CN108350540A - 抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板 - Google Patents

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Abstract

提供一种抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板。一种抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板，其特征在于，含有规定的钢中成分，下式(1)所规定的Ceq低于0.44，下式(2)所规定的A值为2.50以上，和下式(3)所规定的B值为2.37以上，并且在钢板的板厚的1/4位置，下述金属组织的面积率满足贝氏体：80面积％以上、和岛状马氏体：0面积％以上且0.26面积％以下，所述贝氏体的最大硬度为270HV以上。Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)A值＝1.15×Mn+2.20×Mo+6.50×Nb…(2)B值＝1.20×Mn+0.50×Ni+4.25×Nb…(3)。

Description

抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度 的具有高屈服强度的非调质钢板
技术领域
本发明涉及抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板。更详细地说，是涉及石油、天然气等的输送用管线管所使用的具有API规格X80级的高屈服强度的非调质钢板。
背景技术
在长距离输送天然气和原油的管线管中，以铺设费和输送费的削减为目标，使管原材本身高强度化而限制壁厚的增大这一需求高涨。目前，美国石油协会(AmericanPetroleum Institute，API)中，作为高屈服强度钢，X80级钢被标准化、实用化。
作为上述这样的管线管使用的钢板，除了希望其有高屈服强度以外，还希望高韧性、短工期、低成本，作为用于满足这些的制造方法，可列举控制轧制。控制轧制是通过恰当控制轧制时的温度和压下率等而使晶粒微细化，并在热轧后实施加速冷却的技术。在控制轧制中，不需要在加速冷却后进行加热等的调质。由这种方法得到的钢板一般被称为非调质钢板。
关于非调质的高屈服强度钢板，一直以来进行了各种技术的开发。例如在专利文献1～4中，公开有非调质而具有API规格X80级的高屈服强度的钢板的制造方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006－328523号公报
专利文献2：国际公开第2010/052927号小册子
专利文献3：日本特开2006－169591号公报
专利文献4：日本特开2008－261012号公报
可是管线管也有很多铺设在寒冷地区，因此焊接热影响部(Heat Affected Zone，HAZ)的低温韧性必须优异。另外从焊接施工性的观点出发，近年来强烈希望抑制焊接热影响部的硬度。
但是，专利文献1和专利文献2所述的钢板，没有将焊接热影响部的韧性和硬度的评价指标，即Ceq控制得很低，因此存在焊接热影响部的韧性劣化和焊接热影响部的硬化的可能。
另外在专利文献3和专利文献4所述的方法中，因为大量添加会使焊接热影响部的低温韧性劣化的成分B，所以有可以使焊接热影响部的低温韧性劣化。
发明内容
本发明鉴于这样的状况而做，其目的在于，提供一种抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板。
能够解决上述课题的本发明的抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板，具有的要旨在于，以质量％计，含有C：高于0.04％并在0.10％以下、Si：0.15～0.50％、Mn：1.20～2.50％、P：高于0％并在0.020％以下、S：高于0％并在0.0050％以下、Nb：0.020～0.100％、Ti：0.003～0.020％、N：0.0010～0.0075％、Zr：0.0001～0.0100％、Ca：0.0005～0.0030％、REM：0.0001～0.0050％、Al：0.010～0.050％、和B：0.0003％以下(含0％)，还含有从Mo：高于0％并在0.30％以下、Cu：高于0％并在0.30％以下、Ni：高于0％并在0.30％以下、Cr：高于0％并在0.30％以下和V：高于0％并在0.050％以下所构成的群中选择的一种以上，余量由铁和不可避免的杂质构成，由下式(1)规定的Ceq低于0.44，由下式(2)规定的A值为2.50以上，以及由下式(3)规定的B值为2.37以上，并且在钢板的板厚的1/4位置，下述金属组织的面积率满足贝氏体：80面积％以上，和岛状马氏体：0面积％以上且0.26面积％以下，所述贝氏体的最大硬度满足270HV以上。