TW200904996A - High-strength hot-rolled steel plate for line pipes excellent in low-temperature toughness and process for production of the same - Google Patents

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200904996 九、發明說明： 【發明所屬^技術領域】 發明領域 本發明係有關於一種以低溫韋刃性佳之熱軋鋼捲為素材 5之管線用高強度熱軋鋼板及其製造方法。

C 才支名奸;J 發明背景 近年來，原油、天然氣等能源資源的開發區域，係朝 北海、墨西哥灣、黑海、地中海、印度洋等深海，並進而 10發展至其自然ί哀境嚴苛的地域。又，從重視地球環境的觀 點來看，在天然氣開發增加同時從管線系統的經濟性觀點 來看，則要求降低鋼材重量及作業壓力高壓化。對應於該 專環i兄條件的變化管線所要求之特性，需持續高度化且多 樣化，並大致上分為.（1)尚厚度/咼強度化；（2)高拿刃性化； I5. (3)伴隨現場焊接性（圓周方向焊接）提高之低碳當量化 (Ceq) ; (4)耐腐餘性的嚴格化；及(5)凍土、地震、斷層帶的 高變形性能要求。又，該等特性一般會伴隨使用環境複合 加以要求。 此外’最近在原油、天然氣需求增加的背景下，由於 20至此並不合算，因此在遠距離及自然環境嚴苛的地域的開 發及運送開發需嘗試正式化。尤其是以遠距離輸送原油、 天然氣之管線所使用之管線，除了用以提高輸送效率之高 厚度.高強度化之外，該技術的課題亦強烈要求可耐寒冷 地區使用之高韌性化，且同時具備該等要求特性兩者。 200904996 另·:方面，盤捲鋼管可依據其製造流程， 接縫鋼管、UOE鋼管、雷阳颉成‘.、、 …、…斗： 接鋼管及螺旋狀鋼管，且可 依:途、尺寸專加以選擇’除了前述無接縫鋼管外，任 何板狀的鋼板、_，均具材在柄為管狀後 接進行接縫，以作為鋼f並製品化之魏。 Μ 此外，該等焊接鋼管在素 / 或使用板狀鋼，前者為·焊接鋼^類成使用熱乳鋼捲 电丨坏接鋼营及螺旋狀鋼管·播去 為職鋼板。在高強度、大直徑、高厚度等用途上：一般 10 使用後者刪鋼板，但考量成本、”面’則以前者敎軋 鋼猶為料之電轉朗管及__管，在高财、 大直徑及咼厚度等要求增加。 UEO鋼管中，揭示有相當於幻2〇規格之高強度鋼管之 製造_例如’參考「新日鐵技術報」ν〇.⑽ 70頁）。 干乐 15、m述技術之特徵在於：其前提是轉板(师) 為素材，且為了使高強度與高厚度化兩者並存，在厚板製 造程序為特徵之途中，利用水冷間歇型直接淬火法(IDQ: interrupted Di咖t Quench)，在高冷卻速度 '低冷卻停止溫 度下達成，尤其是可活用淬火強化（組織強化）來擔保強度。 2〇〜相對於此，本發明對象物以電阻焊接鋼管及螺旋狀鋼 管為素材之熱軋娜巾，包含捲取程料該料特徵，由 於在低溫下，考量捲取器設備能力的制約來捲取高厚度素 材是有困難的，故淬火強化必須之低溫冷卻停止是不^ 的。因此，難以保證淬火強化所形成的強度。 200904996 另一方面，作為在管線用熱軋鋼捲中使高強度、高厚 度與低溫勃性兩者並存之技術，揭示有一種技術，該技術 是在精練時添加Ca-Si，使摻雜物球狀化，除了Nb、Ti、Mo、 Ni等強化元素外，更添加具有結晶粒微細化致果之v，此 5外，更可組合低溫輥軋與低溫捲取(例如，參考專利文獻第 3846729號（特表2005-503483號公報))之技術，以確保以微 組織作為變韌鐵肥粒鐵或奥氏體肥粒鐵之強度。 然而’為了避免非石油，特別是因氣體管線要求之脆 性破壞所產生之破裂點，會因為不安定延性破壞而無盡傳 10播之課題，必須增加管線使用溫度的吸收能量，但上述技 術中，不僅未提及用以抑制因發生分離所造成之吸收能量 減少之技術(提升耐不安延性破壞性之技術），且合金元素必 須添加一定量以上之相當昂貴的合金元素V，因此，不僅造 成成本增加，也會有降低現場焊接性的疑慮。 又 15 ，從使遷移溫度低溫化的觀點來看，揭示有一種關 注於分離並積極活用之技術(例如，參考專利公報第 號）。然而，分離的增加雖可提高低溫韌性，作由於會咸* 反面吸收能量，故會有造成耐不安定延性破疒"、 ^ 衣力化之問題 20 【每明内:SgL】 發明之揭示 在此，本發明之目的在於提供—種 ^ ,, 線用熱軋鋼板及 可低成本女疋製造該鋼板之方法，該埶. ‘、、、礼鋼板在耐窠冷地 區使用可獲得低溫韌性的同時，在氣體故 g線嚴格要求而十不 7 200904996 安定延性破壞性的地域中，不僅可财其使用，更可具有例 如，鋼板厚度14mm以上、API-X70規格以上之高強度，同 時在管線使用溫度下的吸收能量優異。具體而言，本發明 之目的在於提供一種鋼板及可低成本安定製造該鋼板之方 5 法，該鋼板係在製造為管線後，預估充分偏壓適用於 API-X70規格，且在製造成管前的鋼板強度為620MPa以 上、其耐不安定延性破壞指標在DWTT試驗中之擊能為 10000J以上、且SATT(85%)為-2(TC 以下。 為解決上述課題，本發明不僅為極厚熱軋鋼捲材且其 10微組織非肥粒鐵-波來鐵，同時可做成有利低溫韌性與耐不 安定破壞之連續冷卻變態組織，其方法如下： (1) 一種低溫韌性佳之管線用高強度熱軋鋼板，係以質 量％計’含有：C : 0.〇1 〜0.1% ; Si : 0.05〜0.5% ; Mn : 1 〜2% ; Ρ · ^ 0.03% ； S ： ^ 0.0〇5〇/〇; 〇 : ^ 0.003% ； Α1 ： 0.005-0.05% ； 15 Ν . 0.0015〜0.006% ; Nb : 0.005〜0.08% ;及Ti: 0.005〜0.02% ; 且 N— 14/48xTi > 〇%， — 93/14χ(Ν — 14/48χΤ〇 > 0.005% ’並且殘部係由Fe及不可避免之不純物所構成之鋼 板。又’其微組織為連續冷卻變態組織，且板厚中央部的 集合組織中平行於板面之{211}面與{111}面的反射X射線 20強度比丨211}"111}為丨.1以上，並且Nb及/或Ti的滲碳氮化 (nitrocarburizing)析出物之粒内析出物密度為1〇i7〜1〇is個 /cm3。 (2) 如前述（1)之低溫韌性佳之管線用高強度熱軋鋼 板’除上述組成外，以質量％計，更含有：V : 〇 〇1〜〇 3〇/〇 ; 8 200904996

