CN105793458B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供适合作为API标准X80级钢管的原材料的、高强度及低屈服比且即使在加工后也可以不依赖于加工应变量地维持低屈服比的加工后特性稳定性优良的热轧钢板及其制造方法。通过形成以质量％计含有C：0.030％以上且0.120％以下、Si：0.05％以上且0.50％以下、Mn：1.00％以上且2.20％以下、P：0.025％以下、S：0.0050％以下、N：0.0060％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、Nb：0.020％以上且0.100％以下、Mo：0.05％以上且0.50％以下、Ti：0.001％以上且0.100％以下、Cr：0.05％以上且0.50％以下和Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成及以贝氏体铁素体作为主相、含有马氏体和残余奥氏体作为第二相、主相的体积百分率为90％以上、主相的平均结晶粒径为10μm以下、马氏体的体积百分率为0.5％以上且9.5％以下、残余奥氏体的体积百分率为0.5％以上且9.5％以下的组织，制成加工后特性稳定性优良的低屈服比高强度热轧钢板。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为用于管道、油井管、土木/建筑用途等中使用的钢管、特别是API标准X80级钢管的原材料的、高强度、低屈服比且加工后特性稳定性优良的热轧钢板及其制造方法。
背景技术
脱离原子能发电的潮流正在全世界内增强，预想到化石能源需求的增加今后会日益增强。与此相伴，设想到用于提高天然气或油的输送效率的高强度、大直径、厚壁的管线管的要求也增加。以往，作为高压作业的管线管，主要使用以厚板作为原材料的UOE钢管。但是，最近，由于管道的施工成本的降低、UOE钢管的供给能力不足等，削减钢管的原材料成本的要求也增强，已逐渐使用以生产率比UOE钢管高且更廉价的热轧钢板作为原材料的电阻焊钢管和螺旋钢管。
在此，管道多铺设于例如天然气的埋藏量丰富的寒冷地区。因此，对于管线管原材料用钢板，要求其为高强度自不必说，还要求低温韧性优良。另外，在长距离铺设的管线管的情况下，还容易受到地壳变动的影响。由于伴随地壳变动产生的强制性变形而万一使管道断裂从而发生输送气体的泄漏时，为了避免因管内的压力变动而使管发生***的危险，还要求钢管的管周方向的变形能力、即屈服比稳定地较低。
这种情况下，关于管线管原材料用的热轧钢板，提出了各种各样的技术。例如，在专利文献1中提出了如下技术：将含有C：0.03～0.12重量％、Si：0.50重量％以下、Mn：1.70重量％以下、P：0.025重量％以下、S：0.025重量％以下和Al：0.070％以下、进一步含有Nb：0.01～0.05重量％、V：0.01～0.02重量％、Ti：0.01～0.20重量％中的至少一种的钢坯加热至1180～1300℃后，在粗轧结束温度为950～1050℃、精轧温度为760～800℃的条件下进行热轧，以5～20℃/秒的冷却速度进行冷却，在至670℃为止的期间开始空冷并保持5～20秒钟，接着以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却，在500℃以下的温度下进行卷取，由此制造热轧钢板。并且，在专利文献1中记载了：通过上述制造方法，能够制造具有拉伸强度为60kg/mm2以上(590MPa以上)的强度、屈服比为85％以下的低屈服比和断口转变临界温度为-60℃以下的低温韧性的热轧钢板。
另外，在专利文献2中提出了如下技术：将以质量％计含有C：0.01～0.09％、Si：0.50％以下、Mn：2.5％以下、Al：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.10％、进一步以使作为Mn、Si、P、Cr、Ni、Mo的含量的关系式的Mneq(Mneq(％)＝Mn+0.26Si+3.5P+1.30Cr+0.37Ni+2.67Mo)满足2.0以上的方式含有Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下中的一种或两种以上的组成的钢坯进行热轧，以5℃/秒以上的冷却速度冷却至500～650℃后进行卷取，在该温度范围内停留10分钟以上后冷却至低于500℃的温度，制成热轧钢板，对该热轧钢板进行制管而制成电阻焊钢管。并且，在专利文献2中记载了：通过按照上述方法制造热轧钢板，可以得到具有以贝氏体铁素体作为主相且含有体积率为3％以上的马氏体和根据需要的体积率为1％以上的残余奥氏体的组织的热轧钢板，通过对该热轧钢板进行制管，能够制造具有屈服比为85％以下的低屈服比和断口转变临界温度为-50℃以下的低温韧性且塑性变形吸收能力优良的电阻焊钢管。