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)
A值＝1.15×Mn+2.20×Mo+6.50×Nb…(2)
B值＝1.20×Mn+0.50×Ni+4.25×Nb…(3)
其中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和Nb，分别表示以质量％计，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、和Nb的含量。
在本发明的优选的实施方式中，上述非调质钢板用于管线管。
根据本发明，通过采用上述构成，能够得到抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板。
附图说明
图1是表示贝氏体面积率与屈服强度的关系的图形。
图2是表示贝氏体的最大硬度和屈服强度的关系的图形。
图3是表示岛状马氏体(以下，有将岛状马氏体称为MA的情况)的面积率和屈服强度的关系的图形。
具体实施方式
首先，本发明者们对于支配非调质钢板的屈服强度的因素进行研究。其结果发现，非调质钢板的屈服强度与金属组织中的贝氏体和岛状马氏体的各面积率、以及贝氏体的最大硬度具有密切的相关关系，若将其控制在规定的范围，则能够得到API规格X80级的高屈服强度。
此外，本发明者们为了实现高屈服强度、而且还抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的非调质钢板，而从各种角度进行了研究。其结果发现，如果以满足上述式(1)～(3)的关系的方式来控制化学成分组成，则焊接热影响部的低温韧性劣化受到抑制，此外还能够降低焊接热影响部的硬度，从而完成了本发明。
此外，这样的非调质钢板，优选通过如下方式制造，即，加热满足规定的成分组成的钢材而进行热轧后，以平均冷却速度：10～50℃/秒，从730℃以上的冷却开始温度，冷却至370～550℃的冷却停止温度。
在本说明书中，所谓“API规格X80级的高屈服强度”，意思是钢板的板宽方向的屈服强度为555MPa以上且705MPa以下。
首先，对于本发明的非调质钢板的组织进行说明。
本发明的非调质钢板在钢板的板厚t的1/4位置，各组织相对于金属组织总体，满足贝氏体：80面积％以上，岛状马氏体：0面积％以上且0.26面积％以下，和贝氏体的最大硬度：270HV以上。
贝氏体：80面积％以上
贝氏体是有助于屈服强度提高的组织，是用于确保API规格X80级的高屈服强度的重要组织。若贝氏体低于80面积％，则屈服强度降低。为此，设金属组织总体的面积为100％时，贝氏体的面积率的下限为80面积％以上。贝氏体的面积率的下限优选为82面积％以上，更优选为84面积％以上。
图1是表示使用后述的实施例的表1的钢种A～X，以表2的No.1～24的制造条件制造而得到的非调质钢板中的贝氏体的面积率与屈服强度的关系的图形。如图1所示，满足希望的555MPa以上的高屈服强度的实施例，金属组织中的贝氏体面积率全部在80％以上，可知为了满足高屈服强度，有效的是将贝氏体面积率提高到80％以上。图1中，也有尽管贝氏体面积率在80％以上，但屈服强度不满足555MPa以上的例子，但这些是后述的贝氏体硬度低于270HV，或MA面积率高于0.26％的例子。
贝氏体的最大硬度：270HV以上
贝氏体的最大硬度在用于抑制屈服强度的偏差而稳定得到高屈服强度上很重要，需要控制在270HV以上。由此，能够稳定确保API规格X80级的高屈服强度。贝氏体的最大硬度的下限优选为275HV以上。但是，若考虑成形成钢管的成形性，则贝氏体的最大硬度的上限优选为310HV以下，更优选为300HV以下。