Mo : 0.01 〜0.3% ; Cr : 0.01 〜0.3% ; Cu : 0.01 〜0.3% ; Ni : 0.01 〜0.3% ; B : 0.0002〜0.003% ; Ca : 0.0005〜0.005% ;及 REM : 0.0005〜0.02%之其中一種或兩種以上。 (3) —種低溫韌性佳之管線用高強度熱軋鋼板之製造方 5 法，係將具有如前述（1)或(2)之成分之鋼板加熱至滿足下述 式 SRT( °C ) = 6670/(2.26 — log[%Nb][%C]) — 273 之溫度以 上、1230°C以下，並且保持於該溫度區域20分鐘以上，接 著，在Ar3變態點溫度以上結束以熱軋使未再結晶溫度區域 的合計軋縮率為65%以上之輥軋後，在5秒内開始冷卻，且 10 以15°C/sec以上的冷卻速度冷卻自開始冷卻至700°C之溫度 區域，接著，在450°C以上、650°C以下進行捲取。 (4) 如前述(3)之低溫韌性佳之管線用高強度熱軋鋼板 之製造方法，係在前述未再結晶溫度區域之輥軋前進行冷 卻。 15 圖式簡單說明 第1圖係顯示面強度比與S.I之關係圖。 第2圖係顯示拉伸強度與粒内所析出之Nb及/或Ti滲碳 氮化析出物的析出密度關係圖。 第3圖係顯示拉伸強度、微組織與DWTT試驗中，延性 20 破面率為85%之溫度關係圖。 第4圖係顯示自開始冷卻至700°C溫度區域的冷卻速度 與面強度比之關係圖。 第5圖係顯示拉伸強度與捲取溫度及加熱溫度之關係 200904996 第6圖係顯示自輥軋結束後至開始冷卻的時間，捲取溫 度與微組織之關係圖。 C 方方式J 用以實施本發明之最佳型態 5 本發明人等，首先’為調查熱軋鋼板的拉伸強度、韌 性（尤其是因為發生分離而造成吸收能量的降低）與鋼板微 組織等關係，以API-X70規格的情形為例進行以下實驗。 熔製第1表所示之鋼成分鑄片，準備以各式熱軋條件製 造厚度為17mm之試樣鋼板，並調查有關該等之DWTT試驗 10 結果及分離指標與反射X射線面強度比；其調查方法如下所 示。 DWTT試驗(Drop Weight Tear Test)，是從C方向切出 300mmLx75mmWx板厚⑴mm之短冊狀試驗片，且對該等施 加5mm壓力之試驗片進行製作。試驗後，為將發生於破斷 15 面之分離程度數值化’故測定分離指標（以下：稱為S.I.)。 S.1.定義為以截面積（板厚χ(深度75inch))除以平行於板面之 分離全長(ΣηίχΠ ; 1係指各式分離長度）之值。 反射X線面強度比（以下’稱為面強度比），係指相對於 平行於板厚中心部的板面{111}面強度之{211}面強度比， 20 即’疋義為之值’以 ASTM Standards Designation 81-63所示之方法，利用X射線測定之值。本實驗之測定裝 置’係使用理學電機製RINT1500型之X射線測定裝置。該 測定，係在測定速度40次/分下進行，且使ffiM〇_Ka作為χ 射線源，並在管電壓60kV、管電流2〇〇111八的條件下，使用 10 200904996