另外，在专利文献3中提出了如下技术：使热轧钢板的组成为以质量％计含有C：0.03～0.11％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.0～2.2％、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％、B：0.0005％以下、进一步以使作为Mn、Si、Cr、Mo、Ni的含量的关系式的Mneq(Mneq(％)＝Mn+0.26Si+1.30Cr+2.67Mo+0.8Ni)满足2.0～4.0％的范围的方式含有选自Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.5％、Ni：0.01～0.5％中的一种或两种以上且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，使热轧钢板的组织为以贝氏体铁素体作为主相、至少含有以面积率计为3.0％以上的马氏体作为第二相、且上述贝氏体铁素体的平均粒径为10μm以下的组织。并且，在专利文献3中记载了：通过使热轧钢板的主相为平均粒径为10μm以下的贝氏体铁素体，可以得到制管后能够确保所期望的高强度并且低温韧性也优良的热轧钢板。另外，通过形成分散有以面积率计为3.0％以上的马氏体作为第二相的组织，能够实现低屈服比化。此外记载了：通过以上述方式对热轧钢板的组成和组织进行规定，可以得到制管后的强度降低小、自轧制方向起30度方向的屈服强度为480MPa以上、夏比冲击试验的断口转变临界温度vTrs为-80℃以下、具有屈服比为85％以下的低屈服比的低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭63-227715号公报
专利文献2：日本特开2006-299413号公报
专利文献3：日本特开2012-172256号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，上述现有技术中，均极难得到适合作为X80级管线管用原材料的热轧钢板。即，极难得到高强度、且低温韧性也优良、还兼具可耐受因制管时的严格加工条件或铺设后的地壳变动等引起的强制性变形的充分的低屈服比特性、并且加工后(制管后)的特性稳定性也优良的厚壁热轧钢板。
在专利文献1提出的技术中，存在如下问题：除了热轧钢板的强度没有满足X80级以外，在冷却中包括空冷工序等而使生产效率大幅降低。在专利文献2提出的技术中，不能稳定地确保近年来需求增加的寒冷地区规格的高低温韧性材料所要求的断口转变临界温度vTrs≤-80℃。另外，关于低温韧性比较良好的钢，对于强度低、加工应变比电阻焊钢管小的螺旋钢管等而言，有可能不能满足X80级的强度。
在专利文献3提出的技术中，通过含有马氏体或进一步含有贝氏体作为第二相来抑制制管后的强度降低。但是，如果仅分散马氏体或贝氏体作为第二相，则制管时的加工硬化量根据加工应变量不同而大幅变动。因此，例如在像电阻焊钢管等这样通常在管90度位置和180度位置(将焊接部设为0度位置的情况下)处加工应变不同的情况下，存在各个管周方向位置处的特性、特别是屈服比产生差异这样的问题。这样，如果屈服比在管周方向上存在偏差，则在因地基下沉等地壳变动、地震等而对钢管施加外力、使其发生变形的情况下，担心会产生变形集中于屈服比低的(屈服强度低的)位置而使钢管发生压曲变形的问题。钢管一旦发生压曲，变形就会集中于发生了压曲的部分，该部分越来越变形，容易导致钢管的断裂。
本发明解决现有技术所存在的上述问题，其目的在于提供适合作为X80级电阻焊钢管用原材料或X80级螺旋钢管用原材料的、具有高强度、高韧性和低屈服比特性的加工后特性稳定性优良的热轧钢板及其制造方法。具体而言，本发明的目的在于提供拉伸强度为650MPa以上、屈服强度为555MPa以上、屈服比为90％以下、夏比冲击试验的断口转变临界温度(vTrs)为-80℃以下、并且可以将制管后的钢管(钢管圆周方向应变t/D×100为1％以上且9％以下的钢管。D为钢管的外径，t为加工前的热轧钢板的厚度)的钢管圆周方向上的屈服比之差ΔYR抑制为小于10％的热轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
如专利文献3所记载的那样，通过使热轧钢板的主相为平均粒径10μm以下的贝氏体铁素体，可以得到在制管后能够确保期望的高强度并且低温韧性也优良的热轧钢板。但是，如果像专利文献3所提出的技术那样使热轧钢板的第二相为马氏体或贝氏体，则特别是在像电阻焊钢管那样在制管时所赋予的加工应变因圆周方向位置而大大不同的情况下，制管后(加工后)的屈服比在钢管圆周方向上大幅波动。为了消除这样的问题，本发明人针对以平均粒径为10μm以下的贝氏体铁素体作为主相的热轧钢板，对用于不依赖于所赋予的加工应变量地在加工后稳定地表现出低屈服比特性的第二相组织进行了深入研究。
首先，本发明人着眼于活用残余奥氏体作为能够确保低屈服比的第二相。残余奥氏体是软质的组织，因此是有利于钢的低屈服比化的组织。另外，对含有残余奥氏体作为第二相的热轧钢板赋予加工应变时，残余奥氏体从C浓度低的部位起逐渐相变为加工诱发马氏体，因此，能够在使屈服强度保持较低的状态下提高拉伸强度，使屈服比保持得较低。
因此，本发明人对热轧钢板中作为第二相含有的残余奥氏体量给加工后的低屈服比特性带来的影响进行了研究。其结果，得出如下见解：在使以体积百分率计为0.5％以上且9.5％以下的残余奥氏体作为第二相分散在热轧钢板中的情况下，如果在1～15％的加工应变区域，则能够实现90％以下的低屈服比。另外，得出如下见解：残余奥氏体相变为加工诱发马氏体的结果是，还得到了加工后热轧钢板的拉伸强度提高的效果。
