0 mm的表层部）的主 相形成为具有所希望的板条间隔的回火马氏体和/或回火贝氏体，另一方面，将上述表层 部以外的区域的主相形成为具有板条结构且具有所希望的板条间隔的铁素体。由此，能够 得到具有高韧性且总厚度下的伸展特性也优异的高强度热乳钢板。
[0104] 在此，具有板条结构的铁素体可定义为比生成多边形铁素体的温度低的温度下发 生相变的铁素体，并且以倍率5000~20000倍TEM观察或SEM观察从热乳钢板的板厚中央 部的位置采取的试验片的情况下，能够观察到板条结构的铁素体。另外，具有板条结构的铁 素体是指包括针尖状铁素体、贝氏体铁素体、费德曼状铁素体、针状铁素体的铁素体。
[0105] 板条间隔：0.2 ym ~1.6 ym
[0106] 具有板条结构的铁素体，回火马氏体以及回火贝氏体的板条间隔是影响热乳钢板 的强度的一个因素，因此需要一定程度的细度。然而，如果板条间隔小于0. 2 y m，则即使不 引起Nb等析出的情况下，铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体的硬度也变得上升过度，并 且热乳钢板的韧性和总厚度下的伸展特性劣化。另一方面，如果板条间隔超过I. 6 y m，则即 使Nb等充分析出的情况下，也无法确保充分的热乳钢板强度，不能满足X80级的钢管强度。 因此，使板条间隔为0. 2 ym~I. 6 ym。
[0107] 主相的体积分率：95%以上
[0108] 在板厚表层Imm位置（距离钢板表面在板厚方向1.0 mm的位置），如果具有所希 望的板条间隔（〇. 2 y m~I. 6 y m)的回火马氏体和/或回火贝氏体的体积分率的总计小于 95%，则板厚表层部的低温韧性大幅降低。另外，在板厚中央位置，具有所希望的板条间隔 (0. 2 ym~I. 6 ym)的铁素体的体积分率小于95 %的情况下，在板厚表层部以外的区域的 低温韧性大幅降低。因此，本发明中，使各个位置的主相的体积分率为95%以上。
[0109] 接下来，对本发明的高韧性高延展性高强度热乳钢板的制造方法进行说明。
[0110] 本发明的高韧性高延展性高强度热乳钢板可如下制造：将具有通过连续铸造而得 的上述组成的钢坯（铸片）暂时冷却或放冷至600°C以下，再加热后，进行粗乳和精乳，之后 在规定的条件下进行加速冷却，以规定温度进行卷绕。
[0111] 连续铸造铸片的冷却温度：600°C以下
[0112] 钢坯（连续铸造铸片）的冷却不充分的情况下，在钢坯表层域铁素体相变不能充 分完成，还残留有未相变的奥氏体。这样，如果残留未相变的奥氏体，则铸造时助长在奥氏 体晶界生成的晶界氧化，得到的热乳钢板的表面凹凸增大，并且在负载负荷时因不均匀变 形而使总厚度下的伸展特性降低。因此，在本发明中，使钢坯（连续铸造铸片）冷却温度为 铁素体相变可充分完成的600°C以下。
[0113] 连续铸造铸片的再加热温度：1000°C~1250°C
[0114] 如果钢坯加热温度（连续铸造铸片的再加热温度）小于1000°C，则作为析出强 化元素的Nb、V及Ti没有充分固溶而无法确保X80级的钢管强度。另一方面，如果超过 1250°C，则奥氏体粒粗大化并且在精乳结束后的冷却和卷绕过程中Nb过度析出而使热乳 钢板的韧性和伸展特性劣化。因此，使连续铸造铸片的再加热温度为l〇〇〇°C~1250°C。
[0115] 再加热后的钢坯（连续铸造铸片）可通过实施粗乳和精乳而调整为任意的板厚。 本发明中，粗乳的条件没有特别限定。
[0116] 精乳时的未再结晶温度域（no-recrystallization temperature range)下的压 下率：20%~85%