Zr-K /3作為濾光片。測角計係使用廣角測角計，且其幅度 為0.010° ;隙缝為發散隙縫丨。、散射隙縫丨。、受光隙縫 0.15mm。 一般而言’分離的發生需考量到遷移溫度低溫化，對 5於低溫動性較為理想，但如玻璃管線，耐不安定延性破壞 性為問題時，為提升低溫韌性必須提高擊能，因此，必須 抑制分離發生。 第1圖係顯示該熱軋鋼板之面強度比與s. Ϊ之關係。面強 度比在1.1以上，則S.I.為低位安定化、且其值在005以下； 10且若將面強度比控制在1.1以上，則判定可將分離控制在實 用上沒有問題之標準。較佳狀況，係藉由將面強度比控制 在1.2以上’即可將S.I值控制在〇〇2以下。 又’藉由控制分離，可確認在DWTT試驗中擊能具有 可明顯上升的傾向。即，若{211}/{111}在hl以上，即可抑 15制分離發生，且8·1.在0.05以下、呈低位安定化，且可抑制 因分離發生所造成作為耐不安定延性破壞指標之擊能降 低’並可獲得10000J以上的能量。 前述分離係起因於分佈成柱狀之與{100}的結晶 學群體之塑性異方向性’並可視為發生在與該等鄰接之群 20體境界面。該等結晶學群體中，可確定{111}尤其是在小於 八1"3變態點溫度之α (肥粒鐵）+ τ (沃斯田鐵）兩相區域中輥 軋會更發達。另一方面，已知在超過Αι>3變態點溫度之τ區 域的未再結晶溫度下進行輥軋，則會強烈形成作為FCc金 屬代表性的輥軋集合組織之cu型集合組織，即使在γ α 200904996 變態後’也會形成{111}發達之集合組織’且可藉由抑制該 等集合組織的發達，迴避分離發生。 接著，對上述試樣熱軋鋼板，調查拉伸強度、DWTT 試驗結果與微組織、以及Nb及/或Ti的渗破氮化析出物的粒 5 内析出物密度等。其調查方法顯示如下。 拉伸試驗係從C方向切出JIS Z 2201記載之5號試驗 片，並依JISZ 2241記載之方法執行。 接著，測定非粒界之微組織内所析出之Nb及/或Ti的滲 碳氮析出物的析出物密度，本發明中Nb及/或Ti的滲碳氮析 10出物的粒内析出物密度，係定義為以測定範圍的體積除以 後述測定方法所測出之Nb及/或Ti的滲碳氮析出物數量之 值。 為了測定粒内所析出之Nb及/或Ti的滲碳氮析出物的 析出物密度，係使用三次元原子探針。測定條件為試料位 15置溫度約7〇K、探針全電壓1〇〜i5kV、脈衝比25%。分別測 疋二次各试料粒内的粒界，且以其平均值作為代表值。 另一方面’微組織的調查，係在輥軋方向截面研磨從 鋼板板寬1/4W或者3/4W位置切出之試料，並使用硝酸乙醇 試藥钱刻’再使用光學顯微鏡，以視野照片進行以500倍倍 20率觀察出之1/2t板厚之鋼板。所謂的微組織體積分率，係以 面積分率定義上述金屬組織照片。在此，所謂連續冷卻變 態組織(Zw) ’係如曰本鋼鐵協會基礎研究會變韌鐵組織調 查研究部會/編；及低碳鋼之變韌鐵組織與變態行為有關之 最近研究-變韌鐵調查研究部會最終報告書（1994年日本鋼 12 200904996 鐵協會)記載所示，且定義為含有藉由擴散機構所生成之多 邊形肥粒鐵及波來鐵之微組織；與無擴散剪斷機構所生 成、且位於麻田散體中間階段之變態組織之微組織。即， 連續冷卻變態組織(Zw)，係如上述參考文獻12〜127項所 5示，作為光學顯微鏡觀察組織，該微組織主要是由變韋刃鐵 肥粒鐵°B)、粒狀變韌鐵肥粒鐵（αΒ)及準多邊形肥粒鐵 (aq)所構成，並可進一步定義為含有少量殘留沃斯田鐵^ r)、及麻田散鐵-沃斯田鐵(MA)之微組織。aq係指與多邊 形肥粒鐵(PF)同樣是因蝕刻而不呈現内部構造，但形狀為 10針狀，這點與pF明確區別。在此，以作為對象物之結晶粒 的周圍長度為lq、該圓相當半徑為叫，則滿足該等比值 (lq/dq) ’即lq/dq^3.5之粒子為。本發明中之連續冷卻變 態組織(Zw)，係定義為含有α°Β、aB、〇：q、τι·、MA等 其中一種或兩種以上之微組織。然而，少量的71>、MA其 15 合計量設定在3%以下。 第2圖中顯示該熱軋鋼板拉伸強度與粒内析出之及/ 或Ti的滲碳氮化析出物的析出密度之關係。粒内所析出之 Nb及/或Τι的滲碳氮化析出物的析出密度認定與拉伸強度 有一定關係，且粒内所析出2Nb及/或丁丨滲碳氮化析出物的 20析出密度為1〇17〜1〇18個/cm3,即可獲得效率最佳之析出強化 效果，並可確疋拉伸強度提高，拉伸強度為2〇Mpa以上， 在製造成官後預估具有適用於χ7〇等級範圍之充分偏壓。 有關析出強化所產生之強度上升已知與shby-〇rowan 有關，藉此，強度的上升是以析出物間隔與析出物粒徑的 13 200904996 函數表示。析出物密度超過1018個/cm3而使則拉伸強度降 低者’可推定是因為析出物徑過小，且因轉位造成析出物 被切斷而無法引起作為析出強化之強度上升。 第3圖係顯示該熱軋鋼板的微組織與拉伸強度、及 5 DWTT試驗中延性破面率為85%之溫度關係。與肥粒鐵-波 來鐵組織比較，只要微組織為本發明要件之連續冷卻變態 組織’即可清楚地發現可提高強度-韋刃性平衡(DWTT試驗中 延性破面率為85%之溫度）。為了在製造成管後拉伸強度 620MPa以上具有適用於Χ-70等級範圍之預估充分偏壓、且 10 SATT85%為-20°c，因而連續冷卻變態組織是重要的。 可藉由連續冷卻變態組織改善強度•韌性平衡之機構 並非相當明確’其微組織主要是由變韋刃鐵肥粒鐵（α。b)、 粒狀變韌鐵肥粒鐵（α Β)及準多邊形肥粒鐵（α q)所構成，具 有較大傾角的境界，且微組織單位為微細的微組織，被認 15 為在脆性破壞中劈理破壞傳播為主要影響因子之有嗖結晶 粒徑是微細的，且推定與韌性改善有關。相較於藉擴散的 塊狀變態所生成之一般之變韌鐵，該等微組織之特徵在於 其有效結晶粒徑是微細的。 如上所述’本發明人等清楚地定義微組織等冶金因子 20與熱軋鋼板的拉伸強度、韌性等材質的關係，此外，詳細 檢討該等資料與鋼板製造方法之關係。 第4圖中顯示冷卻速度與面強度比的關係。冷卻速度與 面強度比被認定為具有非常強的相關性，且可清楚地判定 冷卻速度大於15°C/sec，則面強度比大於1.1。 14 200904996 即，最新發現在輥軋後的冷卻中，增加冷卻速度，則 {111}、{100}面強度減少、且{211}面強度增加。又，結果 又新發現亦存在相對於可完全抑制分離之{111丨面強度之 {211}面強度的比值範圍。該機構並不明確，但冷卻速度較 5慢’則Τ — α變態會擴散，且不會引起變異選擇，相對於 不引起{211}//ND方位的集積，冷卻速度增加，則y — a變 恶會剪斷’引起與活動滑系剪斷應變的大小成比例之變異 選擇，且被認定為{211 }//ND方位的集積。又，可推定{211} 的結晶學群體會產生緩和{111}與{100}結晶學群體的塑性 10異方向性之作用，並可抑制分離發生。 第5圖中顯示拉伸強度與捲取溫度及加熱溫度的關 係。捲取溫度與拉伸強度被認定為具有非常強的相關性， 且發現捲取溫度在45(TC以上、65(TC以下，其拉伸強度相 虽於X70等級。析出物的調查結果發現，捲取溫度在45〇(>c 15以上、650C以下，粒内所析出之Nb及/或Ti的滲碳氮析出 物的析出物密度為本發明範圍之1〇i7〜1〇i8個/cm3。又，可確 疋例如即使捲取溫度為本發明範圍，且加熱溫度以下述 式.SRT(C ) = 6670/(2.26-l〇g[%Nb][%C])-273算出未達 到固炼溫度，則粒内所析出之Nb及/或Ti的渗碳氮析出物的 20析出物密度亦不會達到本發明範圍之1〇17〜1〇18個細3。 本發明作為對象物之電阻焊接鋼管及螺旋狀鋼管素材 之熱軋鋼捲，其程序特徵為具有捲取程序，從盤捲器設備 靶力制約的觀點來看’以低溫捲取高厚度材料是有困難 的。因此，為石雀保強度需有效活用析出強化。因此，欲在 15 200904996 捲取程序中有效地發現析出強化，必須在平板加熱程序 中，使Nb、Τι等析出強化元素固溶。又，為獲得充分的析 出強化，必須控制在本發明範圍的捲取溫度内，結果發現， 粒内所析出之Nb及/或Ti的滲碳氮析出物的析出物密度可 5達到本發明範圍之1 〇17〜1 〇18個/cm3，並可充分確保其強度。 此外，第6圖中顯示自輥軋結束後至冷卻開始的時間、 捲取溫度與微組織的關係。並判定自輥軋結束後至冷卻開 始的時間5秒以内，且捲取溫度為45〇t以上、65〇。〇以下， 即可獲得本發明要件之連續冷卻變態組織。 1〇 為獲得優異之強度‘祕平衡，必簡数織控制為連 續冷卻變態組織(Zw)，但為了避免在觀軋結束後生成初析 肥粒鐵，必須在短時間内開始冷卻。又，為抑制如波來鐵 變態之擴散變態，故將捲取溫度設定在本發明開始範圍之 450°C以上、650°C以下是不可欠缺的條件。 15 接著，說明本發明化學成分的限定理由。 C係用以獲得必要強度及微組織之必要元素。然而，小 於0.01%，則無法獲得所需強度；若添加超過〇1%,則會形 成多數礙化物而成為破壞起點，不僅使知性劣化，現場焊 接性亦會顯著地劣化。因此，⑽添加量係設定為⑽以以 2〇 上、0.1 %以下。

