CN102046829B - 低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的目的在于提供一种具有API5L-X80规格以上的高强度、且兼具低温韧性和延展性破坏停止性能的管线管用热轧钢板(热卷)及其制造方法。因此，本发明的热轧钢板的成分组成以规定的范围含有C、Si、Mn、Al、N、Nb、Ti、Ca、V、Mo、Cr、Cu、Ni，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，显微组织为连续冷却相变组织，在该连续冷却相变组织中，以平均粒径为1～3nm且平均密度为3～30×1022个/m3的方式分散含有包含Nb的析出物，含有以百分比计为50％以上的粒状贝氏体铁素体和/或准多边形铁素体，还含有包含Ti氮化物的析出物，其平均当量圆直径为0.1～3μm，且含有以其个数计为50％以上的包含Ca、Ti和Al的复合氧化物。

Description

低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用途高强度热轧钢板及其制造方法。 
背景技术
近年，原油、天然气等能量资源的开发地域扩展到了北海、西伯利亚、北美、萨哈林等寒冷地带以及北海、墨西哥湾、黑海、地中海、印度洋等深海之类的自然环境严酷的地域。另外，从重视地球环境的观点出发，要求增加开发天然气，同时从管线***的经济性的观点出发，要求减轻钢材重量和操作压力的高压化。对应于这些环境条件变化，对管线管所要求的特性越来越高且多样化，大致分为下述要求：(1)厚壁/高强度化、(2)高韧性化、(3)现场焊接性提高所伴随的低碳当量(Ceq)化、(4)耐腐蚀性的严格化、(5)冻土、地震、断层地带中的高变形性能。另外，根据使用环境，通常综合要求上述特性。 
进而，在最近原油、天然气需求增大的背景下，欲正式开发由于至今为止没有盈利性而搁置了开发的遥远地带或自然环境严酷的地域。特别是用于远距离输送原油、天然气的管线的管线管，除要求用于提高输送效率的厚壁、高强度化之外，还强烈要求能耐受在寒冷地带中使用的高韧性化，兼顾这些要求特性逐渐成为技术课题。 
寒冷地带中的管线管的破坏事故令人担忧。管线管的内压所致的破坏方式大致分为脆性破坏和延展性破坏，前者的脆性破坏的传播停止可以通过DWTT(Drop Weight Tear Test，落锤撕裂试验)试验(通过冲击试验机中试验片断裂时的延展性断面率和冲击吸收能量来评价低温地域的钢的韧性)进行评价，后者的延展性破坏的传播停止可以通过夏比冲击试验中的冲击吸收能量进行评价。特别是天然气管线用钢管，由于内压高，龟裂的 传播速度比破裂后的减压波的速度更快，因此不仅要求低温韧性(耐脆性破坏性)，从防止延展性破坏的观点出发还要求高冲击吸收能量的工程增加，兼顾脆性破坏和延展性破坏的停止特性逐渐成为课题。 
另一方面，管线管用钢管根据其制造工艺可以分类为无缝钢管、UOE钢管、电焊钢管及螺旋钢管，根据其用途、尺寸等来选择。除无缝钢管外，均是将板状钢板、钢带成型为管状后，通过焊接来进行接缝，形成钢管而被制品化。进而，这些焊接钢管可以根据作为坯料的钢板的种类来进行分类。使用板厚度较薄的热轧钢板(热卷)的是电焊钢管和螺旋钢管，使用板厚度较厚的厚板材(plate)的是UOE钢管。通常在高强度、大直径、厚壁的用途中使用后者的UOE钢管。但是，从成本、交货期限方面考虑，前者的以热轧钢板为坯料的电焊钢管及螺旋钢管有利，对其高强度化、大直径化、厚壁化的要求逐渐增加。 
UOE钢管中，公开了相当于X120规格的高强度钢管的制造技术(参照非专利文献1)。 
上述技术的前提在于以厚板(plate)为坯料，为了同时兼顾其高强度与厚壁化，使用作为厚板制造工序的特征即途中水冷停止型直接淬火法(IDQ：Interrupted Direct Quench)，通过高冷却速度、低冷却停止温度来实现，所以其特征在于特别是为了保证强度而对淬火强化(组织强化)进行活用。 
但是，IDQ的技术不适用于电焊钢管及螺旋钢管的坯料即热轧钢板。热轧钢板在其制造过程中有卷取工序，由于卷取装置(卷盘)的设备能力的限制，难以在低温下卷取厚壁材料，因此无法进行淬火强化所需的低温冷却停止。因此，难以利用淬火强化来保证强度。 
另一方面，作为兼具高强度、厚壁化和低温韧性的热轧钢板的技术，专利文献1中公开了下述技术：通过在精炼时添加Ca、Si，将夹杂物球状化，进而添加Nb、Ti、Mo、Ni的强化元素和具有晶粒微细化效果的V，使低温轧制与低温卷取组合。然而，该技术由于精轧温度比较低，为790～830℃，因分离(seperation)的发生导致吸收能量减少，因低温轧制导致轧制负载变高，因此操作稳定性残留课题。 
考虑现场焊接性，作为强度、低温韧性均优异的热轧钢板的技术，专利文献2中公开了下述技术：限定PCM值以抑制焊接部的硬度上升，同时使显微组织为贝氏体铁素体单相，进而限定Nb的析出比例。
然而，该技术为了得到微细的组织实质上也需要低温轧制，因分离的发生导致吸收能量减少，因低温轧制导致轧制负载变高，因此操作稳定性残留课题。 
专利文献3中公开了下述技术：使显微组织的铁素体面积率为1～5％或超过5％而小于等于60％，通过使以轧制方向为轴从轧制面旋转45°得到的截面的(100)的集成度为3以下，从而得到高速延展性破坏特性优异的超高强度钢板。 
然而，该技术的前提在于以厚板(plate)为坯料的UOE钢管，而并非以热轧钢板为对象的技术。 
专利文献 
专利文献1：日本特表2005-503483号公报 
专利文献2：日本特开2004-315957号公报 
专利文献3：日本特开2005-146407号公报 
非专利文献 
非专利文献1：新日铁技报No.380  2004  70页 
发明内容
本发明的目的在于提供管线管用的热轧钢板(热卷)及可以廉价且稳定地制造该钢板的方法，所述钢板不仅能耐受在要求严格的耐破坏特性的地域中的使用，而且即使在板厚度较厚，例如超过半英寸(12.7mm)的情况下，也具有API5L-X80规格以上的高强度，并且兼具低温韧性和延展性破坏停止性能。 
本发明是为了解决上述课题而进行的，其要点如下所述。 
(1)一种低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板，所述钢板以质量％计含有C：0.02～0.06％、Si：0.05～0.5％、Mn：1～2％、P≤0.03％、S≤0.005％、O：0.0005～0.003％、Al：0.005～0.03％、N：0.0015～0.006％、Nb：0.05～0.12％、Ti：0.005～0.02％、Ca：0.0005～0.003％，且N-14/48×Ti≥0％、Nb-93/14×(N-14/48×Ti)＞0.05％，进而含有V≤0.3％ (不包含0％)、Mo≤0.3％(不包含0％)、Cr≤0.3％(不包含0％)，且0.2％≤V+Mo+Cr≤0.65％，含有Cu≤0.3％(不包含0％)、Ni≤0.3％(不包含0％)，且0.1％≤Cu+Ni≤0.5％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成， 
