃以下的DWTT，并具有优良的低温韧性。
另一方面，偏离本发明的范围的比较例的vE-80小于300J，或者CTOD值小于0.30mm，或者DWTT高于-35℃，或者低温韧性降低，而且氧化黑皮厚度存在不均，板长方向及板宽方向上的材质不均增大。热轧结束后的加速冷却的冷却速度低于本发明的范围的比较例(钢板No.5)的第二相的组织比例的差ΔV超过2%，低温韧性降低。另外，在加速冷却的冷却停止温度高于本发明的范围的比较例(钢板No.4)中，平均氧化黑皮厚度超过30μm，另外氧化黑皮厚度存在不均，另外ΔD超过2μm，低温韧性降低。另外，拉伸强度ΔTS的偏差大。在加速冷却的的冷却速度低于本发明的范围，且卷取温度高于本发明的范围的比较例(钢板No.3)中，平均氧化黑皮厚度小于3μm，ΔV超过2%，因而低温韧性降低。另外，没有通过除鳞机进行氧化皮除去处理的比较例(钢板No.7)的平均氧化黑皮厚度超过30μm，另外，氧化黑皮厚度存在不均，拉伸强度ΔTS的偏差大。另外，在精轧前不通过除鳞机进行氧化皮除去处理的情况下，卷取温度高于本发明范围的比较例(钢板No.8)的平均氧化黑皮厚度超过30μm，另外，氧化黑皮厚度存在不均，拉伸强度ΔTS的偏差大。而且，ΔD超过2μm，ΔV超过2%，低温韧性降低。另外，不满足(1)式的组成的比较例(钢板No.15)的ΔD超过2μm，低温韧性降低。另外，使用该钢板制造的电阻焊钢管的母材部和焊缝部的低温韧性也降低。
[实施例3]
使用表7所示组成的钢坯(钢原材)(壁厚：230mm)，在表8所示热轧条件下实施热轧，热轧结束后，在表8所示的冷却条件下进行冷却，在表8所示的卷取温度下卷取为卷材状，制成表8所示的板厚的热轧钢板(钢带)。另外，以这些热轧钢板作为原材，通过冷弯连续成型制成开管，将该开管的端面相互电阻焊接，制成电阻焊钢管(外径660mmΦ)。
从所得热轧钢板裁取试验片，实施组织观察、硬度试验、拉伸试验、冲击试验、DWTT试验、CTOD试验。另外，对电阻焊钢管实施DWTT试验、CTOD试验。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得热轧钢板裁取组织观察用试验片，将轧制方向的截面研磨、腐蚀，通过光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描电子显微镜(倍率：1000倍)分别对2个以上的视野进行观察，进行拍摄，使用图像分析装置，测定主相铁素体相(指硬质的低温相变铁素体，包括贝氏体铁素体或贝氏体以及它们的混合相)的平均结晶粒径、及主相铁素体相以外的第二相(珠光体、马氏体或MA以及它们的混合相)的组织比例(体积%)。观察位置为板厚方向上距钢板表面1mm的位置及板厚中央位置。另外，主相铁素体相的平均结晶粒径如下求得：测定各铁素体晶粒的面积，由该面积算出圆等效径，将所得各铁素体晶粒的圆等效径算术平均，从而作为该位置的平均结晶粒径。
(2)硬度试验
从所得热轧钢板裁取组织观察用试验片，使用维氏硬度计(试验力：98N(载荷：10kgf))对轧制方向截面进行硬度HV测定。测定位置是板厚方向上距钢板表面1mm的位置及板厚中央位置。各位置的硬度测定在3处以上进行。将所得测定结果算术平均，来作为各位置的硬度。由所得各位置的硬度算出板厚方向上距钢板表面1mm的位置的硬度HV1mm与板厚中央位置的硬度HV1/2t的差ΔHV(=HV1mm-HV1/2t)。
(3)拉伸试验
从所得热轧钢板裁取板状试验片(平行部宽：25mm、标点间距离：50mm)，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，根据ASTME8M-04的规定，在室温下实施拉伸试验，求得拉伸强度TS。
(4)冲击试验
从所得热轧钢板的板厚中央位置处裁取V型缺口试验片，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，根据JIS Z2242的规定实施摆锤冲击试验，求得试验温度为-80℃时的吸收能(J)。另外，制作3根试验片，求得所得吸收能值的算术平均数，从而作为该钢板的吸收能值vE-80(J)。将vE-80为200J以上的情况评价为“韧性良好”。
(5)DWTT试验
从所得热轧钢板裁取DWTT试验片(大小：板厚×宽3英寸×长12英寸)，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，并根据ASTM E436的规定，进行DWTT试验，求得延展性断面率达到85%的最低温度(DWTT)。将DWTT为-35℃以下的情况评价为具有“优良的DWTT特性”。