Si由於具有抑制成為破壞起點之峻化物析出之效果， 因而添加G.G5%以上’但添加超··5%，則會使現場坪接性 劣化。此外’由於添加超過〇.15%，則會有產生虎斑狀積垢 模樣而有損表面美觀之虞，故最好是將其上限設定為 16 200904996 0.15%。 Μη為固溶強化元素。又，在低溫側擴大沃斯田區域溫 度且於親軋結束後的冷卻中，具有易得到本發明微組織其 中一個構成要素之連續冷卻變態組織之效果。為了獲得該 5等效果，需添加1%以上。然而，由於Μη添加超過2%其效 果也會飽和，故以2%為上限。又，Μη由於會助長連續禱造 鋼片的中心偏析並形成成為破壞起點之硬質相，故以設定 在1.8%以下為佳。 Ρ由於為不純物希望愈低愈好，含有超過0.03%，則會 10在連續鑄造鋼片的中心部偏析、引起粒界破壞，而使低溫 拿刃性顯著降低，故設定在〇.〇3%以下。此外，ρ由於會對製 造成管及現場焊接性造成不良影響，考慮該等狀況，故以 0.015%以下為佳。 S由於不僅在熱軋時會引起裂痕，過多時亦會使低溫執 1S性劣化，故設定在〇.〇〇5%以下。此外，s不僅在連續鑄造鋼 片的中心附近偏析’且會形成f昆軋後拉伸而成之Mns而成 為氫誘發裂痕的起點，亦會在兩片板發生裂痕等擬似分離 的疑慮。因此，考量耐酸性，則以0 001%以下為佳。 0由於；在鋼+形成氧化物而成為破壞起點，且會產生 20脆性破壞及使氫誘發裂痕劣化，故設定在0 003%以下。此 外，k現場焊接性的觀點來看，最好為〇 .⑻2%以下。 A1必須添加〇.〇〇5%以上以溶鋼脫氧，但由於會導致成 本增加，故以0.05%為上限。又，由於添加過量，會使非金 屬夾雜物增大而有低溫韌性劣化之虞，故最好設定在〇 〇3% 17 200904996 以下。

Nb為本發明中最重要的元素之一。_，係藉由固溶狀 恶下作為追蹤效應及/或滲碳氮化析出物之分級處理效 果，來抑制報軋中或輕軋後奥氏體的回復.再結晶及粒成 5長，在脆性破壞的裂縫擴展中使有效結晶粒徑微細化，並 具有提咼低溫韌性之效果。此外，在熱軋鋼捲製造程序特 徵之捲取程序中，可生成微細碳化物’且藉該析出強化有 助於提高強度。此外’ Nb由於可使r/a變態延遲並降低變 態溫度，故在以變態後的微組織作為本發明要件時具有連 10續冷卻變態組織之效果。然而，為獲得該等效果，至少必 須添加0.005%以上，且最好是在0.025%以上。另一方面， 由於即使添加超過0.08%其效果不僅會飽和，在熱軋前的加 熱程序下亦不容易固溶，故會形成粗大的滲碳氮化物而成 為破壞起點，且低溫韌性及耐酸性亦有劣化之虞。 15 Tl係本發明最重要的元素之—。丁丨係在以連續鑄造或鑄 錠鑄造所獲得之鑄片凝固後，在高溫下作為氮化物開始析 出。含有該氮化物之析出物，在高溫下安定，之後的平板 再加熱也不會發生完全溶解，且可發揮針孔效應，並且可 抑制平板再加熱中奥氏體粒徑的粗大化，使微組織微細化 2〇 、 、 以改善低溫勃性。又，τ / α變態中可抑制肥粒鐵的核生 成’並具有促進本發明要件之連續冷卻變態組織生成之效 果。為獲得該等效果，Ti必須至少添加0.005%以上。另一 方面，即使添加〇.〇2%其效果也會飽和。此外，Ti添加量超 過N的化學當量組成以上(N—14/48xTis〇%)，則析出之^ 18 200904996 析出物粗大化，而無法獲得上述效果。 N係士上述，形成丁丨氮化物且在平板再加熱中抑制沃斯 田鐵粒徑粗大化，在之後的抑制報軋中具有使有效結晶板 徑微細化之效果，並藉由以微組織作為連續冷卻變態組織 5來改善低溫韋刃性。然*，其含有量小於請15%則無法獲得 其效果。另一方面，一旦含有量超過〇 〇〇6%，則會因時效 而使延性降低，且使製造成管時的成形性降低。此外，在

Nb-93/14χ(Ν，48χ邮鳴5%的情形下，熱乾鋼捲製 造程序特徵之捲取程序情生成微細仙碳析出物的量會減 10少’且強度會降低。 曰' 接著’說明添加V、Mo、Cr、Ni、Cl^^。 在基本成分更添加該等元素的主要目的，是在不損及 本發明鋼之優異特徵的條件下，可達到製造高板厚及提$ 母材強度.勃性等特性。因此，該添加量應具有自我設限 15 之性質。 ^糸在熱軋鋼捲製造程序特徵之捲取程序中生成微細 滲石厌乳化物，且依其析出強化而有助於提高強度。然而， 添加小於〇.〇1%則無法獲得該效果，添加超過0.3%其效果合 飽和。又，由於添加超過0.04%，則會有使現場焊接性降: 2〇 之虞’故以小於0.〇4%為佳。 M〇具有提高淬火性、提高強度之絲。又，Mo係與 Nb共存，具有在控_軋時強力抑制奥氏料結晶，使奥 氏體組織微細化’提高低溫她之效果ϋ，添加小於 0.01%也紐獲得其效果，且添加超狐抓其效果會飽和。 19 200904996 又，由於添加0.1%以上，延性會降低且有降低製造成管時 的成形性之虞，故以小於0.1%為佳。

Cr具有提高強度之效果。然而，添加小於0.01%也無法 獲得其效果；添加超過0.3%其效果會飽和。又，由於添加 5超過0 ·2 %以上，會有使現場焊接性降低之虞，故以小於〇. 2 % 為佳。