所述钢板的特征在于，其显微组织为连续冷却相变组织，在该连续冷却相变组织中， 
以3～30×1022个/m3的平均密度分散地含有包含Nb的析出物，该包含Nb的析出物的平均粒径为1～3nm， 
含有以百分比计为50％以上的粒状贝氏体铁素体(Granular bainitic ferrite)αB和/或准多边形铁素体(Quasi-polygonal ferrite)αq， 
还含有包含Ti氮化物的析出物， 
该包含Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径为0.1～3μm，且含有以其个数计为50％以上的包含Ca、Ti和Al的复合氧化物。 
(2)根据(1)所述的低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板，其特征在于，其以质量％计还含有B：0.0002～0.003％。 
(3)根据(1)或(2)中任一项所述的低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板，其特征在于，其以质量％计还含有REM：0.0005～0.02％。 
(4)一种低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在调节用于获得具有权利要求1～3中任一项所述的成分的热轧钢板的钢液时按照Si浓度为0.05～0.2％、溶解氧浓度为0.002～0.008％的方式调节的钢液中，以最终含量达到0.005～0.3％的范围添加Ti而进行脱氧后，在5分钟以内添加最终含量达到0.005～0.02％的Al，再添加最终含量达到0.0005～0.003％的Ca，然后，添加不足的合金成分元素使其凝固，将得到的铸坯冷却后，将该铸坯加热至通过式(1)算出的SRT(℃)以上且1260℃以下的温度区域，再在该温度区域下保持20分钟以上，通过接连进行的热轧使未再结晶温度区域的总压下率为65％～85％，使该轧制在830℃～870℃的温度区域结束后，以2℃/sec～50℃/sec的冷却速度冷却至650℃的温度区域，在500℃～650℃进行卷取， 
SRT(℃)＝6670/(2.26-log(〔％Nb〕×〔％C〕))-273    (1) 
其中，〔％Nb〕及〔％C〕分别表示钢材中的Nb及C的含量(质量％)。 
(5)根据(4)所述的低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述未再结晶温度区域的轧制之前进行冷却。 
(6)根据(4)或(5)所述的低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在通过连续铸造来制造所述铸坯时，一边按照与铸坯的最终凝固位置中的凝固收缩相平衡的方式控制压下量，一边轻压下。 
通过将本发明的热轧钢板用于电焊钢管及螺旋钢管用热轧钢板，在要求严格的耐破坏特性的寒冷地带中，即使板厚度超过例如半英寸(12.7mm)，也能制造API5L-X80规格以上的高强度的管线管，不但如此，通过本发明的制造方法，还能廉价地大量获得电焊钢管及螺旋钢管用热轧钢板。 
附图说明
图1是表示包含Ti氮化物的析出物直径与DWTT脆性断面单元的关系的图。 
具体实施方式
本发明人等首先调查了热轧钢板(热卷)的抗拉强度、韧性(特别是夏比吸收能量(vE-20)的降低和DWTT的延展性断面率达到85％的温度(FATT85％))与钢板的显微组织等的关系。调查假定为API5L-X80规格而进行。 
其结果是，本发明人等整理延展性破坏停止性能的指标即夏比吸收能量(vE-20)和C添加量的关系时，发现即使大致为同一强度，C添加量越增加，夏比吸收能量(vE-20)也越显示出降低的倾向。 
因此，详细调查了上述vE-20与显微组织的关系。其结果是，确认vE-20与以珠光体为代表的含有渗碳体等粗大碳化物的显微组织的百分比有良好的相关。即，如果这样的显微组织增加，则vE-20出现降低的倾向。另外，这样的显微组织随着C添加量的增加而显示出增加倾向。相反，随着含有渗碳体等粗大碳化物的显微组织的百分比的减少，连续冷却相变组织(Zw) 的百分比相对增加。 
所谓连续冷却相变组织(Zw)，如日本铁钢协会基础研究会贝氏体调查研究部会/编：关于低碳钢的贝氏体组织与相变行为的最新研究-贝氏体调查研究部会最终报告书-(1994年、日本铁钢协会)中所记载的，是以含有根据扩散机制生成的多边形铁素体或珠光体的显微组织与处于根据无扩散剪切机制生成的马氏体的中间阶段的相变组织来定义的显微组织。 
即，连续冷却相变组织(Zw)被定义为下述显微组织：作为光学显微镜观察组织，如上述参考文献125～127页所述，其显微组织主要由贝氏体铁素体(Bainitic ferrite)(α°B)、粒状贝氏体铁素体(Granular bainitic ferrite)(αB)、准多边形铁素体(Quasi-polygonal ferrite)(αq)构成，还含有少量的残留奥氏体(γr)、马氏体-奥氏体(Martensite-austenite)(MA)。所谓αq，与多边形铁素体(PF)同样地不会因腐蚀而露出内部结构，但其形状为针状，与PF明显不同。此处，如果使作为对象的晶粒的周长为lq、当量圆直径为dq，则它们的比(lq/dq)满足lq/dq≥3.5的粒子为αq。 
所谓显微组织的百分比，以上述连续冷却相变组织的显微组织中的面积百分比来定义。 
该连续冷却相变组织是为了改善Mn、Nb、V、Mo、Cr、Cu、Ni等强化元素的淬火性而生成的，上述元素是在C添加量减少时为了保证强度而添加的。显微组织为连续冷却相变组织时，推断由于显微组织中不含渗碳体等粗大的碳化物，因此作为延展性破坏停止性能的指标的夏比吸收能量(vE-20)升高。 
另一方面，确认作为低温韧性的指标的DWTT试验的延展性断面率达到85％的温度(以下称作FATT85％)与C添加量没有明确相关。另外，即使显微组织为连续冷却相变组织，FATT85％也未必升高。因此，详细观察了DWTT试验后的断裂面，结果是，FATT85％良好时，脆性破坏了的裂缝断面的断面单元显示出变细的倾向。特别是断面单元以当量圆直径计为30μm以下时，FATT85％显示出变良好的倾向。 