另外，从电阻焊钢管的母材部裁取DWTT试验片，使试验片的长度方向为管周方向，并与钢板同样地进行DWTT试验。
(6)CTOD试验
从所得热轧钢板裁取CTOD试验片(大小：板厚×宽(2×板厚)×长(10×板厚))，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，根据ASTM E1290的规定，在-10℃的试验温度下进行CTOD试验，求得-10℃下的极限开口位移量(CTOD值)。另外，以三点弯曲的方式负载试验载荷，在槽口部安装位移计，求得极限开口位移量CTOD值。将CTOD值为0.30mm以上的情况评价为具有“优良的CTOD特性”。
另外，从电阻焊钢管裁取CTOD试验片，使与管轴方向垂直相交的方向为试验片的长度方向，将槽口导入母材部和焊缝部，与钢板同样地进行CTOD试验。
将所得结果示于表9。另外，测定所得电阻焊钢管的圆形度。
(7)圆形度测定
在与所得钢管的管长方向垂直相交的截面处测定管外径，并根据JIS B0182，使用下式测定管截面的圆形度。
圆形度(%)={(最大外径-最小外径)/(公称直径)}×100
另外，将圆形度小于0.90%的情况评价为圆形度良好(○)。
本发明例均为如下所述的热轧钢板：在板厚方向上具有适当的组织和适当的硬度差，具有TS为521MPa以上的高强度，其vE-80为200J以上、CTOD值为0.30mm以上，具有-35℃以下的DWTT、优良的低温韧性，特别是具有优良的CTOD特性、优良的DWTT特性。而且，使用了本发明例的热轧钢板的电阻焊钢管的母材部、焊缝部均具有0.30mm以上的CTOD值、-20℃以下的DWTT，并具有优良的低温韧性。另外，使用了本发明的热轧钢板的电阻焊钢管的圆形度均小于0.90%，为良好。
另一方面，偏离本发明的范围的比较例的vE-80小于200J，或者CTOD值小于0.30mm，或者DWTT高于-35℃，或者ΔHV超过50点，圆形度降低至0.90%以上。热轧结束后的加速冷却的冷却速度低于本发明的范围的比较例(钢板No.3)的第二相的组织比例的差ΔV超过2%，低温韧性降低。另外，加速冷却的冷却停止温度高于本发明的范围的比较例(钢板No.15)的ΔD超过2μm，低温韧性降低。加速冷却的冷却停止温度高于本发明的范围、卷取温度高于本发明的范围的比较例(钢板No.6)的ΔD超过2μm、ΔV超过2%，低温韧性降低。另外，组成不满足(1)式的组成的比较例(钢板No.16)的电阻焊钢管焊缝部的CTOD值小于0.30mm，低温韧性降低。另外，由于加速冷却的冷却速度与Ceq间的关系，因此板厚方向上距钢板表面1mm的位置的硬度高于本发明的范围、且ΔHV高于本发明的范围至超过50点的比较例(钢板No.11)的圆形度降低至0.90%。
[实施例4]
使用表10所示组成的钢坯(钢原材)(壁厚：215mm)，在表11所示热轧条件下实施热轧，热轧结束后，在表11所示的冷却条件下进行冷却，在表11所示的卷取温度下卷取为卷材状，制成表11所示的板厚的热轧钢板(钢带)。另外，以这些热轧钢板作为原材，通过冷弯连续成型制成开管，将该开管的端面相互电阻焊接，制成电阻焊钢管(外径660mmΦ)。
从所得热轧钢板裁取试验片，实施组织观察、硬度试验、拉伸试验、冲击试验、DWTT试验、CTOD试验。另外，对电阻焊钢管实施DWTT试验、CTOD试验。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得热轧钢板裁取组织观察用试验片，将轧制方向的截面研磨、腐蚀，通过光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描电子显微镜(倍率：2000倍)分别对2个以上的视野进行观察，进行拍摄，使用图像分析装置，测定主相铁素体相(指硬质的低温相变铁素体，包括贝氏体铁素体或贝氏体)的平均结晶粒径、及主相铁素体相以外的第二相(珠光体、马氏体或MA以及它们的混合相)的组织比例(体积%)。观察位置为板厚方向上距钢板表面1mm的位置及板厚中央位置。另外，主相铁素体相的平均结晶粒径如下求得：测定各铁素体晶粒的面积，由该面积算出圆等效径，将所得各铁素体晶粒的圆等效径算术平均，从而作为该位置的平均结晶粒径。
另外，从板厚方向上距所得热轧钢板的表面1mm的位置处裁取薄膜试样，使用透射电子显微镜(倍率：50000倍)对3个以上的视野进行观察，进行拍摄，测定贝氏体(也包含贝氏体铁素体)或回火马氏体的板条间隔。然后，求得所得板条间隔中的最小值。