Cu具有提高耐腐蝕性、耐氫誘發破裂特性之效果。然 而，添加小於0.01%無法獲得其效果；添加超過〇 3%其效果 k飽和。又，添加超過〇·2%，則會有在熱軋時發生脆化破 10裂，而成為表面裂痕之虞，故以小於0.2%為佳。 相較於Mn、Cr及Mo，Ni在輥軋組織中（尤其是平板中 心偏析帶)較不形成對低溫韌性、耐酸性有害的硬化組織， 因此，不會造成低溫韌性及現場焊接性劣化，且具有提高 強度之效果。但添加小於0.01。/。，則無法獲得其效果；添加 15超過〇·3%，其效果會飽和。又，由於具有可防止&熱間歇 脆化之效果，故以Cu量的1/3作為添加標準。 B具有提高淬火性、易獲得連續冷卻變態組織之效果。 此外’ B在提升Μηί卒火性提高效果，同時會與·共存並具 有相乘增加淬火性之效果。因此，可視其所需添加。然而、， 2〇由於小於〇·00〇2%，則無法充分獲得其效果；添加超過 0·003%，則會引起平板破裂。

Ca及REM，係用以改變成為破壞起點、使耐酸性劣化 之非金屬夾雜物的型態並使之無害化之元素。然而，添加 小於0._5%，則無法獲得其效果；且以Ca而言，添加超過 20 200904996 讀5。/0;以REM而言’添加超過〇〇2%，則會大量生成該等 氧1 匕物’且生成叢集、粗大失雜物，並會對焊接接縫的低 溫韌性劣化及現場焊接性造成不良影響。 另，以該等為主成分之鋼，亦可合計含有1%以下之 5 Zr、Sn、c〇、Zn、w、Mg。然而，％由於在熱札時會脆化 而有發生裂痕之虞，故以小於〇·〇5%為佳。 接著，詳細說明本發明中之鋼板微組織。 為同時獲得鋼板強度與低溫韌性，其微組織為連續冷 部變態組織，Nb及/或Ti的滲碳氮化析出物的粒内析出物密 10度必須為1〇17〜1〇18個/cm3。在此，本發明中連續冷卻變態組 ’織(Zw) ’係j曰含有a B、aB、〇；.q、Yr、MA等其中一種 或兩種以上之微組織，且少量的7 r、MA之合計量設定在 3%以下。 接著，以下詳細敘述本發明製造方法的限定理由。 15 本發明中，不限定以轉爐先行進行熱軋程序之製造方 法。即，可在自高爐出銑後，經過溶銑脫磷及溶銑脫硫等 溶銑預備處理後，再以轉爐進行精練；或者，在以電爐等 溶解廢料等冷鐵源程序中，持續進行成分調整，並調整至 各種2次精練後含有預定的成分含有量，接著，除了 一般的 20連續鑄造、鑄錠法之外，亦可以薄板鑄造等方法鑄造。然 而，為了在附加耐酸性規範的情形下，降低平板中心偏析， 故最好是在連續鑄造片段中，實行未凝固軋縮等偏析對 策。或者，將平板鑄造厚度薄化也是有效的。 在藉由連續鑄造或薄板鑄造等所獲得之平板的情形 21 200904996 下，亦可將高溫鑄片直接送至熱軋機，或者亦可在冷卻至 室溫後，以加熱爐再加熱後，再進行熱軋。然而，在進行 熱裝軋製(HCR : Hot Charge Rolling)的情形下，為了藉由γ — a— r變態破壞鑄造組織，且在平板再加熱時縮小奥氏 5 體粒徑’故以冷卻至Ars變態點溫度以下為佳，又，最好在 Arl變態點溫度以下。 平板再加熱溫度(SRT)，係設定為大於以下述式SRT(°c ) =6670/(2.26 —log[〇/〇Nb][%C]) —273算出之溫度。小於該溫 度，則平板製造時所生成的Nb粗大滲碳氮化物無法充分溶 10解，之後的輥軋程序中，不僅無法獲得Nbm形成之肥粒鐵 的回復·再結晶及抑制粗成長或γ/α變態延遲所形成之結 晶粒細化效果，在熱軋鋼捲製造程序特徵之捲取程序中， 亦無法獲得生成微細碳化物及藉由其析出強化而提高強度 之效果。然而，在加熱小於ll〇〇°C的情形下，由於銹剝落 I5里彡，因而會有無法藉由之後的去錄一起去除平板表層夾 雜物與錢皮的可能性，故平板再加熱溫度以大於110代為 佳。 另一方面，由於超過1230°c，會使奥氏體粒徑粗大化， 在之後的控制輥軋中無法獲得有效結晶粒徑細粒化效果， 20且微組織無法成為連續冷卻變態組織，而有無法獲得連續 冷卻變態組織所形成之低溫動性效果提高之虞。因而以小 於1200°C為佳。 為了可充分進行Nb滲碳氮化物溶解，故平板加熱時 間，在達到該溫度後需維持20分鐘以上。 22 200904996 軋機:!續的熱軋程序’通常是由含有反轉輥軋機之數段輥 斤構成之粗輥軋程序;及將6〜7段輥軋機串聯配列之精 5 15 20 序所構成。—般而言，粗減程序具有可自由設定 =作-欠數及各操作軋縮奴優點，但各操作相過畏，故 有在操作間進行回復.再結晶之虞。 另-方面，由於精輥軋程序為串聯式，操作數與親軋 目相冋且時_短，故具有可輕易獲得控制輥札效果 、政。因此’為實現優異之低溫韋刃性，除了鋼成分外， 更必須含討充分活㈣等減程序雜之料設計。 機j ’例如’製品厚度超過20mm的情形下，精輥軋1號 3、°又合空隙在設備制約上小於Hmm的情形下，由於僅僅 =楕輥軋程序’無法滿足本發明要件之未再結晶溫度區域 ^計軋縮率為65如上之條件，故亦可在粗輥軋程序後 :執行未再結晶溫度區域的控制輥軋。上述情形下，可視 ，所需，等待_段時間使溫度降低至未再結晶溫度區域， 或利用冷卻裝置進行冷卻。 '此外，亦可在輪車L與精輥軋的開放時，接合熱薄板， ^進仃精輥軋。㈣，亦可視其所需，接合鎖拾並捲成 圈狀’收納至具有保溫機能之鮮，再錄捲取後再進 行接合。 精輥軋程序’可在未再結晶溫度區域下進行輥軋，但 麵輥軋結束時間,_溫度未到達未再結晶溫度 區域的情 :下’可視其所需’等待溫度降低至未再結晶溫度，但亦 可現其所需，湘粗/精魏機台間的冷卻裝置進行冷卻。 23 200904996 未再結晶溫度區域下的合計軋縮率小於65%，則無法 獲得控制輥軋所產生之有效結晶粒徑的細粒化效果，由於 微組織無法成為連續冷卻變態組織，且低溫勒性劣化，故 未再結晶溫度區域的合計軋縮率設定為65%以上。此外’ 5為了獲得優異的低溫韌性，未再結晶溫度區域的合計軋縮 率以70%以上為佳。 精棍軋結束溫度，在達到八巧變態點溫度以上即結束。 特別是在板厚中心部，未達到Ar3變態點溫度，則會變成α + r兩相區域輥軋，且在延性破壞面會發生顯著的分離，且 10吸收能量會明顯降低，故精輥軋結束溫度，係當板厚中心 部在Ah變恶點溫度以上即結束。又，板表面溫度最好設定 在Ar3變態點溫度以上。 精輥軋中各機台輥軋軋製表並無特別限定，均可獲得 本發明效果，但從板形狀精準度的觀點來看，最後機台的 15 輥軋率以小於10%為佳。 在此，Αι*3變態點溫度，係指例如以下述計算式簡單表 示與鋼成分的關係；即：