但同时也确认到：在使热轧钢板的第二相仅为残余奥氏体的情况下，不能使加工后热轧钢板的屈服比不依赖于加工应变量地恒定。因此，本发明人进一步进行了研究，结果发现，通过与残余奥氏体一起含有马氏体作为热轧钢板的第二相，能够使屈服比不依赖于加工应变量地大致恒定。并且得出如下见解：在以体积百分率计为0.5％以上且9.5％以下的残余奥氏体的基础上复合生成以体积百分率计为0.5％以上且9.5％以下的马氏体作为第二相，由此，从低加工应变区域直至高加工应变区域都能够稳定地确保低屈服比。作为通过与残余奥氏体一起含有马氏体而能够使屈服比不依赖于加工应变量地大致恒定的理由，不清楚的点较多，但认为是由于，通过使硬质的马氏体分散在贝氏体铁素体中，在进行加工时使多数贝氏体铁素体中产生可动位错而使包辛格效应提高。包辛格效应是指在与拉伸方向相反的方向(压缩方向)上受到塑性变形后进行拉伸试验时屈服强度与受到压缩方向的加工之前相比有所降低的效应。在钢管的成型中，在钢管的内表面被施加压缩的塑性变形，因此能够期待包辛格效应。即认为，包辛格效应所引起的屈服强度的降低与残余奥氏体的加工诱发相变所引起的屈服强度的升高相平衡，因此，屈服比不依赖于加工应变量地大致恒定。另外可知，通过活用该见解，特别是对于加工应变大的钢管、即(加工前的热轧钢板的板厚)/(钢管的外径)比大的钢管或电阻焊钢管而言，可以稳定地得到低屈服比特性。
此外，本发明人对于在不伴随生产效率的降低的情况下简便地制造具有如上所述的期望组织(以平均结晶粒径为10μm以下且体积百分率为90％以上的贝氏体铁素体作为主相、且含有以体积百分率计为0.5％以上且9.5％以下的残余奥氏体和以体积百分率计为0.5％以上且9.5％以下的马氏体作为第二相的组织)的热轧钢板的方法进行了研究。其结果，得出如下见解：在对具有规定组成的连铸铸片实施热轧而制造热轧钢板时，对铸片的加热条件、精轧条件、精轧结束后的冷却过程中的板厚中央位置处的冷却速度等进行规定，并且对卷取后的卷材重量和卷材宽度进行规定，由此，能够在热轧结束后卷取前的冷却时不设置空冷等特殊工序的情况下高效率且简便地制造具有期望组织的热轧钢板。
本发明是基于上述见解完成的，其主旨如下所述。
[1]一种热轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.030％以上且0.120％以下、Si：0.05％以上且0.50％以下、Mn：1.00％以上且2.20％以下、P：0.025％以下、S：0.0050％以下、N：0.0060％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、Nb：0.020％以上且0.100％以下、Mo：0.05％以上且0.50％以下、Ti：0.001％以上且0.100％以下、Cr：0.05％以上且0.50％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，
并具有以贝氏体铁素体作为主相、含有马氏体和残余奥氏体作为第二相、上述主相的体积百分率为90％以上、上述主相的平均结晶粒径为10μm以下、上述马氏体的体积百分率为0.5％以上且9.5％以下、上述残余奥氏体的体积百分率为0.5％以上且9.5％以下的组织，
该热轧钢板的屈服比为90％以下、屈服强度为555MPa以上、拉伸强度为650MPa以上。
[2]如上述[1]所述的热轧钢板，其中，在上述组成的基础上，进一步以质量％计含有选自V：0.001％以上且0.100％以下、Cu：0.001％以上且0.50％以下、Ni：0.001％以上且1.00％以下、B：0.0040％以下中的一种以上。
[3]一种热轧钢板的制造方法，其中，将具有上述[1]或[2]所述的组成的连铸铸片冷却至600℃以下后，加热至1050℃以上且1300℃以下的温度范围，
实施粗轧并且在该粗轧之后接着实施将未再结晶温度范围内的压下率设定为20％以上且85％以下、将精轧结束温度设定为(Ar3-50℃)以上且(Ar3+100℃)以下的温度范围的精轧，
该精轧结束后，实施将板厚中央位置处从冷却开始温度至650℃的平均冷却速度设定为10℃/秒以上且100℃/秒以下、将冷却停止温度设定为420℃以上且650℃以下的冷却，
在400℃以上且650℃以下的温度范围内卷取，将卷取后的卷材制成重量为20吨以上且宽度为1000mm以上的卷材。
发明效果
根据本发明，利用现有的热轧设备可以得到适合作为管道、油井管、土木/建筑用途等中使用的钢管、特别是API标准X80级钢管的原材料的、具有高强度、高韧性和低屈服比特性的加工后特性稳定性优良的热轧钢板，在工业上极其有用。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
首先，对本发明热轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，则以下的表示成分组成的％是指质量％。
C：0.030％以上且0.120％以下
