低温韧性优异的高强度钢板和钢管以及它们的制造方法.pdf

1、10申请公布号CN101965414A43申请公布日20110202CN101965414ACN101965414A21申请号200980107081222申请日20090407099653/200820080407JP092511/200920090406JPC22C38/00200601B21C37/08200601C21D8/02200601C22C38/14200601C22C38/5820060171申请人新日本制铁株式会社地址日本东京都72发明人藤城泰志坂本真也原卓也朝日均74专利代理机构北京市中咨律师事务所11247代理人段承恩陈海红54发明名称低温韧性优异的高强度钢板和钢管以及

2、它们的制造方法57摘要本发明提供低温韧性优异的高强度钢板、以该高强度钢板为母材的高强度钢管以及它们的制造方法。本发明的钢板，含有MO005100、B0000300100；CEQ为030053；PCM为010020；具有如下金属组织多边形铁素体的面积率为2090，其余部分为包含贝氏体、马氏体中的一方或双方的硬质相。为了得到上述钢板，进行开始温度为AR360以下、结束温度为AR3以上、压下比为15以上的应变导入轧制，然后进行空冷，从AR3100AR310的温度以10/秒以上的冷却速度加速冷却。30优先权数据85PCT申请进入国家阶段日2010083086PCT申请的申请数据PCT/JP2009/0

3、574202009040787PCT申请的公布数据WO2009/125863JA2009101551INTCL19中华人民共和国国家知识产权局12发明专利申请权利要求书1页说明书12页附图2页CN101965415A1/1页21一种低温韧性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成以质量计，含有C0010008、SI001050、MN0520、S000010005、TI00030030、MO005100、B000030010、O000010008，将P限制在0050以下，将AL限制在0020以下，其余部分由铁和不可避免的杂质组成；采用下述式1求出的CEQ为030053，采用下述式2求出的P

4、CM为010020，金属组织中的多边形铁素体的面积率为2090，其余部分为包含贝氏体、马氏体中的一方或双方的硬质相，CEQCMN/6NICU/15CRMOV/5式1，PCMCSI/30MNCUCR/20NI/60MO/15V/105B式2，其中，C、SI、MN、NI、CU、CR、MO、V和B为各元素的含量质量。2根据权利要求1所述的低温韧性优异的高强度钢板，其特征在于，以质量计，还含有CU00515、NI00550中的一方或双方。3根据权利要求1或2所述的低温韧性优异的高强度钢板，其特征在于，以质量计，还含有CR002150、W001050、V001010、NB0001020、ZR000010

5、050、TA000010050之中的一种或两种以上。4根据权利要求13的任一项所述的高强度钢板，其特征在于，以质量计，还含有MG000010010、CA000010005、REM000010005、Y000010005、HF000010005、RE000010005中的一种或两种以上。5根据权利要求14的任一项所述的高强度钢板，其特征在于，金属组织中的多边形铁素体的面积率为2080。6一种低温韧性优异的高强度钢管，其特征在于，母材为权利要求15的任一项所述的钢板。7一种低温韧性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将含有权利要求14的任一项中所记载的成分的钢坯再加热到950以上，进行热轧制，

6、作为该热轧制的最终工序，进行开始温度为AR360以下、结束温度为AR3以上、压下比为15以上的应变导入轧制，然后进行空冷，从AR3100AR310的温度以10/秒以上的冷却速度加速冷却到采用下述式3求出的BS以下的温度，BS830270C90MN37NI70CR83MO式3，其中，C、MN、NI、CR和MO为各元素的含量质量。8一种低温韧性优异的高强度钢管的制造方法，其特征在于，采用UO工序将用权利要求7所述的方法制造出的钢板成形为管状，从内外面将对接部进行埋弧焊接，然后进行扩管。权利要求书CN101965414ACN101965415A1/12页3低温韧性优异的高强度钢板和钢管以及它们的制造