Ar3rC)=910 — 310X%C+25X〇/〇Si—80X%MneqHs^ Mneq = Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10 (Nb—0.02);或施叫= 20 Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+l〇 (Nb —0.02)+1 : B添加的情形。 精報軋結束後’在5秒内開始冷卻。精輥軋結束後至冷 卻開始，花費超過5秒的時間，則會在微組織中含有多邊形 肥粒鐵，且有強度降低之疑慮。X，冷卻開始溫度並無特 別限定，但自小於Ah變態點溫度下開始冷卻，則在微組織 24 200904996 中會含有多邊形肥粒鐵，且有強度降低之疑慮，故冷卻開 始溫度最好在Ar3變態點溫度以上。 且’將自冷卻溫度至70(TC的溫度區域的冷卻溫度設定 在15°C /sec以上。 5 該冷卻溫度小於15°C/sec，則面強度小於1.1，且會在 破斷面發生分離而使吸收能量降低。因此，為了獲得優異 的低溫韌性，欲獲得本發明要件之面強度比 1.1 ’故需將其冷卻溫度設定在15°c/sec以上。此外，由於 冷卻溫度超過20°C /sec以上，則可不改變鋼成分且不使低溫 10動性劣化’即可提高強度，故冷卻速度以2〇t：/sec以上為 佳。冷卻速度並無特別限定，均可獲得本發明之效果，但 例如即使達到冷卻速度5(TC/sec以上，不僅其效果飽和，且 更有發生因熱應變導致板彎之疑慮，故以小於5〇t/seca 佳。 15 自700°c至捲取為止的溫度區域的冷卻溫度，由於與本 發明效果中抑制分離發生有關，故不需特別限定，且不會 阻礙空冷或相當的冷卻速度。然而，從為抑制粗大碳化物 的生成、並進而得到優異之強度-韌性平衡的觀點來看，自 槪軋結束至捲取為止的平均冷卻溫度以大於15°C/sec為佳。 20 冷卻後’可有效活用熱軋鋼捲製造程序之捲取程序。 冷卻停止溫度及捲取溫度設定為45(TC以上、650°C以下的 溫度區域。前述溫度大於65〇。〇，即停止冷卻並開始之後的 捲取’則會生成含有肥粒鐵等粗大碳化物之低溫韌性不佳 之相，且無法獲得本發明要件之連續冷卻變態組織的微組 25 200904996 織。不僅如此，、亦會形成成為破壞起點之她等粗大渗碳氮 化物，且有造成低溫韌性及耐酸性劣化之虞。另一方面 在小於45〇 c結束冷卻並進行捲取，則無法獲得可達到呼 強度之效果極佳之啊微細碳化析出物，且無法滿足树 5明目的，即，無法滿別⑷奶的渗碳氮化析出物的粒内 又’其結果發現，無 析出物选度為10 7〜1018個/cj^3之要件 法獲得充分的析出強度，且無法獲得目標強度。因此，停 止冷卻並進行捲取之溫度區域設定|45(rc以上、65〇它以 下。 10 實施例 以下，藉由實施例進一步說明本發明。 具有第2表所示之化學成分之鋼A〜J，係以轉爐進行熔 製’在連_造後直接送出或再加熱，接續粗輥軋，以精 輥軋，軋縮至板厚20.4mm以下，並在輸出台（runout table) 15冷卻後捲取。然而，表中化學成分顯示為質量％。 第3表詳細顯示製造條件。在此，「成分」係指第2表所 不之各平板片記號；「加熱溫度」係指平板加熱溫度實績； 「固熔溫度」係指以下述式：SRT(〇c ) = 667〇/(2 26 — log[%>ib][%C]) —273算出之溫度；「維持時間」係指在實績 20平板加熱溫度下的維持時間；「操作間冷卻」係指是否發生 以縮短未再結晶溫度區域輥軋前所產生之溫度等待時間為 目的之摩延機台間冷卻；「未再結晶區域合計軋縮率」係指 在未再結晶溫度區域執行之輥軋的合計軋縮率；「ΡΡ」係指 精親札結束溫度；「Ar3變態點溫度」係指計算Ar3變態點溫 26 200904996 度；「至冷卻開始的時間」係指自精輥軋結束至開始冷卻之 日守間，至的冷卻溫度」係指通過冷卻開始溫度〜7〇〇 t溫度區域時之平均冷卻溫度；「CT」係指捲取溫度。 10 15 20 弟4表顯示如此進行所獲得之鋼板材質。評估方法與前 逆方法相同。在此，「微組織J係指板厚1 /2t鋼板中的微組 織；「面強度比」係指板厚中央部的集合組織中平行於板面 之{211}面與面的反射X射線強度比;「析 出物密度」係指非粒界之微組織内所析出之N b及/或T i的滲 碟氮化析出物的析出物密度；「拉伸試驗」的結果表示C方 向Jis5號試驗片的結果；「DWTT試驗」結果中「sa丁丁」 表不DWTT試驗中延性破面率呈現m之試驗溫度；「擊能」 表π D W T T試驗中遷移曲線所獲得之擊能；「§ ·工·」表示延性 破面率為85%之試驗片的分離指標。 如本發明之鋼為鋼號1、2、3、U、12、13、14、15、 、24、25、27、28等14種鋼，含有預定量鋼成分， ^組織騎續冷卻變態_;又，純徵在於：板厚 此、部的集合組織中平行於板面之面強度比為u以上，藉 即可獲得如X70等級具有相當的拉伸強度之低 異之管_高強度熱軋鋼板料造料的素材^ . =以外的鋼，因以下理由在本發明範圍外。即，4 备法卿力申度在本發明申請專利範圍第3項範圍外，故 申物範圍第i項之析出物 =獲仔充分的拉伸強度。5號鋼由於加 明申請專利範圍第3項節 、‘、、、、，·隹持《在本發 ，故無法獲得申請專利範圍第 27 200904996 織及析出物的執由把山此& * .。 明專利範圍第3項之範圍外， 項之微組織及板由必j站如+ . ，故無法獲得申請專利範圍第1