因此，发明人等对构成连续冷却相变组织的显微组织与作为低温韧性的指标的FATT85％的关系进行了详细研究。于是确认，构成连续冷却相变组织的组织即粒状贝氏体铁素体(αB)或准多边形铁素体(αq)的百分比增 加，百分比达到50％以上时，断面单元以当量圆直径计为30μm以下，FATT85％显示出良好的倾向。相反，如果贝氏体铁素体(α°B)的百分比增加，则断面单元粗大化，FATT85％出现变差的倾向。 
通常，构成连续冷却相变组织的组织即贝氏体铁素体(α°B)处于在被原奥氏体晶界分隔开的晶界内进一步划分成结晶取向向着同一方向的多个区域的状态。将其称为板条束(packet)，与断面单元有直接关系的有效晶体粒径与该板条束尺寸有对应关系。即推断，如果相变前的奥氏体粒粗大，则板条束尺寸也***大，有效晶体粒径粗大化，断面单元粗大化，因而FATT85％变差。 
粒状贝氏体铁素体(αB)是与扩散相变中以比较大的单元剪切生成的贝氏体铁素体(α°B)相比由更扩散的相变得到的显微组织。准多边形铁素体(αq)是由比其进一步扩散的相变得到的显微组织。并不是在被原来奥氏体晶界分隔开的晶界内被划分成结晶取向向着同一方向的多个区域的板条束，相变后的粒子其本身为多取向的粒状贝氏体铁素体(αB)或准多边形铁素体(αq)，因此与断面单元有直接关系的有效晶体粒径与原来的粒径对应。因此推断，断面单元细粒化，FATT85％提高。 
发明人等对构成连续冷却相变组织的组织即粒状贝氏体铁素体(αB)或准多边形铁素体(αq)的百分比为50％以上的钢成分及制造工序进行了更详细的研究。 
为了增加粒状贝氏体铁素体(αB)或准多边形铁素体(αq)的百分比，增加成为这些显微组织的相变核的奥氏体晶界是有效的，因此必须将相变前的奥氏体粒细粒化。通常，为了将奥氏体粒细粒化，添加提高控制轧制(TMCP)效果的Nb等溶质拖曳(solute drag)或钉扎(pinning)元素是有效的。但是，在相同Nb含量下也确认到上述断面单元和由其引起的FATT85％的变化。因此，通过添加Nb等溶质拖曳或钉扎元素，无法将相变前的奥氏体粒充分细粒化。 
更详细地调查了显微组织，结果确认DWTT试验后的断面单元与含有Ti氮化物的析出物的直径有良好的相关。如果含有Ti氮化物的析出物的直径的平均当量圆直径为0.1～3μm，则DWTT试验后的断面单元细粒化，FATT85％确认有明显升高的倾向。 
另外发现，含有Ti氮化物的析出物的直径及分散密度可以通过熔炼工序中的脱氧控制来控制。即发现，在将Si的浓度和溶解氧浓度调节至最优的钢液中添加Ti而脱氧后添加Al，再添加Ca，只有这样的顺序才使得含有Ti氮化物的析出物的分散密度达到101～103个/mm2的范围，FATT85％良好。 
进而获知，实施上述最优控制时，含有Ti氮化物的析出物含有以其个数计为50％以上的包含Ca、Ti和Al的复合氧化物。并且，新发现，通过成为含有Ti氮化物的析出物的析出核的这些氧化物的最优的分散，将含有Ti氮化物的析出物的析出尺寸、分散密度最优化，相变前的奥氏体粒径通过其钉扎效果抑制了粒生长，因此保持原来的细粒，由该细粒即奥氏体相变而得到的粒状贝氏体铁素体(αB)或准多边形铁素体(αq)的百分比达到50％以上时，作为低温韧性的指标的FATT85％变良好。 
这是因为，如果实施上述的脱氧控制，则包含Ca、Ti和Al的复合氧化物成为氧化物总数的50％以上，这些微细的氧化物以高浓度分散。以这些分散了的微细氧化物为核生成位点而析出的含有Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径变成0.1～3μm，分散密度和尺寸的平衡被最优化，以最大限度表现出钉扎效果，推断相变前的奥氏体粒径的细粒化效果达到最大限度。另外，容许复合氧化物中含有若干的Mg、Ce、Zr。 
接着，说明本发明的化学成分的限定理由。此处，关于成分的％意味着质量％。 
C是为了得到目标强度(API5L-X80规格中要求的强度)、显微组织所必须的元素。但是，小于0.02％时，得不到必要的强度；添加超过0.06％时，成为破坏起点的碳化物大量形成，不仅导致韧性变差，现场焊接性也显著变差。因此，C的添加量设为0.02％～0.06％。另外，为了在轧制后的冷却中不依赖于冷却速度而得到均匀的强度，C的添加量优选为0.05％以下。 
Si具有抑制成为破坏起点的碳化物的析出的效果。因此添加0.05％以上。但是，添加超过0.5％时，现场的焊接性变差。从现场焊接性的观点出发考虑通用性时，优选为0.3％以下。进而，超过0.15％时，产生虎纹状的氧化皮花纹，有可能损坏表面的美观，所以优选其上限为0.15％。 
Mn是固溶强化元素。另外，在使奥氏体区域温度扩大到低温侧的轧制 结束后的冷却中，具有容易得到作为本发明显微组织的构成要件之一的连续冷却相变组织的效果。为了得到这些效果，添加Mn1％以上。然而，即使添加超过2％的Mn，其效果也饱和，所以其上限为2％。另外，Mn助长连续铸造钢坯的中心偏析，形成成为破坏起点的硬质相，所以优选为1.8％以下。 
P是杂质，越低越优选，如果含有超过0.03％，则偏析于连续铸造钢片的中心部，引起晶界破坏，显著降低低温韧性，因此设为0.03％以下。进而，P由于给造管及现场的焊接性带来不良影响，所以考虑到上述问题时，优选为0.015％以下。 
S是杂质，不仅引起热轧时的裂纹，而且如果过多，则还会使低温韧性变差。因此，设为0.005％以下。进而，S偏析于连续铸造钢片的中心附近，轧制后形成拉伸的MnS，不仅成为氢诱导裂纹的起点，还可能发生二张板裂纹等假分离。因此，考虑到耐酸性时，优选为0.001％以下。 
O是为了在钢液脱氧时使多数微细的氧化物分散所必须的元素，所以添加0.0005％以上，但如果过多，则在钢中形成成为破坏起点的粗大的氧化物，导致脆性破坏、氢诱导裂纹变差，所以设为0.003％以下。进而，从现场焊接性的观点出发，优选为0.002％以下。 
Al是为了在钢液脱氧时使多数微细的氧化物分散所必须的元素。为了得到该效果，添加0.005％以上。另一方面，过量添加时，其效果消失，所以其上限设为0.03％。 
Nb是本发明中最重要的元素之一。Nb具有如下效果：其通过在固溶状态下的拖曳效果和/或作为碳氮化析出物的钉扎效应，抑制轧制中或轧制后的奥氏体的回复、再结晶及粒生长，将有效晶体粒径细粒化，通过减小脆性破坏的龟裂传播中的断面单元，使低温韧性提高。进而，在作为热轧钢板制造工序的特征的卷取工序中生成微细的碳化物，因其析出强化而有利于提高强度。并且，Nb具有如下效果：使γ/α相变延迟，通过使相变温度降低，在比较慢的冷却速度下也使相变后的显微组织稳定地成为连续冷却相变组织。但是，为了得到这些效果，必须至少添加0.05％以上。另一方面，添加超过0.12％时，不仅其效果饱和，而且难以在热轧前的加热工序中使其固溶，从而形成粗大的碳氮化物而成为破坏的起点，有可能使低 温韧性、耐酸性变差。 