C是用于通过与Nb、V、Ti形成碳化物而确保热轧钢板的强度(拉伸强度、屈服强度)的重要元素，并且是在对于热轧钢板的低屈服比化重要的第二相(残余奥氏体和马氏体)的生成中不可欠缺的元素。本发明的热轧钢板中，为了满足期望的强度、低屈服比，需要将C含量设定为0.030％以上。另一方面，C含量超过0.120％时，由于碳化物的过量增加而使热轧钢板的韧性劣化。另外，C含量超过0.120％时，碳当量升高，对这样的热轧钢板进行制管、焊接时，焊接部的韧性劣化。因此，C含量设定为0.030％以上且0.120％以下。优选为0.040％以上且0.090％以下。
Si：0.05％以上且0.50％以下
Si的含量增加时，形成Mn-Si系的非金属夹杂物，在对热轧钢板进行制管、焊接时导致焊接部韧性变差。因此，Si含量以0.50％作为上限。另一方面，从通过固溶强化确保X80级的强度的观点出发，将Si含量的下限规定为0.05％。另外，Si含量优选设定为0.10％以上且0.35％以下。
Mn：1.00％以上且2.20％以下
Mn是用于抑制多边形铁素体的生成、确保热轧钢板的强度和韧性所必需的元素。另外，Mn也是用于促进第二相的生成、稳定地生成残余奥氏体、马氏体来确保热轧钢板的低屈服比特性所必需的元素。为了发挥这些效果，需要将Mn含量设定为1.00％以上。另一方面，Mn含量超过2.20％时，容易产生与中心偏析相伴的热轧钢板的机械特性的偏差，并且韧性劣化。另外，Mn含量超过2.20％时，热轧钢板的强度过于升高，因此，有可能出现拉伸特性降低等不良影响，并且随着碳当量的增加而使焊接部韧性劣化。因此，Mn含量设定为1.00％以上且2.20％以下。优选为1.40％以上且2.00％以下。
P：0.025％以下、S：0.0050％以下、N：0.0060％以下
P在钢中以杂质的形式存在，是容易偏析的元素，会导致热轧钢板的韧性劣化。因此，P含量以0.025％作为上限。优选为0.018％以下。
S和N与P同样会使热轧钢板的韧性劣化，因此，S含量以0.0050％作为上限，N含量以0.0060％作为上限。优选S含量为0.0030％以下、N含量为0.0040％以下。
需要说明的是，对于P、S、N的含量的下限值，都要考虑现实的炼钢控制能力极限，优选将P、N的下限值设定为0.0010％、将S的下限值设定为0.0001％。
Al：0.005％以上且0.100％以下
Al作为钢的脱氧剂是有用的，Al含量设定为表现出脱氧效果的0.005％以上。但是，Al含量变得过量时，生成氧化铝系夹杂物，对热轧钢板进行焊接时导致焊接部缺陷。因此，Al含量设定为0.005％以上且0.100％以下。优选为0.010％以上且0.050％以下。
Nb：0.020％以上且0.100％以下
Nb对于晶粒的微细化有效，并且是析出强化元素，为了确保X80级的钢管强度，需要将Nb含量设定为0.020％以上。另一方面，Nb含量变得过量时，制造热轧钢板时，在后述的卷取温度范围(400℃以上且650℃以下)过量地发生析出而使得韧性降低，并且使焊接性劣化。因此，Nb含量设定为0.020％以上且0.100％以下。优选Nb含量设定为0.030％以上且0.080％以下。
Mo：0.05％以上且0.50％以下
Mo是在制造热轧钢板时在热轧结束后的冷却工序中抑制钢板中的奥氏体相变为多边形铁素体或珠光体、对于提高热轧钢板的强度有效的元素。另外，Mo是用于促进第二相(残余奥氏体和马氏体)的生成、确保热轧钢板的低屈服比特性所必需的元素。为了表现出这样的效果，将Mo含量设定为0.05％以上。但是，Mo的淬透性强，其含量超过0.50％时，过量地生成作为第二相的残余奥氏体、马氏体，使得热轧钢板的韧性降低。因此，Mo含量设定为0.05％以上且0.50％以下。优选为0.10％以上且0.35％以下。
Ti：0.001％以上且0.100％以下
Ti是对于晶粒的微细化有效的元素并且是析出强化元素，为了表现出上述效果，需要将Ti含量设定为0.001％以上。另一方面，Ti含量变得过量时，使得热轧钢板的焊接性劣化。因此，Ti含量设定为0.001％以上且0.100％以下。优选为0.010％以上且0.040％以下。
Cr：0.05％以上且0.50％以下
Cr是在制造热轧钢板时在热轧结束后的冷却工序中表现出珠光体相变的延迟效果和晶界渗碳体的减少效果的元素。另外，Cr是用于促进作为第二相的残余奥氏体和马氏体的生成、确保热轧钢板的低屈服比特性所必需的元素。为了表现出这些效果，将Cr含量设定为0.05％以上。另一方面，Cr含量超过0.50％时，作为第二相的残余奥氏体、马氏体过量地生成而使得热轧钢板的韧性降低。另外，Cr含量变得过量时，在对热轧钢板进行制管、焊接时，在焊接部形成淬火组织而导致焊接部韧性的劣化。因此，Cr含量设定为0.05％以上且0.50％以下。优选为0.10％以上且0.35％以下。
Ca：0.0005％以上且0.0050％以下
Ca具有通过将S固定、抑制MnS的生成而使热轧钢板的韧性提高的效果。为了表现出这样的效果，将Ca含量设定为0.0005％以上。另一方面，Ca含量变得过量时，由于Ca系氧化物的形成而使热轧钢板的韧性降低，因此，Ca含量设定为0.0050％以下。优选为0.0010％以上且0.0030％以下。