(2)拉伸试验
从所得热轧钢板裁取板状试验片(平行部宽：25mm、标点间距离：50mm)，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，根据ASTME8M-04的规定，在室温下实施拉伸试验，求得拉伸强度TS。
(3)冲击试验
从所得热轧钢板的板厚中央位置处裁取V型缺口试验片，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，根据JIS Z2242的规定实施摆锤冲击试验，求得试验温度为-80℃时的吸收能(J)。另外，制作3根试验片，求得所得吸收能值的算术平均数，从而作为该钢板的吸收能值vE-80(J)。将vE-80为250J以上的情况评价为“韧性良好”。
(4)DWTT试验
从所得热轧钢板裁取DWTT试验片(大小：板厚×宽3英寸×长12英寸)，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，并根据ASTM E436的规定，进行DWTT试验，求得延展性断面率达到85%的最低温度(DWTT)。将DWTT为-50℃以下的情况评价为具有“优良的DWTT特性”。
另外，从电阻焊钢管的母材部裁取DWTT试验片，使试验片的长度方向为管周方向，与钢板同样地进行DWTT试验。
(5)CTOD试验
从所得热轧钢板裁取CTOD试验片(大小：板厚×宽(2×板厚)×长(10×板厚))，使与轧制方向垂直相交的方向(C方向)为长度方向，根据ASTM E1290的规定，在-10℃的试验温度下进行CTOD试验，求得-10℃下的极限开口位移量(CTOD值)。另外，以三点弯曲的方式负载试验载荷，在槽口部安装位移计，求得极限开口位移量CTOD值。将CTOD值为0.30mm以上的情况评价为具有“优良的CTOD特性”。
另外，从电阻焊钢管裁取CTOD试验片，使与管轴方向垂直相交的方向为试验片的长度方向，将槽口导入母材部和焊缝部，与钢板同样地进行CTOD试验。
将所得结果示于表12。另外，调查所得电阻焊钢管的圆形度。根据JIS B0182的规定，测定与管轴方向垂直的截面的外径，使用由{(最大外径)-(最小外径)}/公称直径×100(%)算出的值作为圆形度。
本发明例均为如下所述的热轧钢板：在板厚方向上具有适当的组织，和TS为510MPa以上的高强度，其vE-80为250J以上、CTOD值为0.30mm以上，具有-50℃以下的DWTT、优良的低温韧性，特别是具有优良的CTOD特性、优良的DWTT特性。而且，使用了本发明例的热轧钢板的电阻焊钢管的母材部、焊缝部均具有0.30mm以上的CTOD值、-40℃以下的DWTT，并具有优良的低温韧性。
另一方面，偏离本发明的范围的比较例的vE-80小于250J，或者CTOD值小于0.30mm，或者DWTT高于-50℃，或者低温韧性降低，或者制成管后的圆形度降低。热轧结束后的加速冷却的冷却速度低于本发明的范围、而且卷取温度高于本发明的范围的比较例(钢板No.6)的第二相的组织比例的差ΔV超过2%，低温韧性降低。另外，卷取温度低于本发明的范围的比较例(钢板No.3)的最小板条间隔小于0.1μm，圆形度降低。加速冷却的冷却停止温度高于本发明的范围、卷取温度高于本发明的范围的比较例(钢板No.11)的ΔD超过2μm，ΔV超过2%，低温韧性降低。另外，组成不满足(1)式的组成的比较例(钢板No.16)的电阻焊钢管的母材部和焊缝部的低温韧性降低。另外，加速冷却的冷却停止温度高于本发明的范围的比较例(钢板No.13)的ΔV超过2%，低温韧性降低。另外，加速冷却的冷却速度低于本发明的范围、而且卷取温度低于本发明的范围的比较例(钢板No.15)的ΔV超过2%，低温韧性降低。
产业上的利用可能性
根据本发明，能够容易并廉价地制造板厚方向的组织变化少，低温韧性，特别是DWTT特性和CTOD特性优良的厚壁高强度热轧钢板，在产业上起到优良的效果。另外，根据本发明，除低温韧性外，还具有能够容易地制造管线管铺设时的环缝焊接性优良的管线管用电阻焊钢管及管线管用螺旋钢管的效果，从而能够适用于防酸气用途(sourservice)的管线管用电阻焊钢管及管线管用螺旋钢管。
另外，根据本发明，在上述效果的基础上，还具有板长方向、板宽方向的材质偏差少、材质的均匀性优良的效果。
另外，根据本发明，在上述效果的基础上，还具有尺寸精度优良的效果。
另外，根据本发明，在上述效果的基础上，还具有管成型性优良、尺寸精度优良的效果。
表1