Ti是本发明中最重要的元素之一。Ti在通过连续铸造或钢锭铸造得到的铸坯刚凝固后的高温下作为氮化物开始析出。含有该Ti氮化物的析出物在高温下稳定，在后续板坯再加热中也不完全固溶，发挥钉扎效应，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，将显微组织微细化，改善低温韧性。另外，在γ/α相变中抑制生成铁素体的核，具有促进生成作为本发明要件的连续冷却相变组织的效果。为了得到上述效果，必须添加至少0.005％以上的Ti。另一方面，即使添加超过0.02％，该效果也饱和。 
进而，如果Ti添加量小于与N的化学计量组成(N-14/48×Ti＜0％)，则残存的Ti与C结合，微细析出的TiC可能使低温韧性变差。另外，Ti也是为了在钢液脱氧时使多数微细的氧化物分散所必须的元素，进而具有如下效果：由于以这些微细的氧化物为核并含有Ti氮化物的析出物微细地结晶或析出，因此使含有Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径变小，不仅因密集分散的效果而抑制轧制中或轧制后的奥氏体的回复、再结晶，还抑制卷取后的铁素体的粒生长。 
Ca是为了在钢液脱氧时使多数微细的氧化物分散所必须的元素，为了得到该效果，添加0.0005％以上。另一方面，即使添加超过0.003％，其效果也饱和，所以其上限设为0.003％。另外，Ca与REM同样地是使成为破坏的起点、使耐酸性变差的非金属夹杂物的形态变化而进行无害化的元素。 
N如上所述形成含有Ti氮化物的析出物，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，将后续控制轧制中与有效晶体粒径有相关的奥氏体粒径细粒化，通过使显微组织成为连续冷却相变组织，从而改善低温韧性。但是，其含量小于0.0015％时，得不到该效果。另一方面，含有超过0.006％时，因时效而延展性降低，造管时的成形性降低。如上所述，N含量小于与Ti的化学计量组成(N-14/48×Ti＜0％)时，残留的Ti与C结合，微细析出的TiC有可能使低温韧性变差。 
进而，Nb、Ti、N的化学计量组成为Nb-93/14×(N-14/48×Ti)≤0.05％时，在卷取工序中生成的微细的含有Nb的析出物的量减少，强度降低。因此设为N-14/48×Ti≥0％、Nb-93/14×(N-14/48×Ti)＞0.05％。 
接着，说明添加V、Mo、Cr、Ni、Cu的理由。在成为基本的成分中 进一步添加这些元素的主要目的在于，不损害本发明钢的优异特征而谋求可制造的板厚度的扩大或母材的强度、韧性等特性的提高。因此，其添加量是应当受自身限制的性质的量。 
V在卷取工序中生成微细的碳氮化物，因其析出强化而有利于提高强度。但是，即使添加超过0.3％，其效果也饱和，因此设为0.3％以下(不包含0％)。另外，添加0.04％以上时，有可能降低现场焊接性，所以优选小于0.04％。 
Mo具有使淬火性提高、使强度上升的效果。另外，Mo与Nb共存，有力抑制在控制轧制时奥氏体的再结晶，将奥氏体组织微细化，具有提高低温韧性的效果。但是，即使添加超过0.3％，其效果也饱和，因此设为0.3％以下(不包含0％)。另外，添加0.1％以上时，延展性降低，有可能使造管时的成形性降低，所以优选小于0.1％。 
Cr具有使强度上升的效果。但是，即使添加超过0.3％，其效果也饱和，因此设为0.3％以下(不包含0％)。另外，添加0.2％以上时，有可能降低现场焊接性，因此优选小于0.2％。另外，V+Mo+Cr小于0.2％时，得不到目标强度，即使添加超过0.65％，其效果也饱和。因此设为0.2％≤V+Mo+Cr≤0.65％。 
Cu具有提高耐腐蚀性、耐氢诱导裂纹特性的效果。但是，即使添加超过0.3％，其效果也饱和，因此设为0.3％以下(不包含0％)。另外，添加0.2％以上时，热轧时产生脆化裂纹，有可能导致表面瑕疵，因此优选小于0.2％。 
Ni与Mn或Cr、Mo比较，在轧制组织(特别是板坯的中心偏析带)中形成对于低温韧性、耐酸性有害的硬化组织的情况较少，因此，具有不使低温韧性或现场焊接性变差而提高强度的效果。但是，即使添加超过0.3％，其效果也饱和，因此设为0.3％以下(不包含0％)。另外，由于具有防止Cu的热脆化的效果，所以凭经验添加Cu量的1/3以上。 
另外，Cu+Ni小于0.1％时，得不到不使耐腐蚀性、耐氢诱导裂纹特性、低温韧性、现场焊接性变差而提高强度的效果，超过0.5％时，其效果饱和。因此，设为0.1％≤Cu+Ni≤0.5％。 
B具有提高淬火性、容易得到连续冷却相变组织的效果。进而，B具 有提高Mo的淬火性改善效果、同时与Nb共存来协同地增加淬火性的效果。因此，根据需要进行添加。但是，小于0.0002％时，用于得到该效果是不充分的；添加超过0.003％时，发生板坯裂纹。 
REM是使成为破坏起点、使耐酸性变差的非金属夹杂物的形态变化而进行无害化的元素。但是，即使添加小于0.0005％，也没有该效果；添加超过0.02％时，大量生成它们的氧化物，生成簇、粗大夹杂物，给焊接缝的低温韧性的变差、现场焊接性也带来不良影响。 
接着，详细说明本发明的钢板的显微组织。 
为了得到钢板的强度，必须使纳米尺寸的含有Nb的析出物密集地分散在上述的显微组织中。另外，为了提高作为延展性破坏停止性能的指标的吸收能量，必须不含含有渗碳体等粗大的碳化物的显微组织。进而，为了提高低温韧性，必须减小有效晶体粒径。 
为了观察、测定对用于得到钢板强度的析出强化有效的纳米尺寸的含有Nb的析出物，利用透射型电子显微镜进行薄膜观察或利用三维原子探针法进行测定是有效的。因此，本发明人等通过三维原子探针法进行了测定。 
其结果是，在通过析出强化而获得相当于API5L-X80的强度的试样中，含有Nb的析出成分的直径分布在0.5～5nm，其平均直径为1～3nm。得到下述测定结果：该含有Nb的析出物以1～50×1022个/m3的密度分布，其平均密度为3～30×1022个/m3。含有Nb的析出物的平均直径小于1nm时，过小而无法充分发挥析出强化能力；超过3nm时，成为过时效，与母相的整合性消失，析出强化的效果减少。含有Nb的析出物的平均密度小于3×1022个/m3时，不是对于析出强化充分的密度；超过30×1022个/m3时，低温韧性变差。此处所谓平均，是其个数的算术平均。 
这些纳米尺寸的析出物的组成以Nb为主体，但也容许含有形成碳氮化物的Ti、V、Mo、Cr。 