图2是表示使用后述的实施例的表1的钢种A～X，以表2的No.1～24的制造条件制造而得到的非调质钢板中的贝氏体的最大硬度与屈服强度的关系的图形。如图2所示，满足希望的555MPa以上的实施例，金属组织中的贝氏体最大硬度全部在270HV以上，可知为了满足高屈服强度，有效的是将贝氏体最大硬度提高到270HV以上。在此，也有尽管贝氏体最大硬度在270HV以上，但屈服强度却不满足555MPa以上的例子，但这些是贝氏体面积率低于80％，或MA面积率高于0.26％的例子。
在此所谓“贝氏体的最大硬度”，意思是由后述的实施例所述的方法测量贝氏体的维氏硬度时的上位3点的平均值。本发明者们发现，通过控制贝氏体的最大硬度，能够稳定得到高屈服强度。
岛状马氏体：0面积％以上且0.26面积％以下
岛状马氏体是使屈服强度降低的组织，因此为了确保希望的高屈服强度而需要使MA面积率减少。为此设金属组织总体的面积为100％时，MA面积率的上限为0.26面积％以下。MA面积率的上限优选为0.25面积％以下。
图3是表示使用后述的实施例的表1的A～X，以表2的No.1～24的制造条件制造而得到的非调质钢板中的岛状马氏体的面积率与屈服强度的关系的图形。如图3所示，满足555MPa以上的实施例，金属组织中的MA面积率全部在0.26％以下，可知为了满足高屈服强度，有效的是将MA面积率控制在0.26％以下。在此，也有尽管MA面积率在0.26％以下，但屈服强度却不满足555MPa以上的例子，但这些是贝氏体面积率低于80％，或贝氏体最大硬度低于270HV的例子。
本发明的非调质钢板的组织如上所述。上述以外的余量组织是铁素体、马氏体、或珠光体。
接下来，对于钢中成分进行说明。
首先，说明由上述式(1)～式(3)表示的Ceq、A值和B值，与服强度、HAZ的低温韧性和HAZ的硬度的关系。
Ceq：低于0.44
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)
其中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo和V，分别表示以质量％计，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo和V的含量。
由上述式(1)定义的Ceq，是决定HAZ的低温韧性和HAZ的硬度的重要的指标。若Ceq达到0.44以上，则HAZ的低温韧性和HAZ的硬度特性急剧劣化，如果Ceq低于0.44，则能够确保良好的HAZ的低温韧性和HAZ部的硬度。为此，使Ceq的上限低于0.44。Ceq的上限优选为0.43以下，更优选为0.42以下。另一方面，若考虑各元素的含量的下限等，则Ceq的下限优选为0.37以上，更优选为0.38以上。
A值：2.50以上
A值＝1.15×Mn+2.20×Mo+6.50×Nb…(2)
其中，Mn、Mo和Nb分别表示以质量％计，Mn、Mo和Nb的含量。
A值是由本发明者们最初发现的，其是控制构成前述的Ceq的元素之中用于抑制铁素体相变有效的Mn和Mo的各含量，还有Nb的含量，以使之满足上述式(2)的参数。通过使A值为2.50以上，能够一边抑制Ceq的上升，一边确保在实现高屈服强度上重要的贝氏体面积率。为了使贝氏体面积率上升，A值越高越好，为了确保API规格X80级的高屈服强度，使A值的下限为2.50以上。A值的下限优选为2.52以上，更优选为2.54以上。另一方面，若考虑各元素的含量的上限等，则A值的上限优选为3.00以下，更优选为2.95以下。
B值：2.37以上
B值＝1.20×Mn+0.50×Ni+4.25×Nb…(3)
其中，Mn、Ni和Nb分别表示以质量％计，Mn、Ni和Nb的含量。
B值是由本发明者们最初发现的，其是控制通过使贝氏体的相变温度降低，而对导入高密度的位错有效的Mn、Ni、Nb的各含量，使之满足上述式(3)的参数。通过使B值为2.37以上，能够一边抑制Ceq的上升，一边确保贝氏体的最大硬度。为了使贝氏体的最大硬度上升，B值越高越好，为了确保API规格X80级的高屈服强度，使B值的下限为2.37以上。B值的下限优选为2.39以上。另一方面，若考虑各元素的含量的上限等，则B值的上限优选为2.70以下，更优选为2.68以下。
C：高于0.04％并在0.10％以下
C是用于确保母材(钢板)的高屈服强度而必不可少的元素，为此需要使C量的下限高于0.04％。C量的下限优选为0.05％以上，更优选为0.06％以上。但是，若C量变得过剩，则岛状马氏体容易生成，屈服强度降低，并且使焊接施工性降低，因此需要使C量的上限为0.10％以下。C量的上限优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下。