7、方法技术领域0001本发明涉及特别适合于原油和天然气输送用的管线管输送管线管；LINEPIPE的低温韧性优异的高强度钢板和钢管。背景技术0002近年，为了提高原油和天然气的输送效率，一直在研究管线的内压的高压化。与此相伴，要求管线管用钢管的高强度化。而且，对高强度管线管用钢管还要求韧性、变形性能、抗裂止裂性等。为此，曾提出了以贝氏体、马氏体为主体并生成有微细的铁素体的钢板和钢管。0003例如，参照日本特开2003293078号公报、日本特开2003306749号公报和日本特开2005146407号公报。但是，它们为美国石油协会API标准X100抗拉强度为760MPA以上以上的高强度钢管。000

8、4另一方面，还要求作为干线管线的原材料被实用化了的API标准X70抗拉强度570MPA以上、API标准X80抗拉强度625MPA以上的高强度钢管的高性能化。对此，曾提出了如下方法对具有在贝氏体中生成了微细的铁素体的母材的钢管的焊接热影响区HAZ进行加热处理，来提高变形性能和低温韧性。例如，参照日本特开2004131799号公报。0005这样，曾提出了如下方法以使强度和韧性兼备的以贝氏体、马氏体为主体的钢板和钢管为基础，进而生成铁素体，来提高变形性能等的特性。但是，在最近，对低温韧性的要求变得越来越高，要求在60以下这样的极低的温度下的母材韧性。另外，不仅母材，HAZ的低温韧性也非常重要。发明内

9、容0006为了提高HAZ韧性，控制碳当量CEQ和裂纹敏感性指数PCM，还添加B和MO，提高淬硬性，形成为以贝氏体为主体的微细的金属组织是有效的。但是，其另一方面，使母材中生成铁素体变得困难。特别是，若复合添加B和MO来提高淬硬性，则变得难以引起铁素体相变。特别是，在热轧制刚结束后进行空冷来生成多边形铁素体是极为困难的。0007本发明是鉴于这样的实际情况，使在控制碳当量CEQ和裂纹敏感性指数PCM，进而通过添加B和MO来提高了淬硬性的高强度钢板中生成多边形铁素体的发明。本发明的课题是特别是改善母材的低温韧性，进而提供以该高强度钢板为母材的高强度钢管和它们的制造方法。0008另外，在本发明中，将没

10、有沿轧制方向延伸的且纵横比为4以下的铁素体称为多边形铁素体。在此，纵横比为铁素体晶粒的长度除以宽度而得到的值。0009以往，使同时地添加B和MO，并将淬硬性的指标CEQ和作为焊接性指标的裂纹敏感性指数PCM控制在最佳范围，从而提高了HAZ韧性的高强度钢板的金属组织中生成多边形铁素体较困难。本发明是通过热轧制的条件的最佳化，使具有淬硬性高的成分组成的钢板说明书CN101965414ACN101965415A2/12页4的金属组织成为多边形铁素体和硬质相的复相组织的发明。本发明的要旨如下。00101一种低温韧性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成以质量计，含有C0010008、SI001

11、050、MN0520、S000010005、TI00030030、MO005100、B000030010、O000010008，将P限制在0050以下，将AL限制在0020以下，其余部分由铁和不可避免的杂质组成；采用下述式1求出的CEQ为030053，采用下述式2求出的PCM为010020，金属组织中的多边形铁素体的面积率为2090，其余部分为包含贝氏体、马氏体中的一方或双方的硬质相，0011CEQCMN/6NICU/15CRMOV/5式10012PCMCSI/30MNCUCR/20NI/60MO/15V/105B式20013其中，C、SI、MN、NI、CU、CR、MO、V和B为各元素的含量质

12、量。00142根据上述1所述的低温韧性优异的高强度钢板，其特征在于，以质量计，还含有CU00515、NI00550中的一方或双方。00153根据上述1或2所述的低温韧性优异的高强度钢板，其特征在于，以质量计，还含有CR002150、W001050、V001010、NB0001020、ZR000010050、TA000010050之中的一种或两种以上。00164根据上述13的任一项所述的高强度钢板，其特征在于，以质量计，还含有MG000010010、CA000010005、REM000010005、Y000010005、HF000010005、RE000010005中的一种或两种以上。00175