另外，三维原子探针法使用FIB(聚焦离子束)装置/日立制作所制FB2000A，为了将切出的试样通过电解研磨成针形状而用任意形状扫描束使晶界部成为针前端部。对在SIM(扫描离子显微镜)的隧道现象中取向不同的晶粒中产生衬度(contrast)的情况进行活用，边观察该试样边用离子束切断含有多个晶界的位置。用作三维原子探针的装置是CAMECA公 司制的OTAP，测定条件为试样位置温度约70K、探针总电压10～15kV、脉冲比25％。对各试样测定三次，以其平均值作为代表值。 
接着，为了提高作为延展性破坏停止性能的指标的吸收能量，必须不含含有渗碳体等粗大的碳化物的显微组织。即，本发明中的连续冷却相变组织为含有α°B、αB、αq、γr、MA中的一种或二种以上的显微组织，由于此处α°B、αB及αq不含渗碳体等粗大的碳化物，因此其百分比大时，可以期待提高作为延展性破坏停止性能的指标的吸收能量。进而，即使含有少量的γr、MA，也没有问题，但其总计量优选为3％以下。 
为了提高低温韧性，对于减小有效晶体粒径，仅在连续冷却相变组织中具有显微组织是不充分的。构成连续冷却相变组织的组织即αB和/或αq必须在连续冷却相变组织中具有50％以上的百分比。这些显微组织的百分比为50％以上时，与被认为是脆性破坏的裂缝破坏传播的主要影响因子的断面单元具有直接关系的有效晶体粒径细粒化，低温韧性提高。 
另外，为了得到上述的显微组织，必须使含有Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径为0.1～3μm，进而，其中含有以个数计为50％以上的包含Ca、Ti和Al的复合氧化物。即，为了以50％以上的百分比得到构成连续冷却相变组织的组织即αB和/或αq，将相变前的奥氏体粒径细粒化很重要，为此，必须使含有Ti氮化物的析出物的直径的平均当量圆直径为0.1～3μm(优选为2μm以下)、且其密度为101～103个/mm2。 
为了控制含有Ti氮化物的析出物的直径的平均当量圆直径和密度，优选将成为它们的析出核的Ca、Ti和Al的氧化物最优分散。由此将含有Ti氮化物的析出物的析出尺寸、分散密度最优化，相变前的奥氏体粒径通过其钉扎效果而抑制粒生长，保持原来的细粒，因此能够将奥氏体细粒化。结果可知，优选以含有Ti氮化物的析出物的个数的50％以上含有包含Ca、Ti和Al的复合氧化物。另外，容许复合氧化物中含有若干的Mg、Ce、Zr。另外，此处所谓平均，是其个数的算术平均。 
接着，以下详细叙述本发明的制造方法的限定理由。 
本发明中用转炉或电炉进行的一次精炼之前没有特别限定。即，只要从高炉出铁后经溶铁脱磷及溶铁脱硫等溶铁预备处理，用转炉进行精炼，或将碎屑等冷铁源用电炉等溶解即可。 
一次精炼后的二次精炼工序是本发明的最重要的制造工序之一。即，为了得到目标组成及大小的含有Ti氮化物的析出物，必须在脱氧工序中使包含Ca、Ti和Al的复合氧化物微细地分散在钢中。这通过在脱氧工序中逐级添加弱脱氧元素至强脱氧元素(弱强逐级脱氧)而首次实现。 
所谓弱强逐级脱氧，应用了下述现象：通过向存在弱脱氧元素氧化物的钢液中添加强脱氧元素而将弱脱氧元素氧化物还原，在较慢的供给速度、且过饱和度小的状态下放出氧时，由添加的强脱氧元素生成的氧化物变得微细的现象，所谓弱强逐级脱氧是通过从作为弱脱氧元素的Si依次到Ti、Al、作为强脱氧元素的Ca来阶段性地添加脱氧元素，从而以最大限度发挥它们的效果的脱氧方法。以下按顺序进行说明。 
首先，调节比Ti弱的脱氧元素即Si的量，使与Si量平衡的溶解氧浓度为0.002～0.008％。 
该溶解氧浓度小于0.002％时，最终得不到对于减小含有Ti氮化物的析出物的尺寸而言充分的量的包含Ca、Ti和Al的复合氧化物。另一方面，超过0.008％时，生成的复合氧化物粗大化，减小含有Ti氮化物的析出物的尺寸的效果消失。 
另外，为了在进行脱氧处理的前阶段稳定地调节溶解氧浓度，必须添加Si，Si浓度小于0.05％时，与Si平衡的溶解氧浓度变成超过0.008％，Si浓度超过0.2％时，与Si平衡的溶解氧浓度变成小于0.002％，因此，在进行脱氧处理的前阶段，使Si浓度为0.05～0.2％，溶解氧浓度为0.002％～0.008％。 
接着，在该溶解氧浓度的状态下以最终含量达到0.005～0.3％的范围添加Ti进行脱氧后，立即添加最终含量达到0.005～0.02％的Al。此时投入Ti后随着时间的经过而生成的Ti氧化物生长、凝集粗大化而上浮，因此立即进行Al的投入。但是，只要在5分钟以内，Ti氧化物的上浮就不那么显著，因此优选在投入Ti后5分钟以内投入Al。另外，Al的投入量为最终含量小于0.005％的量时，Ti氧化物生长、凝集粗大化而上浮。另一方面，Al的投入量为最终含量超过0.02％的量时，Ti氧化物完全被还原，最终无法充分得到包含Ca、Ti和Al的复合氧化物。 
接着，按照最终含量达到0.0005～0.003％的方式优选在5分钟以内投 入比Ti、Al更强的脱氧元素即Ca。但是，此后也可以根据需要添加这些元素及它们以外的不足的合金成分元素。此处Ca的投入量为最终含量小于0.0005％的量时，无法充分得到包含Ca、Ti和Al的复合氧化物。另一方面，添加超过0.003％时，包含Ti、Al的氧化物被Ca完全还原，失去效果。 
板坯铸造中，在通过连续铸造或薄板坯铸造等得到的板坯的情况下，可以将高温铸坯直接输送至热轧机中。另外，也可以冷却至室温后用加热炉再加热，然后进行热轧。但是，进行板坯直接输送轧制(HCR：HOT Charge Rolling)时，经γ→α→γ相变，破坏铸造组织，为了减小板坯再加热时的奥氏体粒径，优选冷却至小于Ar3相变点温度。更优选冷却至小于Ar1相变点温度。 
从耐酸性的观点出发，优选尽可能降低中心偏析。因此，根据所要求的规格(spec)在板坯铸造中进行轻压下。 
Mn等的偏析会提高偏析部的淬火性，使组织硬化，与夹杂物的存在相互作用而助长氢诱导裂纹。 
为了抑制偏析，连续铸造中的最终凝固时的轻压下是最合适的。最终凝固时的轻压下是为了通过补偿凝固收缩部分，而抑制因凝固收缩等所致的浓化钢液的移动产生的浓化钢液向中心部的未凝固部的流动而实施的，一边按照与铸坯的最终凝固位置中的凝固收缩相平衡的方式控制压下量，一边轻压下。由此，能够降低中心偏析。 
轻压下的具体条件是：在相当于中心固相率达到0.3～0.7的凝固末期的位置的压辊节距为250～360mm的设备中，以铸造速度(m/min)与压下设定梯度(mm/m)之积表示的压下速度在0.7～1.1mm/min的范围。 
热轧时，板坯再加热温度(SRT)为用下式(1)算出的温度以上。 
SRT(℃)＝6670/(2.26-log(〔％Nb〕×〔％C〕))-273    (1) 
