热轧钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及具有高强度且低温韧性和延展性也优异de热乳钢板及其制造方 法，所述热乳钢板适用于管线（pipe line)、油井管（Oil Country Tubular Goods)、土 木?建筑（civil engineering and construction)用等中使用的钢管的原料、特别适用于 API (American Petroleum Institute)规格 X80 级钢管的原料。
[0002] 本申请基于2013年4月4日在日本申请的日本特愿2013-078395号主张优先权， 并在此援引其内容。
【背景技术】
[0003] 近年来，由于对能源需要增高，所以为了提高天然气（natural gas)、油的输送效 率，对于管线管而言，正逐步使用能够耐受高压操作（high-pressure operation)的高强 度、大径及厚壁的钢管（heavy wall steel pipe)。针对该要求，以往以来主要使用以厚板 为原料的UOE钢管。但是，最近，为了降低管线的施工成本、解决UOE钢管的供给能力不足 等，并且对钢管的降低原料成本的要求也强烈，所以开始逐渐使用与UOE钢管相比生产率 高且更价廉的、以热乳钢板为原料的电缝钢管（electric resistance welded steel pipe or tube)、螺旋钢管（spiral steel pipe)。
[0004] 在此，由于管线大多铺设在例如天然气的埋藏量丰富的寒冷地区（cold weather region)，因此对于管线管材料用钢板而言，当然要要求高强度，而且还要求低温韧性 (low-temperature toughness)优异。另外，电缝钢管或螺旋钢管以往被广泛用于汽车用部 件（automotive member)、钢管粧（steel pipe pile)等，并且通常以板厚较薄的热乳钢板 为原料。然而，要求厚壁的钢管的情况下，必须使用与以往相比板厚更厚的热乳钢板作为原 料。将板厚更厚的钢板制造成管的情况下，特别是对于钢板的板厚表层域的加工条件严苛 并且长距离铺设的管线管而言，有可能受到地震等的地壳变动（crustal change)引起的强 制变形的可能性，所以作为管线管原料的热乳钢板，不仅要求所希望的强度和低温韧性，还 必须兼具能够耐受上述那样的加工和变形的总厚度的伸展特性。
[0005] 在这样的状况下，目前关于管线管用的热乳原料提出了各种技术。
[0006] 例如专利文献1中提出了如下技术，即，提出了一种高强度电缝管用热乳钢带，通 过将热乳钢带形成为如下构成的组成，即以质量％计含有C :0. 005~0. 04%、Si :0. 05~ 0. 3%、Mn :0. 5 ~2. 0%、Al :0. 001 ~0. 1%、Nb :0. 001 ~0. 1%、V :0. 001 ~0. 1%、Ti : 0.001~0.1%、？：0.03%以下、3:0.005%以下以及^0.006%以下，并且含有选自（：11 : 0.5%以下、Ni :0.5%以下以及Mo :0.5%以下中的一种或二种以上，剩余部分为Fe和不可 避免的杂质，满足由式 Pcm = [% C] + [% Si]/30+([% Mn] + [% Cu])/20+[% Ni]/60+[% Mo]/7+[% V]/10表示的Pcm为0. 17以下的组成，通过使热乳钢带的组织形成为在总组织 中作为主相的贝氏体铁素体（bainitic ferrite)所占的比例为95vol%以上的组织，从而 使低温韧性和焊接性（weldability)优异。
[0007] 专利文献2中提出了如下技术，S卩，一种厚壁高张力热乳钢板，通过将热乳钢板的 组成形成为如下构成的组成，即以质量％计含有C :0. 02~0. 08%、Si :0.0 l~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%、并且以使 C、Ti、Nb 满足（[% Ti] + ([% Nb]/2))/[% C] < 4,剩余部 分为Fe和不可避免的杂质，热乳钢板的组织形成为位于从钢板表面向板厚方向Imm的位置 的作为主相的铁素体相的平均晶粒径与位于钢板的板厚中央位置的作为主相的铁素体相 的平均晶粒径的差AD为2 ym以下，并且位于从钢板表面向板厚方向Imm的位置的第二 相的组织分率（体积％)与位于钢板的板厚中央位置的第二相的组织分率（体积％)的差 AV为2%以下，位于从钢板表面向板厚方向Imm的位置的贝氏体相（bainite phase)或回 火马氏体相（tempered martensite phase)的最小板条间隔（minimum lath interval)为 0.1 ym以上，由此形成低温韧性和板厚方向的材质均匀性优异的厚壁高张力热乳钢板。
[0008] 专利文献3提出了如下技术，即，一种热乳钢板，通过将热乳钢板的组成形成为如 下构成的组成，即以质量％计含有(： ：0.03~0.06%、51:1.0%以下、]\111:1~2%、厶1 :0.1% 以下、Nb :0? 05~0? 08%、V :0? 05~0? 15%、Mo :0? 10~0? 30%，剩余部分为Fe和不可避 免的杂质，并且将热乳钢板的组织形成为贝氏体相单相，且在该贝氏体相中Nb和V的碳氮 化合物以Nb和V的总计量换算计分散0. 06%以上而成，由此形成兼具拉伸强度TS :760MPa 以上的强度和断裂转变温度（fracture transition temperature) vTrs:_100°C以下的韧 性的热乳钢板。