13、根据上述14的任一项所述的高强度钢板，其特征在于，金属组织中的多边形铁素体的面积率为2080。00186一种低温韧性优异的高强度钢管，其特征在于，母材为上述14的任一项所述的钢板。00197一种低温韧性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将含有上述14的任一项中所记载的成分的钢坯再加热到950以上，进行热轧制，作为该热轧制的最终工序，进行开始温度为AR360以下、结束温度为AR3以上、压下比为15以上的应变导入轧制，其后进行空冷，从AR3100AR310的温度以10/秒以上的冷却速度加速冷却到采用下述式3求出的BS以下的温度，0020BS830270C90MN37NI70CR83MO式30

14、021其中，C、MN、NI、CR和MO为各元素的含量质量。00228一种低温韧性优异的高强度钢管的制造方法，其特征在于，采用UO工序将用上述7所述的方法制造出的钢板成形为管状，从内外面将对接部进行埋弧焊接，然后进行扩管。附图说明0023图1是表示热加工温度和多边形铁素体面积率的关系的图。0024图2是表示水冷却开始温度和多边形铁素体面积率的关系的图。0025图3是表示多边形铁素体面积率与韧性以及强度的关系的图。说明书CN101965414ACN101965415A3/12页5具体实施方式0026要确保提高高强度钢板的韧性特别是在40进而在60这样的极低温度下的韧性，需要晶粒微细化。但是，通过轧

15、制使含有贝氏体、马氏体的金属组织微细化较困难。另外，若生成作为软质的铁素体，则韧性提高。但是已知若在奥氏体和铁素体共存的温度区域进行热轧制，并生成加工铁素体的话，则韧性降低。0027因此，本发明者们指向了如下方法在热轧制结束后，在高温下冷却时使生成多边形铁素体，来提高高强度钢板的低温韧性。但是，对于为了确保HAZ的强度和韧性而提高了淬硬性的高强度钢板来说，难以生成多边形铁素体。0028要生成多边形铁素体，在刚对钢板进行了热轧制之后即在空冷前预先提高未再结晶的奥氏体的位错密度是有效的。本发明者们首先对金属组织为奥氏体且在没有再结晶的温度区域即未再结晶区的轧制的条件进行了研究。0029熔炼下述钢，

16、进行铸造，制造出钢坯，所述钢以质量计，含有C0010008、SI001050、MN0520、S000010005、TI00030030、O000010008，将P限制在0050以下，将AL限制在0020以下，将MO的含量设为005100，将B的含量设为000030010，将作为淬硬性的指标的碳当量CEQ设为030053，并且将作为焊接性的指标的裂纹敏感性指数PCM设为010020。0030接着，从得到的钢坯切制出高度12MM、直径8MM的试件，实施了模拟了热轧制的加工热处理。作为加工热处理，实施将压下比设为15的1次的加工，以相当于空冷的02/秒的冷却速度进行冷却，再以相当于水冷的15/秒的冷

17、却速度进行了加速冷却。另外，为了避免加工铁素体的生成，将加工温度设为冷却时的相变温度AR3以上的温度。冷却时的相变温度AR3根据热膨胀曲线求出。在加工热处理后，测定试件的多边形铁素体的面积率。另外，将没有沿轧制方向延伸且纵横比为14的铁素体作为多边形铁素体。0031开始相当于水冷的15/秒下的加速冷却的温度，设为AR390、AR370、AR340，使施加加工的温度加工温度变化，对生成多边形铁素体的条件进行研究。将结果表示在图1中。图1是将多边形铁素体的面积率相对于加工温度与AR3的差而绘制出的图，“”、“”、“”是将加速冷却的开始温度分别设为AR390、AR370、AR340的结果。如图1所示