此处，〔％Nb〕及〔％C〕分别表示钢材中的Nb及C的含量(质量％)。该式用NbC的溶解度积表示NbC的固溶化温度，因此低于该温度时，板坯制造时生成的含有Nb的粗大析出物未充分溶解，在后续轧制工序中，得不到由Nb带来的对奥氏体的回复、再结晶及粒生长的抑制、或由γ/α相变的延迟带来的晶粒的细粒化效果。另外，不但如此，还得不到在作为热轧钢板制造工序的特征的卷取工序中生成微细的碳化物，利用其析出强化使 强度提高的效果。但是，在小于1100℃的加热中，氧化皮脱落(scale off)量少，有可能无法通过后续的除氧化皮来将板坯表层的夹杂物与氧化皮一同除去，所以板坯再加热温度优选为1100℃以上。 
另一方面，超过1260℃时，奥氏体的粒径粗大化，后续控制轧制中的原奥氏体粒粗大化，相变后得不到粒状的显微组织，无法期待有效晶体粒径的细粒化效果带来的FATT85％的改善效果。进一步优选为1230℃以下。 
为了充分进行含有Nb的析出物的溶解，板坯加热时间在达到该温度后保持20分钟以上。小于20分钟时，板坯制造时生成的含有Nb的粗大的析出物未充分溶解，得不到热轧中的奥氏体的回复、再结晶及粒生长的抑制或由γ/α相变的延迟带来的晶粒的细粒化效果、或在卷取工序中生成微细的碳化物并利用其析出强化使强度提高的效果。 
接着进行的热轧工序通常由包括反向轧制机的多段的轧制机构成的粗轧工序和将6～7段轧制机串联排列的精轧工序构成。通常粗轧工序具有能自由设定道次数和各道次的压下量的优点，但各道次间时间较长，有可能在道次间进行回复、再结晶。另一方面，精轧工序由于是串联式，所以道次数与轧制机数为相同数量，但是，具有各道次间时间较短、容易得到控制轧制效果的特征。因此，为了实现优异的低温韧性，除钢成分以外，充分利用上述轧制工序的特征的工序设计成为必要的。 
另外，例如在制品厚度超过20mm的情况下，精轧1号机的咬合间隙为在设备限制上的55mm以下的情况等，仅通过精轧工序无法满足作为本发明要件的未再结晶温度区域的总压下率为65％以上的条件，所以在粗轧制工序的后段可以实施未再结晶温度区域下的控制轧制。上述情况可以根据需要等待时间至温度降低至未再结晶温度区域，或用冷却装置进行冷却。后者由于能够缩短等待的时间，因此在生产率方面更优选。 
进而，可以在粗轧与精轧间接合板料，连续进行精轧。此时，可以将粗板料暂时卷成卷状，根据需要收纳到具有保温机能的罩体中，再次开卷后进行接合。 
粗轧制工序中，主要通过再结晶温度区域进行轧制，本发明中其各压下道次的压下率没有限定。但是，粗轧制的各道次的压下率为10％以下时，无法引入再结晶所需要的充分的变形，仅由于晶界移动引起粒生长，生成 粗大粒，低温韧性有可能变差，因此优选再结晶温度区域中各压下道次中以超过10％的压下率进行。同样地，再结晶温度区域的各压下道次的压下率为25％以上时，特别是在后段的低温区域中由于压下中位错的引入和回复反复进行而形成位错细胞壁，发生从亚晶界变化到大角晶界的动态再结晶。在像该动态再结晶晶粒主体的显微组织那样的位错密度高的晶粒和位错密度不那么高的晶粒混合存在的组织中，由于短时间发生粒生长，因此至未再结晶域轧制前生长成比较粗大的粒，由后续的未再结晶区域轧制导致粒生成，低温韧性有可能变差。因此，再结晶温度区域的各压下道次的压下率优选小于25％。 
精轧工序中，在未再结晶温度区域中进行轧制，但在粗轧制结束时的温度未达到未再结晶温度区域的情况下，根据需要等待时间至温度降低至未再结晶温度区域，或根据需要用粗/精轧机机座(stand)间的冷却装置进行冷却。后者由于能够缩短等待的时间，不仅能提高生产率，而且能够抑制再结晶晶粒的生长而改善低温韧性，因此更优选。 
未再结晶温度区域下的总压下率小于65％时，控制轧制变得不充分，原奥氏体粒粗大化，相变后得不到粒状的显微组织，无法期待由有效晶体粒径的细粒化效果带来的FATT85％的改善效果，因此未再结晶温度区域的总压下率设为65％以上。进而，为了得到优异的低温韧性，优选为70％以上。另一方面，超过85％时，由过度的轧制导致成为铁素体相变的核的位错密度增大，显微组织中混入多边形铁素体，另外，通过高温下的铁素体相变，Nb的析出强化成为过时效，强度降低，并且由晶体旋转导致相变后的集合组织的各向异性变显著，塑性各向异性增大，同时可能因分离的发生而导致吸收能量降低，因此未再结晶温度区域的总压下率设为85％以下。 
精轧结束温度在830℃～870℃结束。特别是在板厚中心部小于830℃时，在延展性破坏断面上发生明显的分离，吸收能量显著降低，所以精轧结束温度在板厚中心部中于830℃以上结束。另外，关于板表面温度，也优选为830℃以上。另一方面，在870℃以上时，即使含有Ti氮化物的析出物在钢中最优存在，也会由再结晶导致奥氏体粒径粗大化，低温韧性有可能变差。另外，进而在低温的Ar3相变点温度以下进行精轧时，成为二相域轧制，因分离的发生导致吸收能量的降低，并且在铁素体相中，由该压 下导致位错密度增大，Nb的析出强化成为过时效，强度降低。另外，加工铁素体组织的延展性降低。 
即使对于精轧机的各机座下的轧制道次进程没有特别限定，也可以得到本发明的效果，但从板形状精度的观点出发，优选最终机座的轧制率小于10％。 
此处，所谓Ar3相变点温度，例如通过以下的计算式以与钢成分的关系简单示出。即， 
Ar3＝910-310×％C+25×％Si-80×％Mneq 
其中，Mneq＝Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)，或 
Mneq＝Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)+1：其是添加B的情况。 
精轧结束后，开始冷却。冷却开始温度没有特别限定，但如果从小于Ar3相变点温度开始冷却，则显微组织中变成大量含有多边形铁素体，有可能降低强度，所以冷却开始温度优选为Ar3相变点温度以上。 
从冷却开始至650℃的温度区域的冷却速度设为2℃/sec～50℃/sec。该冷却速度小于2℃/sec时，显微组织中变成大量含有多边形铁素体，有可能降低强度。另一方面，冷却速度超过50℃/sec时，有可能由热变形导致板翘曲，因此设为50℃/sec以下。 
另外，在断裂面发生分离，因而得不到规定的吸收能量的情况下，该冷却速度设为15℃/sec以上。进而，为20℃/sec以上时，不改变钢成分而不会使低温韧性变差，能够提高强度，因此冷却速度优选为20℃/sec以上。 
从650℃至卷取的温度区域下的冷却速度可以为空气冷却或相当于空气冷却的冷却速度。但是，为了最大限度享受Nb等的析出强化的效果，为了防止由于析出物粗大化而变成过时效，优选从650℃至卷取的平均冷却速度为5℃/sec以上。 
冷却后，对作为热轧钢板制造工序的特征的卷取工序进行有效活用。将冷却停止温度及卷取温度设为500℃～650℃的温度区域。如果在超过650℃时停止冷却，然后卷取，则含有Nb的析出物变成过时效，未充分表现出析出强化。另外，形成含有Nb的粗大的析出物而成为破坏的起点，有可能使延展性破坏停止能、低温韧性或耐酸性变差。另一方面，如果在小于500℃时结束冷却来进行卷取，则无法得到用于获得目标强度而极有效的 含有Nb的微细的析出物，从而得不到目标强度。因此，将停止冷却来进行卷取的温度区域设为500℃～650℃。 