Figure GDA00003270207800431
*)(1)式左边值=(Ti+Nb/2)/C
表2
Figure GDA00003270207800441
*)钢板的板厚中央位置的温度
**)钢板的板厚中央位置的750～650℃的温度范围的平均冷却速度
***)钢板的板厚中央位置的温度
表3
Figure GDA00003270207800451
*)板厚方向上距钢板表面1mm的位置处与钢板的板厚中央位置处的组织差
表4
Figure GDA00003270207800461
*)(1)式左边值=(Ti+Nb/2)/C
表5
Figure GDA00003270207800471
*)钢板的板厚中央位置的温度
**)钢板的板厚中央位置的750～650℃的温度范围的平均冷却速度
表6
Figure GDA00003270207800481
*)板厚方向上距钢板表面1mm的位置处与钢板的板厚中央位置处的组织差
表7
Figure GDA00003270207800491
*)(1)式左边值=(Ti+Nb/2)/C
**)Ceq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15
表8
*)钢板的板厚中央位置的温度
**)钢板的板厚中央位置的750～650℃的温度范围的平均冷却速度
表9
Figure GDA00003270207800511
*)板厚方向上距钢板表面1mm的位置处与钢板的板厚中央位置处的组织差
*)板厚方向上距钢板表面1mm的位置处与钢板的板厚中央位置处的硬度差
表10
Figure GDA00003270207800521
*)(1)式左边值=(Ti+Nb/2)/C
**)Ceq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15
表11
Figure GDA00003270207800531
*)钢板的板厚中央位置的温度
**)钢板的板厚中央位置的750～650℃的温度范围的平均冷却速度
表12
Figure GDA00003270207800541
*)板厚方向上距钢板表面1mm的位置处与钢板的板厚中央位置处的组织差
**)板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的贝氏体或回火马氏体的板条间隔
***)没有形成板条

Claims (10)

1.一种厚壁高强度热轧钢板，其具有：
如下组成，以质量%计，含有C：0.02～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.5～1.8%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.10%、Nb：0.01～0.10%、Ti：0.001～0.05%，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成；和
如下组织，板厚方向上距钢板表面1mm的位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径与所述钢板的板厚中央位置处的主相铁素体相的平均结晶粒径的差ΔD为2μm以下，并且板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置处的第二相的组织比例与所述钢板的板厚中央位置处的第二相的组织比例的差ΔV为2%以下，其中，平均结晶粒径的单位为μm，组织比例的单位为体积%，
(Ti+(Nb/2))/C＜4  …(1)
在此，Ti、Nb、C为各元素的质量%含量，
所述热轧钢板的板厚为17.5mm以上，
所述钢板的表面还具有厚度为3～30μm的氧化黑皮。
2.如权利要求1所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置处的维氏硬度HV1mm与所述钢板的板厚中央位置处的维氏硬度HV1/2t的差ΔHV为50点以下。
3.如权利要求1所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，具有板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置处的贝氏体相或回火马氏体相的最小板条间隔为0.1μm以上的组织。