18、可知若将热加工的加工温度设为AR360以下，则生成面积率20以上的多边形铁素体。0032此外，使用热轧机，对加速冷却开始温度与多边形铁素体的面积率的关系、以及多边形铁素体的面积率与韧性的关系进行了研究。热轧制，将再加热温度设为1050，轧制道次数设为2033次，在AR3以上结束轧制，空冷之后，进行作为加速冷却的水冷。0033另外，将热轧制的最终工序即从AR360以下到结束的轧制称为应变导入轧制。将从AR360以下到结束的压下比即应变导入轧制的压下比设为15以上，进行空冷之后，从各种温度开始水冷加速冷却。应变导入轧制的道次数设为420次。0034使用光学显微镜测定得到的钢板的多边形铁素体的面积率

19、，进行拉伸试验和落锤试验称为落锤撕裂试验；DROPWEIGHTTEARTEST；DWTT。拉伸特性使用API标准的试件进行评价。DWTT在60进行，求出裂缝的塑性断口率SHEARAREA，称为SA。0035图2中示出了加速冷却的开始温度和多边形铁素体的面积率的关系。根据图2可知若将热轧制后的加速冷却的开始温度设为AR3100AR310，则钢板的多边形铁素说明书CN101965414ACN101965415A4/12页6体的面积率为2090。即，若在热轧制结束后，从AR3以上的温度空冷到AR3100AR310的范围内的温度，则可生成面积率2090的多边形铁素体。0036另外，图3中示出了多边形铁

20、素体的面积率与抗拉强度以及在60的塑性断口率SA的关系。根据图3可知若使多边形铁素体的面积率为20以上，则可得到极为良好的低温韧性。另外，根据图3可知要确保与X70相当的570MPA以上的抗拉强度，需要使多边形铁素体的面积率为90以下。而且，如图3所示，要确保与X80相当的625MPA以上的抗拉强度，优选多边形铁素体的面积率为80以下。0037如以上所述，本发明者们发现要确保多边形铁素体，重要的是在进行热轧制时，通过在未再结晶区域的轧制来导入应变。本发明者们进行了更加详细的研究，得出了以下见解，并完成了本发明。0038在热轧制中，重要的是确保在AR360以下的压下比。因此，需要进行应变导入轧制

21、来作为热轧制的最终工序。应变导入轧制，是热轧制中的AR360以下直到轧制结束的轧制道次，需要至少1次的道次，也可以设为多次的道次。为了通过热轧制之后的空冷生成多边形铁素体，将应变导入轧制的压下比设为15以上。另外，应变导入轧制的压下比为AR360的板厚和轧制结束后的板厚的比。0039轧制后，进行空冷，生成多边形铁素体后，为了通过贝氏体相变来提高强度，以10/秒以上的冷却速度加速冷却。另外，为了确保强度，需要在贝氏体生成温度BS以下停止加速冷却。0040以下，对本发明的钢板进行详细说明。另外，是指质量。0041C0010080042C是提高钢的强度的元素，为了使金属组织中生成含有贝氏体、马氏体中

22、的一方或双方的硬质相，需要添加001以上。另外，在本发明中，为了兼备高强度和高韧性，将C的含量设为008以下。0043SI0010500044SI是脱氧元素，为了得到效果，需要添加001以上。另一方面，若含有超过050的SI，则HAZ的韧性劣化，因此，将上限设为050。0045MN05200046MN为提高淬硬性的元素，为了确保强度和韧性，需要添加05以上。另一方面，若MN的含量超过20，则损害HAZ的韧性。因此，将MN的含量设为05020。0047P0050以下0048P为杂质，若含有超过0050的P，则母材的韧性显著降低。要提高HAZ的韧性，优选将P的含量设为002以下。0049S0000

23、100050050S为杂质，若含有超过0005的S，则生成粗大的硫化物，降低韧性。另外，若使钢板中微细分散TI的氧化物，则析出MNS，产生晶内相变，钢板和HAZ的韧性提高。要得到该效果，需要含有00001以上的S。另外，要提高HAZ的韧性，优选将S含量的上限设为0003。0051AL0020以下0052AL为脱氧剂，但为了抑制夹杂物的生成、提高钢板和HAZ的韧性，需要将上限设为说明书CN101965414ACN101965415A5/12页70020。通过限制AL的含量，可以使有助于晶内相变的TI的氧化物微细分散。为了促进晶内相变的生成，优选将AL含量设为0010以下。更优选的上限是0008。