Si：0.15～0.50％
Si具有脱氧作用，而且对于母材的屈服强度提高是有效的元素，为此使Si量的下限为0.15％以上。Si量的下限优选为0.18％以上，更优选为0.20％以上。但是，若Si量变得过剩，则使焊接施工性、HAZ的低温韧性劣化，因此需要使Si量的上限为0.50％以下。Si量的上限优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。
Mn：1.20～2.50％
Mn对于母材的屈服强度提高是有效的元素，为此需要使Mn量的下限为1.20％以上。Mn量的下限优选为1.50％以上，更优选为1.70％以上。但是，若Mn量变得过剩，则焊接施工性劣化，因此使Mn量的上限为2.50％以下。Mn量的上限优选为2.20％以下，更优选为2.00％以下。
P：高于0％并在0.020％以下
P是钢材中不可避免被包含的元素，若P量高于0.020％，则使HAZ的低温韧性显著劣化。为此P量的上限为0.020％以下。P量的上限优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。还有，P是钢中不可避免被包含的杂质，使其量达到0％在工业生产上不可能。
S：高于0％并在0.0050％以下
S与上述P同样，是对HAZ的低温韧性产生影响的元素，若S量高于0.0050％，则粗大的硫化物生成而使HAZ的低温韧性劣化。为此使S量的上限为0.0050％以下。S量的上限优选为0.0030％以下，更优选为0.0020％以下。还有，S是钢中不可避免被包含的杂质，使其量在到0％在工业生产上不可能。
Nb：0.020～0.100％
Nb不会使焊接施工性劣化，而对于提高屈服强度和母材的低温韧性是有效的元素，为此需要使Nb量的下限为0.020％以上。Nb量的下限优选为0.030％以上，更优选为0.040％以上。但是，若Nb量变得过剩而高于0.100％，则使HAZ的低温韧性劣化，因此使Nb量的上限为0.100％以下。Nb量的上限优选为0.070％以下，更优选为0.060％以下。
Ti：0.003～0.020％
Ti对于母材的屈服强度提高是有效的元素，此外，其在钢中作为TiN析出，是在焊接时通过HAZ抑制的奥氏体晶粒的粗大化而提高HAZ的低温韧性所需要的元素。为了发挥这样的效果，需要使Ti量的下限为0.003％以上。Ti量的下限优选为0.005％以上，更优选为0.007％以上。但是，若Ti量变得过剩，则固溶Ti和TiC析出物增加，HAZ的低温韧性劣化，因此使Ti量的上限为0.020％以下。Ti量的上限优选为0.018％以下，更优选为0.016％以下。
N：0.0010～0.0075％
N在钢中作为TiN析出，是抑制焊接时的HAZ的奥氏体晶粒的粗大化而提高HAZ的低温韧性所需要的元素。为了发挥这样的效果，需要使N量的下限为0.0010％以上。N量的下限优选为0.0020％以上，更优选为0.0030％以上。但是，若N量变得过剩，则由于固溶N的存在导致HAZ的低温韧性劣化，因此使N量的上限为0.0075％以下。N量的上限优选为0.0070％以下，更优选为0.0065％以下。
Zr：0.0001～0.0100％
Zr形成氧化物并分散，是有助于HAZ的低温韧性提高的元素，为此需要使Zr量的下限为0.0001％以上。Zr量的下限优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。但是，若Zr量变得过剩，则形成粗大的夹杂物而使HAZ的低温韧性劣化，因此需要使Zr量的上限在0.0100％以下。Zr量的上限优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。
Ca：0.0005～0.0030％
Ca具有控制硫化物的形态的作用，通过形成CaS而控制MnS的形成，是使HAZ的低温韧性提高的元素，为此需要使Ca量的下限为0.0005％以上。Ca量的下限优选为0.0006％以上。但是，若Ca量高于0.0030％而变得过剩，则HAZ的低温韧性劣化，因此使Ca量的上限为0.0030％以下。Ca量的上限优选为0.0028％以下，更优选为0.0026％以下。
REM：0.0001～0.0050％