以上是本发明的热轧钢板中的基本成分，可以在上述基本成分的基础上进一步含有选自V：0.001％以上且0.100％以下、Cu：0.001％以上且0.50％以下、Ni：0.001％以上且1.00％以下、B：0.0040％以下中的一种或两种以上。
V：0.001％以上且0.100％以下
V是析出强化元素，为了使其有效地发挥作用，优选将V含量设定为0.001％以上。另一方面，V含量变得过量时，有可能在制造热轧钢板时在后述的卷取温度范围(400℃以上且650℃以下)过量地发生析出而使得韧性和拉伸特性降低，并且使得焊接性劣化。因此，V含量优选设定为0.001％以上且0.100％以下。更优选为0.020％以上且0.080％以下。
Cu：0.001％以上且0.50％以下
Cu是在制造热轧钢板时在热轧结束后的冷却工序中抑制钢板中的奥氏体相变为多边形铁素体或珠光体、并且对于提高热轧钢板的强度有效的元素。为了表现出这样的效果，优选将Cu含量设定为0.001％以上。但是，Cu含量超过0.50％时，有可能使得钢的热加工性降低。因此，Cu含量优选设定为0.001％以上且0.50％以下。更优选为0.10％以上且0.40％以下。
Ni：0.001％以上且1.00％以下
Ni是在制造热轧钢板时在热轧结束后的冷却工序中抑制钢板中的奥氏体相变为多边形铁素体或珠光体、并且对于提高热轧钢板的强度有效的元素。为了表现出这样的效果，优选将Ni含量设定为0.001％以上。但是，Ni的含量超过1.00％时，有可能使得钢的热加工性降低。因此，Ni含量优选设定为0.001％以上且1.00％以下。更优选为0.10％以上且0.50％以下。
B：0.0040％以下
B具有在制造热轧钢板时在精轧结束后的冷却过程中抑制高温下的铁素体相变、防止多边形铁素体的生成的效果。为了表现出这样的效果，优选将B含量设定为0.0001％以上。另一方面，B含量变得过量时，在对热轧钢板进行焊接时，有可能在焊接部形成淬火组织。因此，B含量优选设定为0.0040％以下。更优选为0.0002％以上且0.0010％以下。
需要说明的是，在本发明的热轧钢板中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以列举例如Co、W、Pb、Sn等，这些元素的含量优选分别设定为0.02％以下。
接着，对本发明热轧钢板中的组织的限定理由进行说明。
本发明的热轧钢板具有以贝氏体铁素体作为主相、含有马氏体和残余奥氏体作为第二相、上述主相的体积百分率为90％以上、上述主相的平均结晶粒径为10μm以下、上述马氏体的体积百分率为0.5％以上且9.5％以下、上述残余奥氏体的体积百分率为0.5％以上且9.5％以下的组织。需要说明的是，在本发明中，贝氏体铁素体是指具有位错密度高的下部组织且在晶粒内没有析出渗碳体的组织。与此相对，贝氏体在具有位错密度高的板条状组织、在晶粒内析出有渗碳体的方面与贝氏体铁素体不同，另外，多边形铁素体在位错密度极低的方面与贝氏体铁素体不同。
贝氏体铁素体的体积百分率：90％以上
贝氏体铁素体的平均结晶粒径：10μm以下
在本发明中，通过使热轧钢板的主相为强度与韧性的平衡优良的微细的贝氏体铁素体，对热轧钢板赋予期望的强度和低温韧性。通过将作为主相的贝氏体铁素体的体积百分率设定为90％以上、将该贝氏体铁素体的平均结晶粒径设定为10μm以下，能够通过细粒化效果确保热轧钢板的强度和低温韧性。另一方面，贝氏体铁素体的体积百分率小于90％时，第二相的体积百分率增大，裂纹的传播路径增加，因此，热轧钢板的低温韧性劣化。另外，贝氏体铁素体的平均结晶粒径超过10μm时，断口单位增大，韧性降低。
需要说明的是，从确保热轧钢板的强度和低温韧性的观点出发，优选将贝氏体铁素体的体积百分率设定为91％以上，优选将贝氏体铁素体的平均结晶粒径设定为3.0μm以下。特别是，在本发明中，含有使韧性降低的马氏体和残余奥氏体，因此，在马氏体和残余奥氏体的合计体积百分率达到4.0％以上的情况下，优选将贝氏体铁素体的平均结晶粒径设定为3.0μm以下。但是，贝氏体铁素体的体积百分率过于升高时，在降低热轧钢板的屈服比方面很重要的第二相(残余奥氏体和马氏体)的体积百分率极度降低，因此，贝氏体铁素体的体积百分率优选设定为95％以下。另外，贝氏体铁素体越微细越优选，其平均结晶粒径的实质上的下限值为约1μm。
残余奥氏体的体积百分率：0.5％以上且9.5％以下
残余奥氏体由于制管时等的加工应变而从C浓度低的部位起依次发生加工诱发相变，在制管所涉及的广泛的加工应变区域(例如，加工应变从约1％至约10％的应变区域)提高加工硬化能力。因此，与屈服强度相比更能够提高拉伸强度，能够得到低屈服比。其结果，即使在例如像电阻焊钢管这样在管周方向位置处制管应变不同的情况下，也不依赖于周方向位置，能够稳定地得到低屈服比特性。为了发挥这样的效果，需要将残余奥氏体的体积百分率设定为0.5％以上。更优选为2.0％以上。另一方面，残余奥氏体的体积百分率超过9.5％时，作为裂纹的传播路径发挥作用，热轧钢板的低温韧性劣化。因此，残余奥氏体的体积百分率需要设定为9.5％以下。需要说明的是，为了确保更良好的低温韧性，优选将残余奥氏体的体积百分率设定为5％以下。
马氏体的体积百分率：0.5％以上且9.5％以下