23號鋼由於鋼成分在本於 1項之析出物的粒内析出物密度，且無法獲得充分的拉伸強 度。6鋼號由於未再結晶溫度區域的合計軋縮率在本發明申 請專利範圍第3項範圍外，故無法獲得申請專利範圍第卜頁 之微組織，且無法獲得充分的低溫韌性。7號鋼由於加熱溫 度在本發明申請專利範圍第3項範圍外，故無法獲得申請專 利犯圍第1項之微組織，且無法獲得充分的低溫韌性。8號 鋼由於至冷卻開始為止的時間在本發明申請專利範圍第3 項範圍外’故無法獲得申請專利範圍第1項之微組織，且無 法充分的低溫韌性。9號鋼由於冷卻速度在本發明申請專利 範圍第3項範圍外，故無法獲得申請專利範圍第1項之面強 度比，且無法獲得充分的低溫韌性。1〇鋼號由於η在本發 备獲得充分的拉伸強度及 枭明申清專利範圍第1項 28 200904996 範圍外，故無法獲得充分的低溫韋刃性。26號鋼由於冷卻速 度在本發明申請專利範圍第3項範圍外，且無法獲得申請專 利範圍第1項範圍之面強度比，故無法獲得充分的低溫韌 性。29號鋼由於捲取溫度在本發明申請專利範圍第3項範圍 5 外，故無法獲得申請專利範圍第1項之析出物的粒内析出物 密度，且無法獲得充分的拉伸強度。30號鋼由於捲取溫度 在本發明申請專利範圍第3項範圍外，故無法獲得本發明申 請專利範圍第1項之析出物的粒内析出物密度，且無法獲得 申請專利範圍第1項之面強度，故無法獲得充分的拉伸強 10 度。 29 200904996 (％ssm!x)^J 浓

Nb-93/14* (N-14/48*Ti) 0.044007 N-14/48*Ti 0.0003 z I 0.15 〇 0.15 ΰ 0.15 Mo 0.072 > 0.031 0.012 x> Z | 0.046 ! z 0.0038 0.037 o GO 0.004 fV ,0.012 Mn H 0.23 〇 | 0.063 30 200904996 /—S φι( 其他 Μο ： 0.078%,V ： 0.033%,Cr ： 0.14%,Cu ： 0_15%，Ni : 0.12% Mo ： 0.178%,V ： 0.053%,Cu ： 0.12%,Ni ： 0.11% Cr ： 0.17%,Cu ： 0.22%,Ni ： 0.18% Mo ： 0.075%,V ： 0.061%,Ca ： 0.0020% Mo ： 0.170%,V ： 0.030% Mo ： 0.106%,V ： 0.031%,Cr ： 0.11%,Cu ： 0.11%,Ni ： 0.13% Mo ： 0.075%,V ： 0.031% Mo ： 0.071%5V ： 0.060% Mo ： 0.181%,V ： 0.050%,Cu ： 0.10%,Ni ： 0.15% B ： 0.0008% « X P~H ΓΟ ON JO Z 0.0527 0.0445 0.0460 0.0515 0.0465 0.0602 0.0753 1 -0.0213 -0.0223 0.0431 0.0717 0.0711 替 2 0.0008 0.0004 0.0006 0.0013 0.0004 -0.0018 -0.0023 0.0035 i- 0.0035 0.0003 0.0005 0.0009 ρ 0.011 0.010 0.012 0.009 0.010 j 0.020 0.011 0.001 0.001 0,011 0.012 0.011 0.058 0.047 0.050 0.060 0.049 0.048 0.060 0.002 0.001 1- ! 0.045 0.075 0.077 0.0040 0.0033 0.0041 ； 0.0039 ； 0.0033 0.0040 0.0009 0.0038 0.0038 0.0035 0.0040 0.0041 < 0.029 0.045 0.027 0.027 0.025 0.043 0.022 0.024 0.025 0.044 0.022 0.025 Ο 0.0021 0.0029 0.0022 1 0.0020 0.0020 -1 0.0028 !0.0025 0.0023 0.0021 0.0139 0.0030 0.0028 ζη 0.003 j 0.001 0.002 0.003 0.001 0.001 0.003 0.001 0.001 0.001 0.001 0.002 Ρμ 0.009 0.008 0.011 0.013 0.007 0.010 0.011 0.013 0.010 0.011 0.007 0.010 β S σ\ 1.52 1.58 1.60 r-H 1.54 1.55 VO 1 1.89 1.54 1.59 1.67 0.24 0.22 0.20 0.24 0.23 0.22 0.24 0.23 0.45 0.20 0.26 0.20 υ 0.064 0.058 0.074 0.056! 0.067 0.066 0.055 0.056 0.108 0.060 0.072 0.076 € < cq u Q ω Ph 〇 X J !HX8寸/寸1 丨N : :※ 31 200904996