作为稀土类元素的REM，对于硫化物的形态控制是有效的元素，其抑制对HAZ的低温韧性有害的MnS的生成。为了发挥这样的效果，使REM量的下限为0.0001％以上。REM量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。但是，即使使REM大量含有，效果也是饱和，因此REM量的上限为0.0050％以下。REM量的上限优选为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下。还有，在本发明中，所谓REM，意思是镧系元素(从La到Lu的15种元素)和Sc(钪)和Y(钇)。这些元素之中，优选含有从Ce、La和Nd的构成的群中选择的至少一种元素，更优选含有Ce和La之中至少一种。
Al：0.010～0.050％
Al是强脱氧元素，为了得到脱氧效果，需要使Al量的下限为0.010％以上。Al量的下限优选为0.015％以上，更优选为0.018％以上。但是，若Al量变得过剩，则AlN大量生成，TiN析出量减少，HAZ的低温韧性受损，因此需要使Al量的上限为0.050％以下。Al量的上限优选为0.045％以下，更优选为0.042％以下。
B：0.0003％以下(含0％)
B量是使HAZ的低温韧性显著劣化的元素，为此使B量的上限为0.0003％以下。B量的上限优选为0.0002％以下，更优选为0.0001％以下。还有，在高于0.0003％而添加B时，Mo的复合添加会引起母材的屈服强度的过度上升。
从Mo：高于0％并在0.30％以下、Cu：高于0％并在0.30％以下、Ni：高于0％并在0.30％以下、Cr：高于0％并在0.30％以下和V：高于0％并在0.050％以下所构成的群中选择的一种以上
Mo、Cu、Ni、Cr和V对于屈服强度提高是有效的元素。这些元素可以单独添加，也可以两种以上并用。这些元素的含量的范围设定理由如下。
Mo：高于0％并在0.30％以下
Mo对于母材的屈服强度的提高是有效的元素，因此Mo量的下限优选为0.01％以上。Mo量的下限更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，若Mo量高于0.30％，则HAZ的低温韧性和焊接施工性劣化，因此使Mo量的上限为0.30％以下。Mo量的上限优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下。
Cu：高于0％并在0.30％以下
Cu对于提高屈服强度是有效的元素，为此Cu量的下限优选为0.01％以上。Cu量的下限更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，若Cu量变得过剩，则容易生成MA，因此使Cu量的上限为0.30％以下。Cu量的上限优选为0.27％以下，更优选为0.25％以下
Ni：高于0％并在0.30％以下
Ni对于母材的屈服强度的提高是有效的元素，为此Ni量的下限优选为0.01％以上。Ni量的下限更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，若Ni量变得过剩，则容易生成MA。此外，因为作为结构用钢材极为高价，所以从经济性的观点出发，使Ni量的上限为0.30％以下。Ni量的上限优选为0.27％以下，更优选为0.25％以下。
Cr：高于0％并在0.30％以下
Cr对于屈服强度的提高是有效的元素，为此Cr量的下限优选为0.01％以上。Cr量的下限更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，若Cr量高于0.30％，则容易生成MA，因此使Cr量的上限为0.30％以下。Cr量的上限优选为0.27％以下，更优选为0.25％以下。
V：高于0％并在0.050％以下
V对于屈服强度的提高是有效的元素，为此V量的下限优选为0.001％以上。V量的下限更优选为0.002％以上，进一步优选为0.003％以上。但是，若V量高于0.050％，则容易生成MA，因此使V量的上限为0.050％以下。V量的上限优选为0.030％以下，更优选为0.010％以下。
本发明所用的钢中元素如上述，余量实质上是铁。但是，当然允许因原料、物资、制造设备等的状况而混入的不可避免的杂质包含在钢中。作为上述不可避免的杂质，例如，可列举As、Sb、Sn、O、H等。
接下来，对于上述钢板的制造方法进行说明。
本发明的钢板，例如，能够通过如下方式制造：制作板坯等的铸片，加热所得到的铸片，进行热轧后再进行加速冷却。
以下，对于各工序进行详述。