马氏体在贝氏体铁素体中容易导入因加工引起的可动位错，从而提高包辛格效应。为了发挥该效果，需要将马氏体的体积百分率设定为0.5％以上。优选为2.5％以上。另一方面，马氏体的体积百分率超过9.5％时，作为裂纹的传播路径发挥作用，热轧钢板的低温韧性劣化。因此，马氏体的体积百分率需要设定为9.5％以下。为了确保更良好的低温韧性，优选将马氏体的体积百分率设定为5％以下。
需要说明的是，在本发明热轧钢板的组织中，除了上述贝氏体铁素体、残余奥氏体和马氏体以外，也可以含有珠光体、渗碳体。贝氏体铁素体、残余奥氏体和马氏体以外的组织、即珠光体、渗碳体的体积百分率优选合计限制为2％以下。另外，优选将主要作为管线管的原材料使用的本发明的热轧钢板的板厚设定为15mm以上且30mm以下。
接着，对本发明热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的热轧钢板可以通过如下方法制造：将通过连铸得到的具有上述组成的钢坯(铸片)冷却至规定的温度以下后，进行加热，实施粗轧和精轧，在规定条件下进行加速冷却，在规定温度下卷取成具有规定重量和宽度的卷材。
连铸铸片的冷却温度：600℃以下
铁素体相变前的连铸铸片为奥氏体组织，长时间暴露于高温，因此，其晶粒极其粗大。因此，通过使该粗大的奥氏体结晶发生铁素体相变来进行微细化。因此，将连铸铸片冷却至铁素体相变大致完成的600℃以下。优选为500℃以下。需要说明的是，然后，连铸铸片被加热，逆相变为奥氏体，由此，使晶粒进一步微细化。
连铸铸片的加热温度：1050℃以上且1300℃以下
钢坯加热温度(连铸铸片的再加热温度)低于1050℃时，作为析出强化元素的Nb、V、Ti不会充分固溶，不能确保X80级的钢管强度。另一方面，超过1300℃时，奥氏体晶粒发生粗大化，结果，贝氏体铁素体的结晶粒径发生粗大化，热轧钢板的低温韧性劣化，并且在精轧结束后的冷却和卷取过程中过量析出Nb，热轧钢板的韧性和拉伸特性劣化。因此，连铸铸片的再加热温度设定为1050℃以上且1300℃以下。优选为1150℃以上且1230℃以下。
对加热后的钢坯(连铸铸片)实施粗轧和精轧而调节至任意的板厚，在本发明中，粗轧的条件没有特别限定。
精轧时的未再结晶温度范围内的压下率：20％以上且85％以下
通过在未再结晶温度范围(本发明的钢组成的情况下为约930℃以下)进行精轧，奥氏体的再结晶延迟而使应变蓄积，在γ/α相变时铁素体(贝氏体铁素体)发生微细化，热轧钢板的强度和韧性提高。在此，精轧时的未再结晶温度范围内的压下率小于20％时，不会充分表现出这些效果。另一方面，上述压下率超过85％时，变形阻力增大而对轧制带来障碍。因此，在本发明中，将上述压下率设定为20％以上且85％以下。优选为35％以上且75％以下。
精轧结束温度：(Ar3-50℃)以上且(Ar3+100℃)以下
为了在均质的粒径和组织下结束轧制，需要将精轧结束温度设定为(Ar3-50℃)以上。精轧结束温度低于(Ar3-50℃)时，在精轧中在钢板内部发生铁素体相变，在一部分生成多边形铁素体。多边形铁素体形成与在之后的冷却中或冷却后生成的贝氏体铁素体相比更粗大的晶粒，因此形成晶粒的尺寸不均匀的混粒组织。因此，不能得到期望的热轧钢板特性。另一方面，精轧结束温度超过(Ar3+100℃)时，贝氏体铁素体的晶粒发生粗大化，热轧钢板的韧性劣化。特别是，在本发明中，除了贝氏体铁素体以外还包含对韧性带来不良影响的马氏体和残余奥氏体，因此需要使贝氏体铁素体晶粒变得微细来确保韧性。因此，将精轧结束温度设定为(Ar3-50℃)以上且(Ar3+100℃)以下的范围内。优选为(Ar3-20℃)以上且(Ar3+50℃)以下。
需要说明的是，上述精轧结束温度为精轧机的出口侧的钢板表面的测定温度值。
精轧结束后，在以下的条件下进行加速冷却。加速冷却优选在精轧结束后7秒以内开始，更优选在精轧结束后3秒以内开始。精轧结束后至开始加速冷却为止的时间超过7秒时，有可能晶粒发生粗大化、或者铁素体相变开始而生成多边形铁素体。
从冷却开始温度至650℃的板厚中央位置的平均冷却速度：10℃/秒以上且100℃/秒以下
为了抑制珠光体相变和多边形铁素体的生成、使贝氏体铁素体的体积百分率为90％以上、从而确保热轧钢板的低温韧性，需要将从冷却开始温度至650℃的板厚中央位置的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。但是，该板厚中央位置处的上述温度范围内的冷却速度变得过大时，钢板表面硬度升高，不适合作为管线管用钢板。因此，上述平均冷却速度的上限需要设定为100℃/秒。优选为25℃/秒以上且50℃/秒以下。
板厚中央位置处的冷却停止温度：420℃以上且650℃以下
为了使残余奥氏体和马氏体作为第二相分散在组织中，需要使钢板中的奥氏体的相变(奥氏体→贝氏体铁素体相变)在冷却过程中不完全结束而残留未相变的奥氏体。为此，在本发明的成分范围内，需要将停止加速冷却的温度以板厚中央位置计设定为420℃以上。另一方面，停止加速冷却的温度超过650℃时，生成粗大的多边形铁素体、珠光体，不能得到期望的热轧钢板组织。因此，需要将加速冷却的冷却停止温度以板厚中央位置计设定为420℃以上且650℃以下。优选为500℃以上且590℃以下。
卷取温度：400℃以上且650℃以下