实施例
以下，通过实施例进一步说明本发明。 
具有表2所示的化学成分的A～R的钢通过转炉进行熔炼，通过CAS或RH实施二次精炼。脱氧处理通过二次精炼工序实施，如表1所示在投入Ti前利用Si浓度来调节钢液的溶解氧，然后，利用Ti、Al、Ca进行逐级脱氧。这些钢在连续铸造后，进行直接输送或再加热，通过粗轧制后进行精轧，压下为20.4mm的板厚度，通过输出台(runout table)冷却后卷取。其中，关于表中的化学组成的表示为质量％。另外，表2中记载的N*意味着N-14/48×Ti的值。 
表1 
Figure BPA00001259000600201
Figure BPA00001259000600211
制造条件的详细情况示于表3中。此处，“成分”表示表2所示的各板坯片的符号，“轻压下”表示连续铸造中的最终凝固时的轻压下操作的有无，“加热温度”表示板坯加热温度实际情况，“固溶化温度”表示用SRT(℃)＝6670/(2.26-log(〔％Nb〕×〔％C〕))-273算出的温度，“保持时间”表示在实际的板坯加热温度下的保持时间，“道次间冷却”表示以缩短未再结晶温度区域轧制前产生的温度等待时间为目的而进行的轧机机座间冷却的有无，“未再结晶区域总压下率”表示未再结晶温度区域下实施的轧制的总压下率，“FT”表示精轧结束温度，“Ar3相变点温度”表示计算Ar3相变点温度，“至650℃的冷却速度”表示通过冷却开始温度～650℃的温度区域时的平均冷却速度，“CT”表示卷取温度。 
Figure BPA00001259000600231
如上所述得到的钢板的材质如表4所示。调查方法如下所示。 
显微组织的调查通过将从距离钢板板宽方向的端部为板宽(W)的1/4W或3/4W位置切出得到的试样在轧制方向截面上进行研磨，使用硝酸乙醇溶液试剂进行蚀刻，使用光学显微镜以200～500倍的倍率观察到的板厚的1/2t处的视野的照片来进行。另外，含有Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径定义如下：利用与上述相同的试样，使用光学显微镜以1000倍的倍率观察距离钢板表面为板厚(t)的1/4t处的部分得到20个视野以上的显微组织照片，采用由该照片通过图像处理装置等而得到的值，将其平均值定义为含有Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径。 
另外，成为含有Ti氮化物的析出物的核的包含Ca、Ti和Al的复合氧化物的比例被定义为：以上述显微照片中观察到的含有Ti氮化物的析出物中含有成为核的复合氧化物的析出物的比例计，(含有成为核的复合氧化物的含有Ti氮化物的析出物的个数)/(观察到的含有Ti氮化物的析出物的总数)。进而，该核的复合氧化物组成的鉴定在各视野中分析1个以上，通过扫描型电子显微镜所附加的能量分散型X射线分光仪(Energy Dispersive X-ray Spectroscope：EDS)或电子能量损失分光仪(Electron Energy Loss Spectroscope：EELS)进行确认。 
拉伸试验是从C方向切出JIS Z 2201中记载的5号试验片，根据JIS Z 2241的方法实施。夏比冲击试验是从板厚中心的C方向切出JIS Z 2202中记载的试验片，根据JIS Z 2242的方法实施。DWTT(Drop Weight Tear Test)试验是从C方向切出300mmL×75mmW×板厚(t)mm的短条状的试验片，并对其施加5mm的压制凹痕，从而制作试验片而实施的。HIC试验根据NACETM0284进行。 
表4中，“显微组织”是距离钢板表面为板厚度1/2t处部分的显微组织。“Zw”是连续冷却相变组织，被定义为含有α°B、αB、αq、γr、MA中的一种或二种以上的显微组织。“PF”表示多边形铁素体，“加工F”表示加工铁素体，“P”表示珠光体，“αB+αq的分数”表示粒状贝氏体铁素体(αB)和准多边形铁素体(αq)的总计面积百分比。 
“析出强化粒径”表示通过三维原子探针法测定得到的含有对于析出强化有效的Nb的析出物的尺寸。“析出强化粒子密度”表示通过三维原子探针 法测定得到的含有对于析出强化有效的Nb的析出物的密度。“平均当量圆直径”表示通过上述方法测定得到的含有Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径。“含有比例”表示上述含有Ti氮化物的析出物中含有成为核的复合氧化物的析出物的个数比例。所谓“复合氧化物的组成”，在通过EELS分析得到的结果中，如果检测到各元素则表示为○，如果未检测到各元素则表示为×。“抗拉试验”结果表示C方向JIS5号试验片的结果。“FATT85％”表示DWTT试验中延展性断面率达到85％的试验温度。“吸收能量vE-20℃”表示夏比冲击试验中在-20℃下得到的吸收能量。“断面单元”表示以100倍左右的倍率利用SEM以5个视野以上进行断面测定而得到的断面单元的平均值。另外，“强度-vE平衡”以“TS”与“吸收能量vE-20℃”之积表示。进而，“CAR”表示通过HIC试验而求得的裂纹的面积率。 
Figure BPA00001259000600261
按照本发明得到的钢是钢号为1、5、6、16、17、21、22、24、25、28的10种钢，其特征在于，含有规定量的钢成分，其显微组织为以平均密度为3～30×1022个/m3分散有平均直径为1～3nm的含有Nb的析出物的连续冷却相变组织，进而，在αB和/或αq以体积百分比计为50％以上的钢板中所含的含有Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径为0.1～3μm，进而，其中含有以个数计5成以上的包含Ca、Ti和Al的复合氧化物，从而得到了作为造管前的坯料的具有相当于X80等级的抗拉强度的延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板。而且，钢号1、5、21由于进行了轻压下，所以作为耐酸性指标的“CAR”达到了目标值即3％以下。 
上述以外的钢因以下理由而在本发明的范围外。 
钢号2由于加热温度在本发明权利要求4的范围外，所以含有Nb的析出物的平均直径(析出强化粒径)及平均密度(析出强化粒子密度)在权利要求1的范围外，得不到充分的析出强化的效果，所以强度-vE平衡低。 
钢号3由于加热温度在本发明权利要求4的范围外，所以原奥氏体粒粗大化，相变后得不到优选的连续冷却相变组织，FATT85％为高温。 