[0009] 另外，关于涉及与热乳钢板不同的厚钢板的技术，在专利文献4中提出了如下技 术：通过将钢板的组成形成为如下构成的组成，即以质量％计含有C :0.06~0. 12%、Si : 0? 01 ~L 0%、Mn :1. 2 ~3. 0%、P :0? 015% 以下、S :0? 005% 以下、Al :0? 08% 以下、Nb : 0? 005 ~0? 07%、Ti :0? 005 ~0? 025%、N :0? 010% 以下、0 :0? 005% 以下，剩余部分为 Fe 和 不可避免的杂质，并且将钢板的组织形成为由贝氏体和岛状马氏体（M-A Constituent) 2相 组织构成，该岛状马氏体的面积分率为3~20%并且当量圆直径为3. 0 ixm以下，由此能够 形成显示低屈强比且优异的均匀的伸展特性的高强度钢板。
[0010] 此外，专利文献5中提出了如下技术，即一种制造厚壁高张力热乳钢板的方法，对 热乳钢板实施由一次加速冷却和二次加速冷却构成的加速冷却，一次加速冷却如下进行： 进行板厚中心位置的平均冷却速度为10°c/s以上、并且板厚中心位置的平均冷却速度与 从钢板表面向板厚方向Imm的位置的平均冷却速度的冷却速度差小于80°C /s的冷却，直 至从钢板表面向板厚方向Imm的位置的温度成为650°C以下500°C以上的温度域的温度 的一次冷却停止温度。上述二次加速冷却如下进行：进行板厚中心位置的平均冷却速度 为10°C /s以上、且板厚中心位置的平均冷却速度与从钢板表面向板厚方向Imm的位置的 平均冷却速度的冷却速度差为80°C /s以上的冷却，直至板厚中心位置的温度为BFS(°C ) =770-300C-70Mn-70Cr-170M〇-40Cu-40Ni-1.5CR(CR:冷却速度（°C /s))以下的二次冷 却停止温度。在该二次加速冷却后，以板厚中心位置的温度为BFSO(cC) = 770-300C-70Mn-70Cr-170M〇-40Cu-40Ni以下的卷绕温度进行卷绕，由此制造强度?延展性平衡优 异的厚壁高张力热乳钢板，所述热乳钢板的钢原料组成如下构成，即以质量％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 C、Ti、Nb 满足（[% Ti]+ ([% Nb]/2))/[% C] < 4,剩余部分为Fe和不可避免的杂质构成，对如此构成的钢原 料实施由粗乳和精乳构成的热乳来形成热乳钢板。
[0011] 先行技术文献
[0012] 专利文献
[0013] 专利文献1:日本特开2004-315957号公报
[0014] 专利文献2:日本特开2010-196157号公报
[0015] 专利文献3:日本特开2011-17061号公报
[0016] 专利文献4:日本特开2011-94230号公报
[0017] 专利文献5:日本特开2010-196163号公报
【发明内容】
[0018] 然而，在上述的现有技术中，均很难得到适合作为管线管用原料的热乳钢板，即具 有高强度且低温韧性也优异而且兼具可耐受造管时的严苛加工条件和因铺设后的地壳变 动等所致的强制的变形的充分的延展性的厚壁热乳钢板。
[0019] 在利文献1中提出的技术中，如其实施例所示，由于将热乳结束后的冷却速度控 制为20°C /s以下来形成所希望的热乳钢带组织（作为主相的贝氏体铁素体所占的比例为 95vol%以上的组织），所以有如下问题，即，容易引起贝氏体铁素体中的板条的粗大化，强 度（特别是拉伸强度）容易降低。另外，在专利文献1中提出的技术中，为了确保淬透性， 需要添加Cu、Ni、Mo中任一种的1种以上。然而，这些元素为稀有元素，会妨碍以后的稳定 生产，所以不优选作为必要元素。
[0020] 在专利文献2中提出的技术中，为了形成所希望的热乳钢板组织，在热乳结束后， 需要实施如下冷却：以从钢板表面向板厚方向Imm的位置的平均冷却速度为100°C /s以 上、并且板厚中央位置的平均冷却速度为l〇°C /s以上的冷却。这样，在提高板表面附近的 冷却速度的技术中，特别是如果板厚变厚，则板表面的冷却速度变得过快，作为结果，表层 硬度变得过高，存在总厚度下的伸展性降低之类的问题。
[0021] 如上述所述，作为管线管用材料，强度、低温韧性以及总厚度的伸展特性尤为重 要。然而，厚壁热乳钢板的情况下，若想在热乳结束后，使板厚中央位置确保规定的冷却速 度，则在板厚表层域的冷却速度将会极端增大。其结果，板厚表层域的高硬度化显著，随之 总厚度下的伸展特性降低。总厚度下的伸展特性劣化的问题，尤其是随着近年来高强度化 的进行而显著化，如此地在总厚度下的伸展特性降低，则造管加工变得极其困难。另外，作 为管线管进行施工的情况下，因地震等引起的强制变形而有可能导致重大事故。
[0022] 对于在专利文献3中提出的技术，为了形成所希望的热乳钢板组织，在热乳结束 后，需要在板厚中央以20°C /s以上的平均冷却速度冷却至550~650°C的温度域。特别是 专利文献3中提出的技术是以TS :760MPa以上这样的非常高的强度的热乳钢板为对象的技 术，所以在板厚增厚的情况下，尤其容易引起在板表层域的硬度上升，总厚度下的伸展特性 劣化的问题。
[0023] 针对这样的问题，在专利文献4中提出的技术中，通过形成在贝氏体相中使 岛状马氏体均匀微细分散而成的组织，可确保高强度钢板的均匀伸展特性（un i f 〇rm elongation property)。然而，在专利文献4中提出的技术中，需要含有3%以上的岛状马 氏体，有容易引起韧性（特别是DWTT特性（drop weight tear test property))劣化的问 题。另外，为了确保上述组织，其特征在