[0117] 通过在未再结晶温度域（本发明的钢组成的情况下，约940°C以下）进行精乳， 奥氏体相的再结晶延迟而形变聚集，在y/a相变（y - a transformation)时铁素体微 细化而使强度和韧性提高。在此，如果精乳时的未再结晶温度域下的压下率小于20%，则 这些效果不会充分显现。另一方面，如果上述压下率超过85%，则变形抗力（deformation resistance)增大而起到妨碍乳制的作用。因此，在本发明中使上述压下率为20%~85%。 优选为35%~75%。
[0118] 精乳结束温度：（Ar3-5O °C )~（Ar3+100°C )
[0119] 为了以均质的粒径和组织完成乳制，需要使精乳结束温度为（Ar3-50°C )以上。如 果使精乳结束温度低于（Ar3-50°C )，则在精乳中在钢板内部发生铁素体相变，组织变得不 均匀而得不到所希望的特性。另一方面，如果精乳结束温度超过（Ar3+100°C)，则晶粒粗大 化、韧性劣化。因此，使精乳结束温度为（Ar 3-50°C)~（Ar3+100°C)的范围内。
[0120] 应予说明，精乳结束温度是在精乳机的出口侧的钢板表面的测定温度值。
[0121] 精乳结束后，通过冷却并进行卷绕而得到热乳钢板。本发明中，将精乳结束后的冷 却以成为与板厚中央位置和板厚表层位置不同的温度历程（temperature history)的方式 进行冷却。图1是本发明中的精乳结束后的温度历程（从精乳结束温度到卷绕温度的温度 历程）的简要图。如图1所示，在板厚中央位置以规定的冷却速度冷却至卷绕温度。另一 方面，在板厚表层位置，实施1次以上冷却和再热处理，之后冷却至卷绕温度。
[0122] 板厚中央位置的750°C以下且650°C以上的温度域的平均冷却速度：5°C /s~ 50 〇C /s
[0123] 为了在板厚表层部以外的区域抑制珠光体相变和多边形铁素体的生成，使在板 厚中央位置具有板条结构（板条间隔：〇. 2 ym~I. 6 ym)的铁素体的体积分率为95%以 上、并确保韧性，需要使在板厚中央位置的750°C以下650°C以上的温度域的平均冷却速度 为5°C /s以上。其中，如果在该板厚中央位置的冷速变得过大，则具有板条结构的铁素体、 回火马氏体以及回火贝氏体的板条间隔极度变小，并且伸展特性劣化，因此需要使上限为 50 cC /s 〇
[0124] 板厚表层Imm位置：冷却和再热处理
[0125] 在本发明中，为了控制在板厚表层LOmm位置具有所希望的板条间隔（0.2 ym~ I. 6 y m)的回火马氏体和/或回火贝氏体的体积分率以总计计为95%以上，需要在板厚中 央位置的冷却速度规定为上述范围的状态下，在板厚表层Imm位置实施以下处理。该处理 为，从加速冷却开始温度直至300°C~600°C的温度域的冷却停止温度（一次冷却停止温 度）以任意冷却速度冷却后，用1秒以上（一次再热时间）使其再热至550°C以上且冷却开 始温度以下的温度域（一次再热温度），再次冷却至300°C~600°C的温度域的处理，在卷绕 之前需要实施1次以上该处理。在此，将实施n次该处理时的冷却停止温度设为n次冷却 停止温度、再热时间设为n次再热时间、再热温度设为n次再热温度。各控制因素的规定理 由如下。
[0126] n次冷却停止温度：300°C~600°C
[0127] 本处理的目的在于，在距离表面直至板厚方向LOmm的表层部（板厚表层区域） 中暂时形成低温相变组织（马氏体组织和/或贝氏体组织），通过再热对其进行回火。由此， 调节在板厚表层部的回火马氏体和/或回火贝氏体的板条间隔，能够提高表层硬度以及总 厚度下的伸展特性。冷却停止温度超过600°C的情况下，由于低温相变组织没有充分生成， 因此不能将板厚表层部形成回火组织，并且总厚度下的伸展特性降低。另一方面，n次冷却 停止温度小于300°C的情况下，不能达到目标再热温度，有难处无法充分回火，总厚度下的 伸展特性降低。
[0128] n次再热温度：550°C以上且冷却开始温度以下