在本发明中，在卷材卷取后的放冷过程中生成作为第二相的残余奥氏体和马氏体。为此，需要使C从在加速冷却过程中或冷却停止后相变得到的贝氏体铁素体向未相变奥氏体扩散。C从贝氏体铁素体向未相变奥氏体扩散，在未相变奥氏体中富集C，由此，未相变奥氏体向贝氏体的相变得到抑制，能够使未相变奥氏体形成马氏体或残余奥氏体(未相变奥氏体被维持至室温的状态)。形成马氏体还是形成残余奥氏体取决于C的富集程度，C进一步富集而使Ms点(马氏体相变开始温度)低于室温的部分形成残余奥氏体。
在卷材卷取后的放冷过程中，为了使C充分扩散、使残余奥氏体和马氏体为期望的体积百分率，需要将卷材卷取温度设定为400℃以上。另一方面，卷材卷取温度超过650℃时，生成粗大的多边形铁素体、珠光体，不能得到期望的热轧钢板组织。因此，卷材卷取温度需要设定为400℃以上且650℃以下。优选为480℃以上且580℃以下。需要说明的是，上述卷取温度均是钢板的板厚中央位置处的温度。
卷取后的卷材重量：20吨以上
卷取后的卷材宽度：1000mm以上
在本发明中，需要使以未相变的状态残留的奥氏体的一部分在卷材卷取后的放冷过程中发生马氏体相变，由此使残余奥氏体和马氏体这两者作为第二相组织分散在热轧钢板中。在此，为了使作为第二相的残余奥氏体和马氏体以期望的体积百分率分散，卷材卷取后的冷却速度非常重要。
为了将残余奥氏体和马氏体设定为期望的体积百分率，优选尽可能地抑制卷材卷取后的冷却速度，由此促进C从贝氏体铁素体向未相变奥氏体的扩散。但是，在利用炉冷等调节冷却速度的情况下，需要在轧制设备中新设置冷却炉等，在设备成本方面变得不利。因此，在本发明中，对卷取后的卷材重量和卷材宽度进行规定，由此抑制卷材卷取后的放冷速度。
为了减小卷取后卷材的(表面积)/(体积)比、充分减慢卷取后卷材的放冷速度，需要将卷材重量设定为20吨以上、将卷材宽度设定为1000mm以上。在卷取后的卷材重量小于20吨、或者卷取后的卷材宽度小于1000mm的情况下，卷取后的卷材的放冷速度变得过快，因此，C不会充分富集至使以未相变的状态残留的奥氏体稳定的程度，仅优先生成马氏体作为第二相。其结果是，热轧钢板中的残余奥氏体量变得不充分，不能在广泛的加工应变区域中使低屈服比特性稳定化。为了确保本发明的残余奥氏体量，卷取后的卷材的放冷速度优选为70℃/秒以下。更优选为50℃/秒以下。需要说明的是，卷取后的卷材的放冷速度为钢板表面的从400℃至390℃的平均冷却速度。卷取后的卷材的温度的测定位置设定为卷取后的卷材中的卷材外周的宽度中央位置。关于卷材的温度，选择因卷绕松弛(巻き緩み)等而在钢板之间未产生间隙的部位，在卷材外周的宽度中央处在钢板表面安装热电偶来进行测定。另外，利用从400℃至390℃的平均冷却速度来规定卷材的放冷速度是因为，400℃附近的温度范围是C最容易富集于以未相变的状态残留的奥氏体的温度范围。
基于上述理由，将卷取后的卷材重量设定为20吨以上、将卷取后的卷材宽度设定为1000mm以上。另外，优选将卷取后的卷材重量设定为25吨以上、将卷取后的卷材宽度设定为1400mm以上。卷取后的卷材重量和卷材宽度的上限没有特别限制，考虑到轧制设备的作业实绩，实质上的上限值分别为约40吨、约2500mm。
实施例
铸造表1所示组成的钢坯(连铸铸片、壁厚：215mm)后，冷却至约400℃以下，进一步在表2所示的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所示的卷取温度下卷取成规定尺寸的卷材，制成表2所示板厚的热轧钢板(钢带)。需要说明的是，上述冷却(加速冷却)在精轧结束后3秒以内开始。另外，表2所示的Ar3点通过从各钢坯裁取热膨胀测定用的样品、在950℃下进行奥氏体化后利用以5℃/分钟进行冷却时的热膨胀曲线来测定。
将所得到的热轧钢板(钢带)通过排辊成形进行成形，进行电阻焊接，实施内表面侧的焊道磨削后，通过后退火仅对焊接部实施热处理，进行定径，由此制成外径16英寸的电阻焊钢管。
需要说明的是，在本实施例中，例示出使用热轧钢板来制造电阻焊钢管的方法，但本发明中的热轧钢板并不限于在电阻焊钢管的制管方法中采用，在螺旋钢管等各种各样的制管方法中也可以采用。
从所得到的热轧钢板和电阻焊钢管裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验和夏比冲击试验。组织观察和各种试验的方法如下所述。
(1)组织观察
对所得到的热轧钢板的板厚中央位置、板厚方向1/4位置、板厚方向3/4位置、表面下1mm位置处的微细组织使用扫描电子显微镜(倍率：2000倍)在各板厚位置观察和拍摄3个视野以上，测定贝氏体铁素体、残余奥氏体、马氏体、珠光体的体积百分率。需要说明的是，对所得到的热轧钢板的微细组织进行观察的结果是，在本发明例的热轧钢板中，没有观察到除了作为基体组织的贝氏体铁素体、残余奥氏体、马氏体、珠光体以外的组织。
对通过上述方法拍摄的照片进行图像解析而分离成贝氏体铁素体和贝氏体铁素体以外的组织，求出贝氏体铁素体在各观察视野中所占的面积率，将在各板厚位置处求出的面积率的平均值作为贝氏体铁素体的体积百分率。另外，同样地求出珠光体在观察视野中所占的面积率，将在各板厚位置处求出的面积率的平均值作为珠光体的体积百分率。进而，也同样地求出多边形铁素体的体积百分率。关于贝氏体铁素体的平均结晶粒径，通过图像解析对被识别为贝氏体铁素体的组织进行图像解析，以等效圆直径的形式求出平均结晶粒径。