4.如权利要求1～3中任一项所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，形成以质量%计还含有V：0.01～0.10%、Mo：0.01～0.50%、Cr：0.01～1.0%、Cu：0.01～0.50%、Ni：0.01～0.50%中的1种或2种以上的组成。
5.如权利要求1～3中任一项所述的厚壁高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，形成以质量%计还含有Ca：0.0005～0.005%的组成。
6.一种表面具有厚度为3～30μm的氧化黑皮的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，加热钢原材，实施包含粗轧和精轧的热轧，进行以所述钢板的板厚中央位置的平均冷却速度计10℃/秒以上的加速冷却，直至以钢板的板厚中央位置的温度计达到由下述(2)式定义的BFS以下的冷却停止温度为止，然后，在以钢板的板厚中央位置的温度计为由下述(3)式定义的BFS0以下的卷取温度下进行卷取，
所述钢原材具有如下组成，以质量%计，含有C：0.02～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.5～1.8%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.10%、Nb：0.01～0.10%、Ti：0.001～0.05%，并且以满足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
(Ti+(Nb/2))/C＜4  …(1)
BFS=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR  …(2)
BFS0=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni  …(3)
在此，C、Ti、Nb、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni为各元素的质量%含量，CR为钢板的板厚中央位置的冷却速度，其单位为℃/s，BFS和BFS0的单位为℃，
所述热轧钢板的板厚为17.5mm以上，
在所述粗轧前及所述精轧前通过除鳞机进行氧化皮除去处理，并进行将所述精轧的输入侧温度FET设为800～1050℃、且将所述精轧的输出侧温度FDT设为750～950℃的热轧。
7.如权利要求6所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，在所述加速冷却中，按照所述组成，当由下述(4)式定义的碳当量Ceq为0.37%以下时，实施以板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置的平均冷却速度计为10℃/秒以上的冷却，当所述碳当量Ceq超过0.37%时，实施以板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置的平均冷却速度计为10～200℃/秒的冷却，
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15  …(4)
在此，C、Ti、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的质量%含量，Ceq以%计。
8.如权利要求6所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，在所述加速冷却中，实施以板厚方向上距所述钢板表面1mm的位置的平均冷却速度计为100℃/秒以上的冷却，然后，在以所述钢板的板厚中央位置的温度计为300℃以上的卷取温度下进行卷取。
9.如权利要求6～8中任一项所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板在所述组成的基础上，形成以质量%计还含有V：0.01～0.10%、Mo：0.01～0.50%、Cr：0.01～1.0%、Cu：0.01～0.50%、Ni：0.01～0.50%中的1种或2种以上的组成。
10.如权利要求6～8中任一项所述的厚壁高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板在所述组成的基础上，形成以质量%计还含有Ca：0.0005～0.005%的组成。
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