24、0053TI000300300054TI是生成有助于钢板和HAZ的粒径微细化的TI的氮化物的元素，需要添加0003以上。另一方面，若过剩地含有TI，则产生粗大的夹杂物，损害韧性。因此，将上限设为0030。另外，若使TI的氧化物微细分散，则作为晶内相变的生成核有效地起作用。0055若添加TI时的氧含量多，则生成粗大的TI的氧化物，因此优选在炼钢时，采用SI、MN进行脱氧，使氧含量降低。在这种情况下，AL的氧化物与TI的氧化物相比容易生成，因此，过剩的AL的含有是不优选的。0056B0000300100057B为显著提高淬硬性并且抑制在HAZ中的粗大晶界铁素体的生成的重要元素。要得到该效果，需要添

25、加00003以上的B。另一方面，若过剩地添加B，则生成粗大的BN，特另是使HAZ的韧性降低，因此，将B的上限设为0010。0058MO0051000059MO为特别是通过与B的复合添加来显著提高淬硬性的元素，为了提高强度和韧性，添加005以上。另一方面，MO为高价格的元素，需要将添加量的上限设为100。0060O0000100080061O为杂质，为了避免由夹杂物的生成所导致的韧性的降低，需要将含量的上限设为0008。为了生成有助于晶内相变的TI的氧化物，将铸造时残留在钢中的O含量设为00001以上。0062而且，还可添加CU、NI、CR、W、V、NB、ZR和TA中的一种或两种以上来作为提高强

26、度和韧性的元素。另外，这些元素其含量低于优选的下限的情况下，不会特别地产生不良影响，因此可以视作为杂质。0063CU和NI为不会损害韧性而提高强度的有效的元素，为了得到效果，优选将CU含量和NI含量的下限设为005以上。另一方面，CU含量的上限，为了抑制钢坯的加热时和焊接时的裂纹的发生，优选设为15。NI若过剩地含有则会损害焊接性，因此，优选将上限设为50。0064另外，CU和NI，为了抑制表面损伤的发生，优选是复合地含有。另外，从成本的角度出发，优选将CU以及NI的上限设为10。0065CR、W、V、NB、ZR和TA为生成碳化物、氮化物且通过析出强化提高钢的强度的元素，可以含有其中的一种或两

27、种以上。为了有效地提高强度，优选将CR含量的下限设为002、W含量的下限设为001，V含量的下限设为001，NB含量的下限设为0001，ZR含量和TA含量的下限都设为00001。0066另一方面，若过剩地添加CR、W的一方或两方，则因淬硬性提高而使强度上升，有时损害韧性，因此，优选将CR含量的上限设为150，W含量的上限设为050。另外，若过剩地添加V、NB、ZR、TA的一种或两种以上，则碳化物、氮化物粗大化，有时损害韧性，因此，优选将V含量的上限设为010，NB含量的上限设为020，ZR含量和TA含量的上限都设为0050。0067而且，为了控制夹杂物的形态，谋求韧性的提高，也可添加MG、CA

28、、REM、Y、HF和RE说明书CN101965414ACN101965415A6/12页8中的一种或两种以上。另外，这些元素在其含量低于优选的下限的情况下，也不会特别地产生不良影响，因此，可以视作为杂质。0068MG是对氧化物的微细化、硫化物的形态抑制呈现出效果的元素。特别是，微细的MG的氧化物作为晶内相变的生成核起作用，另外，作为钉扎粒子抑制粒径的粗大化。为了得到这些效果，优选添加00001以上的MG。另一方面，若添加超过0010的量的MG，则生成粗大的氧化物，降低HAZ的韧性，因此，优选将MG含量的上限设为0010。0069CA和REM是对硫化物的形态控制有用，生成硫化物以抑制沿轧制方向伸