钢号4由于加热保持时间在本发明权利要求4的范围外，所以得不到充分的析出强化的效果，强度-vE平衡低。 
钢号7由于未再结晶温度区域的总压下率在本发明权利要求4的范围外，所以原奥氏体粒粗大化，相变后得不到优选的连续冷却相变组织，FATT85％为高温。 
钢号8由于未再结晶区域总压下率在本发明权利要求4的范围外，所以得不到作为权利要求1所述的目标的显微组织等，强度-vE平衡低。 
钢号9由于精轧温度在本发明权利要求4的范围外，所以得不到作为权利要求1所述的目标的显微组织等，强度-vE平衡低。 
钢号10由于冷却速度在本发明权利要求4的范围外，所以得不到作为权利要求1所述的目标的显微组织，强度-vE平衡低。 
钢号11由于CT在本发明权利要求4的范围外，所以得不到充分的析出强化的效果，因而强度-vE平衡低。 
钢号12由于熔炼工序中Ti脱氧后至投入Al之前的时间在本发明权利要求4的范围外，所以成为含有Ti氮化物的析出物直径的核的氧化物的分 散不充分，因此作为权利要求1所述的目标的氮化物直径超过3μm，FATT85％为高温。 
钢号13由于熔炼工序中投入Ti前的溶解氧量和平衡溶解氧量在本发明权利要求4的范围外，所以作为权利要求1所述的目标的氮化物直径超过3μm，FATT85％为高温。 
钢号14由于熔炼工序中逐级脱氧元素的投入顺序在本发明权利要求4的范围外，所以作为权利要求1所述的目标的氮化物直径超过3μm，FATT85％为高温。 
钢号15由于C含量等在本发明权利要求1的范围外，所以得不到目标显微组织，强度-vE平衡低。 
钢号18由于C含量等在本发明权利要求1的范围外，所以得不到目标显微组织，强度-vE平衡低。 
钢号19由于C含量等在本发明权利要求1的范围外，所以得不到目标显微组织，强度-vE平衡低。 
钢号20由于C含量等在本发明权利要求1的范围外，所以得不到目标显微组织，强度低。 
钢号23由于熔炼工序中逐级脱氧元素的投入顺序在本发明权利要求4的范围外，所以作为权利要求1所述的目标的氮化物直径超过3μm，FATT85％为高温。 
钢号26由于Ca含量在本发明权利要求1的范围外，所以作为权利要求1所述的目标的氮化物直径超过3μm，FATT85％为高温。 
钢号27由于V、Mo、Cr及Cu、Ni的含量在本发明权利要求1的范围外，所以得不到作为坯料的相当于X80等级的抗拉强度。 
通过将本发明的热轧钢板用于电焊钢管及螺旋钢管，在要求严格的耐破坏特性的寒冷地带中，即使在例如超过半英寸(12.7mm)的比较厚的板厚度的情况下，也能制造API5L-X80规格以上的高强度的管线管。进而，通过本发明的制造方法，能够廉价地大量稳定地制造电焊钢管及螺旋钢管用热轧钢板。因此，通过本发明，使得严酷条件下的管线管的铺设比以往更容易，确信对于掌握世界上能量流通的关键的管线管网的构筑有很大贡献。 

Claims (6)

1.一种低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板，所述钢板以质量百分比计含有C：0.02～0.06％、Si：0.05～0.5％、Mn：1～2％、P≤0.03％、S≤0.005％、O：0.0005～0.003％、Al：0.005～0.03％、N：0.0015～0.006％、Nb：0.05～0.12％、Ti：0.005～0.02％、Ca：0.0005～0.003％，且N-14/48×Ti≥0％、Nb-93/14×(N-14/48×Ti)＞0.05％，进而含有V≤0.3％但不包含0％、Mo≤0.3％但不包含0％、Cr≤0.3％但不包含0％，且0.2％≤V+Mo+Cr≤0.65％，含有Cu≤0.3％但不包含0％、Ni≤0.3％但不包含0％，且0.1％≤Cu+Ni≤0.5％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，
所述钢板的特征在于，其显微组织为连续冷却相变组织，在该连续冷却相变组织中，
以3～30×1022个/m3的平均密度分散地含有包含Nb的析出物，该包含Nb的析出物的平均粒径为1～3nm，
含有以百分比计为50％以上的粒状贝氏体铁素体αB和/或准多边形铁素体αq，
还含有包含Ti氮化物的析出物，
该包含Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径为0.1～3μm，且含有以其个数计为50％以上的包含Ca、Ti和Al的复合氧化物。
2.根据权利要求1所述的低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板，其特征在于，其以质量％计还含有B：0.0002～0.003％。
3.根据权利要求1或2中任一项所述的低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板，其特征在于，其以质量％计还含有REM：0.0005～0.02％。
4.一种低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在调节用于获得具有权利要求1～3中任一项所述的成分的热轧钢板的钢液时按照Si浓度为0.05～0.2％、溶解氧浓度为0.002～0.008％的方式调节的钢液中，以最终含量达到0.005～0.3％的范围添加Ti而进行脱氧后，在5分钟以内添加最终含量达到0.005～0.02％的Al，再添加最终含量达到0.0005～0.003％的Ca，然后，添加不足的合金成分元素使其凝固，将得到的铸坯冷却后，将该铸坯加热至通过式(1)算出的板坯再加热温度SRT以上且1260℃以下的温度区域，再在该温度区域下保持20分钟以上，通过接连进行的热轧使未再结晶温度区域的总压下率为65％～85％，使该轧制在830℃～870℃的温度区域结束后，以2℃/sec～50℃/sec的冷却速度冷却至650℃的温度区域，在500℃～650℃进行卷取，
SRT(℃)＝6670/(2.26-log(〔％Nb〕×〔％C〕))-273     (1)
其中，〔％Nb〕及〔％C〕分别表示钢材中的Nb及C的含量，所述含量为质量％。
5.根据权利要求4所述的低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述未再结晶温度区域的轧制之前进行冷却。
6.根据权利要求4或5所述的低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在通过连续铸造来制造所述铸坯时，一边按照与铸坯的最终凝固位置中的凝固收缩相平衡的方式控制压下量，一边轻压下。
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