[0129] 再热温度小于550°C的情况下，不能对组织充分回火、并且在板厚表层部的硬度上 升、总厚度下的伸展特性降低。另一方面，如果再热（再加热）温度超过冷却开始温度（通 常，精乳结束温度-20°C~精乳结束温度），则在板厚表层部发生从铁素体向奥氏体的逆相 变（reverse transformation)，在再次冷却时，形成淬硬组织。其结果，产生在板厚表层部 的硬度上升、总厚度下的伸展特性降低之类的问题。因此，再热温度为550°C以上且冷却开 始温度以下的温度域。
[0130] n次再热时间：1秒以上
[0131] 再热时间小于1秒的情况下，不能对组织充分回火、并且在板厚表层部的硬度上 升、总厚度下的伸展特性降低。因此，使再热时间为1秒以上。其中，如果再热时间变得过 长，则作为结果，再热温度变高，所以在板厚表层部发生从铁素体向奥氏体的逆相变，在再 次冷却时，形成淬硬组织。因此，可能在板厚表层部的硬度上升、总厚度下的伸展特性降低、 并且生产效率大幅降低。从这样的观点考虑，优选使再热时间为5秒以下。
[0132] 上述再热后冷却至卷绕温度，或者在冷却至上述冷却停止温度的温度域（300°C~ 600°C )以后，以规定的周期反复进行再热的处理，之后冷却至卷绕温度。
[0133] 应予说明，作为将在板厚中央位置的冷却速度规定在上述范围的状态下，在板厚 表层Imm位置实施所希望的冷却?再热处理的手段，例如可利用间歇冷却（intermittent cooling)。另外，除间歇冷却以外，还可以在冷却罐间配置感应加热设备，使用其将表层加 热至规定的再热温度等手段。
[0134] 卷绕温度：350°C ~650°C
[0135] 为了利用基于Nb、V、Ti等析出物的析出强化，需要使卷绕温度为350°C以上。为 了使上述析出物特别有效析出，优选使卷绕温度为400°C以上。另一方面，如果卷绕温度超 过650°C，则由于析出物的粗大化、具有板条结构的铁素体、回火马氏体以及回火贝氏体的 板条间隔的放大而使强度降低。另外，如果卷绕温度超过650°C，则生成粗大的珠光体使韧 性劣化，因此将上限设为650°C。优选为400°C~650°C。应予说明，卷绕温度为钢板表面的 温度。然而，该温度与板厚表层Imm位置的温度几乎相等。
[0136] 应予说明，在本发明中，为了减少连续铸造时的钢的成分偏析，可使用电磁搅 摔（EMS: electro-magnetic stirrer)、轻压下铸造（IBSR: intentional bulging soft reduction casting)等。通过实施电磁搅拌处理，能够在板厚中心部形成等轴晶（equiaxed crystal)，使偏析减少。另外，实施轻压下铸造的情况下，通过防止连续铸造钢还的未凝固 部的钢水的流动，能够减少板厚中心部的偏析。即使这些偏析减少处理少，通过使用一个， 也能够使后述的夏比冲击试验中的吸收能（vE 6。°C )、延展性-脆性断裂转变温度（vTrs)及 DWTT特性成为更优异的等级。
[0137] 实施例
[0138]使用表1所示的组成的钢坯（连续铸造铸片，壁厚：215mm)，在表2所示的热乳条 件下实施热乳，在热乳结束后在表2所示的冷却条件下进行冷却，以表2所示的卷绕温度卷 绕成螺旋状，形成表2所示的板厚的热乳钢板（钢带）。在连续铸造时，关于后述的表2~ 4中的钢板No. IG以外的钢板，为了进行成分的偏析减少处理，进行电磁搅拌（EMS)。应予 说明，对于热乳结束后的冷却而言，通过进行间歇冷却从而调整成表2所示的各冷却条件。
[0139] 从得到的热乳钢板中采取试验片，按以下方法实施组织观察、萃取残渣分析、拉伸 试验、冲击试验、DWTT试验和硬度试验。
[0140] (1)组织观察
[0141] 从得到的热乳钢板中采取能够观察到板厚方向全部位置的块状试验片（blockish test specimen)，使用扫描式电子显微镜（倍率