首先，在铸造工序中，为了以REM和Ca控制硫化物的形态，优选添加Al和Zr，使Al2O3和ZrO形成而进行脱氧后，再添加REM和Ca。特别是Ca是容易形成氧化物的元素。另外Ca相比形成硫化物(CaS)而言更容易形成氧化物(CaO)，为了防止从CaS回硫，优选控制至铸造完毕的时间。因此，在钢液处理工序中，按顺序添加Al、Zr、REM和Ca时，优选从Ca添加起200分钟以内使凝固完毕而制作铸片。但是，添加REM之后，至添加硫化物形成能力比REM高的Ca的时间优选确保在4分钟以上。通过这样的工序，Ca和REM不会形成氧化物，而容易作为硫化物存在。
以上述方式进行铸造后，加热铸片，进行热轧。
加热铸片时的加热温度优选为1000～1200℃。若加热温度过低，则钢中的Nb无法充分固溶，不能确保高屈服强度，因此加热温度的下限更优选为1100℃以上，进一步优选为1120℃以上。但是，若过度提高加热温度，则奥氏体晶粒粗大化，母材的低温韧性劣化，因此加热温度的上限更优选为1180℃以下。
接着进行热轧。热轧开始温度优选为900～1100℃。若热轧开始温度过低，则不能确保在奥氏体再结晶域的轧制，奥氏体晶粒粗大，母材的低温韧性有可能劣化。为此热轧开始温度的下限更优选为930℃以上，进一步优选为950℃以上。另一方面，若热轧开始温度过高，则再结晶后的奥氏体晶粒粗大，母材的低温韧性有可能劣化。为此热轧开始温度的上限更优选为1090℃以下，进一步优选为1080℃以下。
从950℃至热轧结束温度的压下率优选为40～80％。若从950℃至热轧结束温度的压下率过低，则不能确保向奥氏体晶内导入的应变，贝氏体相变后的晶粒粗大，母材的低温韧性有可能劣化。为此压下率的下限更优选为50％以上，进一步优选为60％以上。另一方面，若从950℃至热轧结束温度的压下率过高，则向奥氏体晶内的应变导入过剩，淬火性降低。为此压下率的上限更优选为77％以下，进一步优选为75％以下。
热轧结束温度优选为770～880℃。若热轧结束温度过低，则向奥氏体晶内的应变导入过剩，淬火性降低。为此热轧结束温度的下限更优选为790℃以上，进一步优选为800℃以上。另一方面，若热轧结束温度过高，则不能确保向奥氏体晶内导入的应变，贝氏体相变后的晶粒粗大，母材的低温韧性有可能劣化。为此热轧结束温度的上限更优选为860℃以下，进一步优选为850℃以下。
热轧结束后，优选以如下方式进行加速冷却。还有，不一定受此条件限定。
热轧结束后的冷却开始温度，优选为730℃以上。若低于730℃，则铁素体相变被促进，铁素体析出，因此金属组织无法成为贝氏体，有难以确保母材的高屈服强度的情况。为此冷却开始温度的下限更优选为735℃以上，进一步优选为740℃以上。冷却开始温度的上限没有特别限定，但更优选为860℃以下，进一步优选为850℃以下。
热轧结束后，优选立即以10～50℃/秒的平均冷却速度进行加速冷却。加速冷却的平均冷却速度优选为10℃/秒以上，从而能够使未相变奥氏体相变为贝氏体组织，防止铁素体的析出，此外，还能提高贝氏体的最大硬度，容易使屈服强度提高。为此平均冷却速度的下限更优选为13℃/秒以上，进一步优选为15℃/秒以上。另一方面，高于50℃/秒的平均冷却速度下，虽然钢板表面邻域发生马氏体相变，钢板的屈服强度上升，但是钢板表面的硬度显著上升，成形为钢管的成形性容易劣化，因此平均冷却速度的上限优选为50℃/秒以下。若考虑成形为钢管的成形性，则平均冷却速度的上限更优选为45℃/秒以下。
冷却停止温度优选为370～550℃。通过使冷却停止温度为370～550℃，MA面积率减少，容易得到555MPa以上的高屈服强度。因此冷却停止温度的下限更优选为390℃以上，进一步优选为400℃以上。冷却停止温度的上限更优选为540℃以下，进一步优选为530℃以下。
进行冷却至370～550℃后，若进行放冷等的通常的冷却而冷却至室温，则能够得到本发明的非调质钢板。具体来说，这时的平均冷却速度，优选大致为0.1～5℃/秒。
本发明的钢板的板厚没有特别限定，但为了作为管线管，板厚的下限优选为6mm以上，更优选为10mm以上。另一方面，从确保需要的冷却速度，抑制铁素体的析出的观点出发，板厚的上限优选为32mm以下，更优选为30mm以下。
如上述这样得到的非调质钢板，特别是可作为管线管用被有效地利用。另外，使用本发明的非调质钢板得到的管线管，反映出非调质钢板的特性，HAZ的低温韧性和硬度特性，以及屈服强度优异。