残余奥氏体和马氏体在扫描电子显微镜下对比度没有出现明显差异。因此，首先，与上述同样地求出残余奥氏体和马氏体在观察视野中所占的合计面积率，将在各板厚位置处求出的面积率的平均值作为残余奥氏体和马氏体的合计体积百分率。接着，通过X射线衍射求出残余奥氏体的体积百分率，从上述合计体积百分率中减去残余奥氏体的体积百分率，将所得值作为马氏体的体积百分率。
需要说明的是，残余奥氏体的体积百分率通过下述X射线衍射法求出。
与板面平行地裁取X射线衍射用试验片，进行磨削和化学研磨，将研磨后的试验片表面作为钢板的板厚方向1/4位置。然后，使用试验片，通过X射线衍射法求出α的(200)、(211)面、γ的(200)、(220)、(311)面的衍射强度，算出γ的体积百分率。
(2)拉伸试验
从所得到的热轧钢板的板宽中央位置以与轧制方向正交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取平板状的全厚度拉伸试验片(板厚：全厚度，平行部长度：60mm，计量间距：50mm，计量部宽度：38mm)，依照ASTM E8M-04的规定，在室温下实施拉伸试验，测定拉伸强度TS、屈服强度YS，求出屈服比YR(＝YS/TS)。另外，从在将所得到的电阻焊钢管的接缝位置设为0度时的90度位置和180度位置将管压扁后，以钢管圆周方向为长度方向的方式裁取与上述相同的形状的拉伸试验片。接着，在与上述相同的条件下实施拉伸试验来测定屈服比，求出加工应变不同的90度位置与180度位置的屈服比之差ΔYR。将热轧钢板的拉伸强度TS为650MPa以上、屈服强度YS为555MPa以上、屈服比YR为90％以下、电阻焊钢管90度位置与180度位置的屈服比之差ΔYR小于10％的情况评价为“强度、加工后特性稳定性和低屈服比特性优良的拉伸特性”。
(3)夏比冲击试验
从所得到的热轧钢板的板厚中央位置以与轧制方向正交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取V型缺口试验片(长度55mm×高度10mm×宽度10mm)，依照JIS Z 2242的规定实施夏比冲击试验，求出延性-脆性断口转变临界温度(℃)。需要说明的是，对各热轧钢板裁取3根试验片，将针对3根试验片所得到的延性-脆性断口转变临界温度的算术平均值作为各热轧钢板的延性-脆性断口转变临界温度(vTrs)。将vTrs为-80℃以下的情况评价为“韧性良好”。
如表3所示，发明例的热轧钢板的拉伸特性(屈服强度、拉伸强度、屈服比、电阻焊钢管屈服比差)和韧性(低温韧性)均良好。与此相对，比较例的热轧钢板的拉伸特性和韧性(低温韧性)中的任一者或两者不能得到充分的特性。

Claims (3)

1.一种热轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.030％以上且0.120％以下、Si：0.05％以上且0.50％以下、Mn：大于1.40％且2.20％以下、P：0.025％以下、S：0.0050％以下、N：0.0060％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、Nb：0.020％以上且0.100％以下、Mo：0.05％以上且0.50％以下、Ti：0.001％以上且0.100％以下、Cr：0.05％以上且0.50％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，
并具有以贝氏体铁素体作为主相、含有马氏体和残余奥氏体作为第二相、所述主相的体积百分率为90％以上且小于95％、所述主相的平均结晶粒径为10μm以下、所述马氏体的体积百分率为0.5％以上且9.5％以下、所述残余奥氏体的体积百分率为0.5％以上且9.5％以下的组织，
该热轧钢板的屈服比为90％以下、屈服强度为555MPa以上、拉伸强度为650MPa以上。
2.如权利要求1所述的热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，进一步以质量％计含有选自V：0.001％以上且0.100％以下、Cu：0.001％以上且0.50％以下、Ni：0.001％以上且1.00％以下、B：0.0040％以下中的一种以上。
3.一种热轧钢板的制造方法，其中，将具有权利要求1或2所述的组成的连铸铸片冷却至600℃以下后，加热至1050℃以上且1300℃以下的温度范围，
实施粗轧并且在该粗轧之后接着实施将未再结晶温度范围内的压下率设定为20％以上且85％以下、将精轧结束温度设定为(Ar3-50℃)以上且(Ar3+100℃)以下的温度范围的精轧，
该精轧结束后，实施将板厚中央位置处从冷却开始温度至650℃的平均冷却速度设定为10℃/秒以上且100℃/秒以下、将冷却停止温度设定为420℃以上且650℃以下的冷却，
在400℃以上且650℃以下的温度范围内卷取，将卷取后的卷材制成重量为20吨以上且宽度为1000mm以上的卷材。
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