製造條件 *Τί 00 00 «r> 585 585 *Ti 00 585 | 585 I 585 1 585 1 625 I 540 500 600 600 600 620 600 [540 580 570 1_ 1 550 600 580 585 | 585 540 l^e Ό \〇 o 〇s| 'Ό 00 V) CS (N «Ν <N <N CN tN (N CN (N CN oo 00 〇〇i 00 〇0 »〇l 至冷却開始 的時間 (sec) — — — — -^r SI — 5 ΓΟ 〇〇 ΓΟ 〇〇 00 tri 00 OO ρη rn — — 00 ΓΛ oo — cn rS rn Ar3變態點 溫度 (°C/sec) 704 704 寸 o 寸 O 704 704 1 1 704 丨704 寸 o 704 726 ΓΟ 〇 m 卜 m <Λ 733 CO m P 729 00 卜 737 OO 卜 (N vn 725 615 I 684 Ό ΓΝ & 6 800 j 800 ； 800 800 ' 800 I | 800 ! I 800 1 1 800 1 800 800 1 810 1 790 820 820 820 820 II 1 810 780 780 820 840 800 765 I 765 810 過脊 ΐ J νΊ jn JQ jo JQ SI IC jn JQ jn g JQ SO v〇 jn jn jn jn JO JO JQ SI jn JQ in jn 操作間 冷却 m Μ m 墀 碟 难 杯 杯 碟 維持時間 (min) <Λ| o m Ο § 〇 〇 >Λ \n 固溶温度 ΓΟ 1149 1149 1149 1149 ； 1149 | 1149 1 1 1149] I 1149 1 1149 1149 1110 1149 I ! 1136 1 1136 1136 1136 1136 1133 1128 1134 Μ 798 1108 1200 1 1212 1110 加熱温度 CC) 1180 1180 1180 國 | 1180 i 1180 1 1260 1 I 1180 1180 1180 丨⑽1 1180 1200 1 1200 1150 1200 1200 1150 1180 1180 1180 1180 1180 1220 1 1220 1150 成分 < < < < < c < < CQ 〇 Q Q Q Q 0 m tL. 〇 μ>4 CQ 鋼號 (N m 寸 «〇 VO 卜 00 Os ο 二 CN 寸 O 卜 oo CN fS CN fS vo fN 32 200904996 備註 1本發明1 本發明 本發明 1比較例1 比較例 比較例 比較例 比較例 1比較例I 比較例 本發明 1本發明1 1本發明丨 1本發明1 本發明 本發明 比較例 1本發明 比較例 ,比較例 :比較例 比較例 比較例 本發明1 本發明 比較例 機械的性質 DWTT試験 1—ί ί/ί 0.03 0.02 0.03 0.03 0.03 0.02 0.03 0.06 j 1 0J2 0.01 0.02 Ι 0.01 ι 丨 0.01 0.01 0.01 1 0.01 丨 0.17 ! 0.02 0.02 0.03 0.03 »—H o 0.01 0.01 0.01 0.15 擊能 (j> I 12000 | 10000 I 12000 12500 12500 12000 1 11000 9000 I 8500 9500 ! 10000 Ι 10000 Ι 1 11000 1 11000 1 10000 10500 1 8800 I 10000 10000 ； 9500 ! 12500 9000 8600 10500 10000 9000 SATT(85°/〇) (°C) 1 1 «η • m 1 2 2 ο CN I I (Ν ι fS 1 1 I V ο * ο 1—< 1 〇 1 SI ι 1 拉伸試驗 ω? w* 〇 cn Ον CO 00 m 00 ON cn Ο Μ Os 00 ο 00 ο § 00 CO 00 〇 γ ph I 645 I 650 | 640 1! I 607 1 648 1 654 1 644 ]638 1 552 636 I 628 ί 1 649 I | 652— I 丨633 [644 Ι S 1 629 1 m ο 622 I 466 545 I 641_ 646 I 630 621 V—✓ I 530 I 535 | 520 I 484 I 499 I 533 1 541 531 1 520 1 452 _520 Ι 506 | 535 1 544 I 526 1 540 Ι 577 I 1 515 I 526 513 347 388 I 530 522 | 510 500 微組織 析出物密度 (個 /cm3) I 5χ10Λ17 | 5χ10Λ17 I 5χ10Λ17 o T o 1 1χ10Λ16 I 4χ10Λ17 1_7χ10ΛΙ7 1 1χ10Λ17 I 1χ10Λ17 ο s 1 1χ10Λ17 I 1 1χ10Λ17 ι I 3xlOA17 | ! 2xlOA17 | 1 1χ10Λ17 ι 6χ10Λ17 1 1χ10Λ17 I 1 1χ10Λ17 I 2χ10Λ17 Ι 1χ10Λ17 I w 5χ10Λ17 I 8χ10Λ17 I 8χ10Λ17 1χ10Λ17 面強度比 IL15 _ 1 1.21 1 1.16 I l.ii 1_L13 1 1.22 L M2」 ι_ι [0.75 1 ι^Η *-Η ! 1.18 1 rn (N Γη 1.30 | σ\ (Ν cn 0.56 1 1.20 1 00 2 1**·Η 11 2 cs t—^ 0.70 I 微組織 Ν Ν _2w_j Ν ΛΙ PQI [ PF+P Ί Ν I PF+P 1 Ν Ν N N Ν Ν PF+Zw 1 Ν CQI CQj ί cu + PL, N Ν N Ν 鋼號 CO 寸 «λ ο 卜 00 OS ο CO 卜 〇〇 Q\ <N cn (N CS v〇 (Ν 鲅蘑31(: a ,银馁刼：0-,,赛起舄牮帘吟：fcd 33 200904996 產業上可利用性 藉由將本發明熱軋鋼板使用於電阻坪接鋼管及盤捲鋼 管用熱軋鋼捲，在嚴格要求低溫韌性之寒冷地域，不僅可 製造例如板厚在14mm以上之API-70規格以上之高強度管 5 線，由於藉由本發明之製造方法，用以大量且廉價獲得電 阻焊接鋼管及管線鋼管用熱軋鋼捲，本發明可謂是具有高 工業價值之發明。 【圖式簡單說明】 第1圖係顯示面強度比與S.I之關係圖。 10 第2圖係顯示拉伸強度與粒内所析出之Nb及/或Ti滲碳 氮化析出物的析出密度關係圖。 第3圖係顯示拉伸強度、微組織與DWTT試驗中，延性 破面率為85%之溫度關係圖。 第4圖係顯示自開始冷卻至700°C溫度區域的冷卻速度 15 與面強度比之關係圖。 第5圖係顯示拉伸強度與捲取溫度及加熱溫度之關係 圖。 第6圖係顯示自輥軋結束後至開始冷卻的時間，捲取溫 度與微組織之關係圖。 20 【主要元件符號說明】 (無） 34

Claims (1)

1. 200904996 十、申請專利範圍： 1. 一種低溫韌性佳之管線用高強度熱軋鋼板，係以質量％ 計，含有： C ： 0.01-0.1% ; 5 Si : 0.05〜0.5% ; Mn: 1 〜2% ; Ρ ： ^0.03% ； S ： ^0.005% ； Ο : €0.003% ; 10 Α1 ： 0.005-0.05% ； Ν ： 0.0015-0.006% ； Nb : 0.005〜0.08% ;及 Ti : 0.005〜0.02% ; 且N—14/48xTi>0%，Nb—93/14x(N—14/48xTi)> 15 0.005%，並且殘部係由Fe及不可避免之不純物所構成之 鋼板，又，其微組織為連續冷卻變態組織，且板厚中央 部的集合組織中平行於板面之{211}面與{111}面之反 射X射線強度比{211}/{111}為1.1以上，並且Nb及/或Ti 的滲碳氮化析出物之粒内析出物密度為1017〜1018個 20 /cm3。 2_如申請專利範圍第1項之低溫韌性佳之管線用高強度熱 軋鋼板，除上述組成外，以質量％計，更含有： V : 0.01 〜0.3% ; Mo ： 0.01-0.3% ； 35 200904996 Cr : 0.01 〜0.3% ; Οι : 0.01 〜0.3% ; Ni : 0.01 〜0.3% ; B : 0.0002〜0.003% ; 5 Ca : 0.0005〜0.005% ;及 REM : 0.0005〜0.02%之其中一種或兩種以上。 3. —種低溫韌性佳之管線用高強度熱軋鋼板之製造方 法，係將具有申請專利範圍弟1或2項之成分之鋼板加熱 至滿足下述式：SRT(°C)= 6670/(2.26 —log[%Nb][%C]) 10 一 273之溫度以上、1230°C以下，並且保持於該溫度區 域20分鐘以上，接著，在Ar3變態點溫度以上結束以熱 軋使未再結晶溫度區域的合計軋縮率為65%以上之輥 軋後，在5秒内開始冷卻，且以15°C/sec以上的冷卻速度 冷卻自開始冷卻至700°C之溫度區域，接著在450°C以 15 上、650°C以下進行捲取。 4. 如申請專利範圍第3項之低溫韌性佳之管線用高強度熱 軋鋼板之製造方法，係在前述未再結晶溫度區域之輥軋 前進行冷卻。 20 36