本申请基于2015年12月4日申请的日本国专利申请第2015－237839号主张优先权的利益。2015年12月4日申请的日本国专利申请第2015－237839号的说明书的全部内容，在本申请中用于参考而援引。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例限制，在能够符合前·后述的宗旨的范围也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
熔炼下述表1所示的成分组成的钢种A～X(余量是铁和不可避免的杂质)作为板坯后，以下述表2所示的条件加热，进行热轧，接着以下述表2所示的条件冷却，制造板厚：20mm的钢板。
详细地说，在本实施例中，使用作为REM而含有Ce为50％、La为20％的35Fe－30REM－35Si合金。另外，在钢液处理工序中，以Al和Zr进行脱氧后再添加REM和Ca。另外REM和Ca按REM、Ca的顺序添加，从REM添加至Ca添加的时间为4分钟以上。另外，Ca添加后在200分钟以内使凝固完毕而制作铸片。
另外，进行冷却至表2的冷却停止温度后，进行放冷而冷却至室温。这时的平均冷却速度大体为1℃/秒。
贝氏体的面积率的测量
从上述钢板上切下20mm×15mm×15mm的试验片，研磨与轧制方向平行的截面，实施硝酸乙醇腐蚀。其后，对于板厚t的1/4位置的组织，使用光学显微镜，以100倍进行观察，通过图像分析，测量设金属组织总体为100％时的贝氏体的面积率。测量合计在3个视野中进行，求得其平均值。在本实施例中，对于上述贝氏体和后述的MA以外的残余组织，也进行与贝氏体同样的观察。
MA的面积率的测量
从上述钢板上切下20mm×15mm×15mm的试验片，研磨与轧制方向平行的截面，实施lepera试剂腐蚀。其后，对于板厚t的1/4位置的组织，使用光学显微镜以1000倍进行观察，通过图像分析，测量设金属组织总体为100％时的MA的面积率。测量合计在3个视野中进行，求其平均值。
贝氏体的最大硬度的测量
从上述钢板上切下20mm×15mm×15mm的试验片，使与轧制方向平行的截面露出。其后，对于板厚t的1/4位置的组织，以载荷5gf(0.049N)的维氏硬度试验机，在100μm×100μm的范围内以等间隔测量20点。其中，将上位3点的平均值作为贝氏体的最大硬度。
屈服强度的测量
从上述钢板上，使得与钢板的轧制方向垂直的方向为试验片的纵长，基于API5L规格，切下试验片，作为屈服强度而测量0.5％屈服强度。屈服强度为API规格X80级，即555MPa以上、705MPa以下为合格。
焊接热影响部(HAZ)的低温韧性的评价
从上述表2的No.1～24的钢板上，使得与钢板的轧制方向垂直的方向为试验片的纵长而切下12mm×32mm×55mm的试验片，作为再现热循环试验片。对于该再现热循环试验片，施加模拟了熔融线邻域的粗晶热影响部的最高加热温度为1350℃的热循环。详细地说，加热至1350℃保持5秒后，在800～500℃的温度范围放置30秒冷却。其后，以API5L标准所规定的方法实施摆锤冲击试验，评价HAZ的低温韧性。关于HAZ的低温韧性，以－10℃进行摆锤冲击试验，吸收能为27J以上为合格。
焊接热影响部(HAZ)的硬度特性的评价
与焊接热影响部的低温韧性的评价同样，从上述表2的No.1～24的钢板上，提取再现热循环试验片，施加热循环。实施维氏硬度试验，评价HAZ的硬度特性。HAZ的硬度表示以载荷98N测量3点时的维氏硬度的最高值。关于HAZ的硬度特性，HAZ的硬度低于225HV为合格。
这些结果记述在表2中。另外，贝氏体，MA以外的残余组织全部是铁素体。
[表1]
[表2]
根据这此结果，能够进行如下考察。
表2的No.17～24，是使用满足本发明所规定的成分组成的表1的钢种Q～X，以满足本发明中规定的优选要件的表2的No.17～24的制造条件制造的例子。可知能够得到HAZ的低温韧性和硬度特性良好，且具有555MPa以上的高屈服强度的钢板。
相对于此，以下的No.1～16，不满足本发明所规定的要件的某项。
表2的No.1，是使用了各个元素的成分组成满足本发明规定的要件，但是使用Ceq大的表1的钢种A的例子，因为Ceq大，所以HAZ的最高硬度高，因此导致HAZ的低温韧性降低。
表2的No.2，是使用了B量多，A值和B值小的表1的钢种B的例子，因为贝氏体的面积率低，贝氏体的最大硬度低，所以屈服强度低，因为B量多，所以HAZ的低温韧性降低。
表2的No.3是使用了B量和Ti量多，A值和B值小的表1的钢种C的例子，因为B量和Ti量多，所以HAZ的低温韧性降低。还有，虽然A值和B值小，但B高于0.0003％，还复合添加有Mo，因此贝氏体的面积率、贝氏体的最大硬度和屈服强度上升。
表2的No.4是使用了A值和B值小的表1的钢种D的例子，因为贝氏体的面积率低，贝氏体的最大硬度低，所以屈服强度变低。
表2的No.5是使用了A值小的表1的钢种E的例子，因为贝氏体的面积率低，所以屈服强度变低。
表2的No.6是使用了B值小的表1的钢种F的例子，虽然具有80面积％以上的贝氏体，但因为贝氏体的最大硬度低，所以屈服强度变低。
表2的No.7是使用了不含Mo、Cu、Ni、Cr、和V，A值和B值小的表1的钢种G的例子，因为不含Mo、Cu、Ni、Cr、和V，贝氏体的面积率低，贝氏体的最大硬度低，所以屈服强度低。
表2的No.8是使用C量少、B值小的表1的钢种H的例子，因为C量少，贝氏体的最大硬度低，所以屈服强度变低。
表2的No.9是使用了Si量少、A值小的表1的钢种I的例子，因为Si量少，贝氏体的面积率低，所以屈服强度变低。
表2的No.10是使用了Mn量少，A值和B值小的表1的钢种J的例子，因为Mn量少，贝氏体的面积率低，贝氏体的最大硬度低，所以屈服强度变低。
表2的No.11，是使用了Mn量和Nb量少、A值和B值小的表1的钢种K的例子，因为Mn量和Nb量少，贝氏体的面积率低，贝氏体的最大硬度低，所以屈服强度变低。
表2的No.12是使用了Nb量少，不含Mo、Cu、Ni、Cr和V，A值和B值小的表1的钢种L的例子，因为Nb量少，不含Mo、Cu、Ni、Cr和V，贝氏体的面积率低，贝氏体的最大硬度低，所以屈服强度变低。
表2的No.13是使用了Ni量多、A值和B值小的表1的钢种M的例子，MA多，贝氏体的面积率低，屈服强度变低。
表2的No.14是使用了Cr量多，A值和B值小的表1的钢种N的例子，MA多，贝氏体的面积率低，贝氏体的最大硬度低，屈服强度变低。
表2的No.15，是使用了Mn量少、Cr量多、A值和B值小的表1的钢种O的例子，Mn量少，MA多，贝氏体的面积率低，贝氏体的最大硬度低，屈服强度变低。
表2的No.16是使用了V量多，A值和B值小的表1的钢种P的例子，MA多，贝氏体的面积率低，贝氏体的最大硬度低，屈服强度变低。

Claims (2)

1.一种抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板，其特征在于，以质量％计含有
C：高于0.04％并在0.10％以下、
Si：0.15～0.50％、
Mn：1.20～2.50％、
P：高于0％并在0.020％以下、
S：高于0％并在0.0050％以下、
Nb：0.020～0.100％、
Ti：0.003～0.020％、
N：0.0010～0.0075％、
Zr：0.0001～0.0100％、
Ca：0.0005～0.0030％、
REM：0.0001～0.0050％、
Al：0.010～0.050％、和
B：0.0003％以下且包含0％，
此外，还含有从Mo：高于0％并在0.30％以下，Cu：高于0％并在0.30％以下，Ni：高于0％并在0.30％以下，Cr：高于0％并在0.30％以下，和V：高于0％并在0.050％以下所构成的群中选择的一种以上，余量由铁和不可避免的杂质构成，
下式(1)所规定的Ceq低于0.44，
下式(2)所规定的A值为2.50以上，和
下式(3)所规定的B值为2.37以上，并且
在钢板的板厚的1/4位置，下述金属组织的面积率满足
贝氏体：80面积％以上，和
岛状马氏体：0面积％以上且0.26面积％以下，
所述贝氏体的最大硬度为270HV以上，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)
A值＝1.15×Mn+2.20×Mo+6.50×Nb…(2)
B值＝1.20×Mn+0.50×Ni+4.25×Nb…(3)
其中，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、和Nb分别表示以质量％计，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V和Nb的含量。
2.根据权利要求1所述的非调质钢板，其用于管线管。
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