29、长了的MNS的生成，改善钢材的板厚方向的特性特别是改善耐层状撕裂性的元素。为了得到该效果，优选将CA含量和REM含量的下限都设为00001。另一方面，若CA、REM的一方或双方其含量超过0005，则氧化物增加，微细的含TI的氧化物减少，有时阻碍晶内相变的生成，因此，优选设为0005以下。0070Y、HF和RE也为呈现出与CA和REM同样的效果的元素，若过剩地添加，则有时会阻碍晶内相变的生成。因此，Y、HF和RE的含量的优选范围为000010005。0071此外，在本发明中，特别是为了确保HAZ的淬硬性并提高韧性，将根据C、MN、NI、CU、CR、MO和V的含量质量计算出的下述式1的碳当量CEQ

30、设为030053。已知碳当量CEQ与焊接区的最高硬度具有相关性，是成为淬硬性和焊接性的指标的值。0072CEQCMN/6NICU/15CRMOV/5式10073另外，为了确保钢板和HAZ的低温韧性，将根据C、SI、MN、CU、CR、NI、MO、V和B的含量质量计算出的下述式2的裂纹敏感性指数PCM设为010020。裂纹敏感性指数PCM作为可推测焊接时的低温裂纹的敏感性的系数已为公众所知，是成为淬硬性和焊接性的指标的值。0074PCMCSI/30MNCUCR/20NI/60MO/15V/105B式20075另外，在作为选择性地含有的元素的NI、CU、CR、V低于上述优选的下限的情况下，为杂质，因

31、此，在上述式1和式2中，按0来进行计算。0076钢板的金属组织，定为含有多边形铁素体和硬质相的复合组织。多边形铁素体为在热轧制后的空冷时在比较高的温度下生成的铁素体。多边形铁素体可区分为纵横比为14且被轧制而延伸了的加工铁素体、和在加速冷却时在比较低的温度生成且粒成长不充分的微细铁素体。0077另外，硬质相为含有贝氏体、马氏体中的一方或双方的组织。在钢板的光学显微组织中，作为除了多边形铁素体和贝氏体以及马氏体之外的其余部分，有时含有残余奥氏体、MA。0078多边形铁素体的面积率设为20以上。具有如上述那样提高了淬硬性的成分组成的钢板，通过生成多边形铁素体，并且使其余部分为贝氏体和马氏体的硬质相

32、，强度和韧性的平衡变得良好。特别是通过将多边形铁素体的面积率设为20以上，如图3所示，低温韧性显著提高，在60的DWTT的结果，能够使SA为85以上。0079另一方面，为了确保强度，需要将多边形铁素体的面积率设为90以下。如图3所示，通过将多边形铁素体的面积率设为90以下，可以确保相当于X70以上的抗拉强度。此外，要提高强度、确保相当于X80以上的抗拉强度，优选将多边形铁素体的面积率设为80以下。说明书CN101965414ACN101965415A7/12页90080另外，除了多边形铁素体以外的其余部分为含有贝氏体、马氏体中的一方或双方的硬质相。由于多边形铁素体的面积率为2090，因此硬质相

33、的面积率为1080。另一方面，例如，若轧制结束温度低于AR3，生成纵横比超过4的加工铁素体，则韧性降低。0081在本发明中，所谓多边形铁素体，在光学显微组织中，作为如下块状组织被观察到，所述块状组织为在晶内不含粗大的渗碳体和MA等的析出物，纵横比为14，带有白色的圆的组织。在此，纵横比是铁素体晶粒的长度除以宽度得到的值。0082另外，贝氏体定义为在板条或块状的铁素体之间析出了碳化物的组织或在板条内析出了碳化物的组织。而且，马氏体为在板条之间或板条内没有析出碳化物的组织。残余奥氏体为在高温下生成的奥氏体未相变而残留下来的奥氏体。0083接着，对用于得到本发明的钢板的制造方法进行说明。0084上述

34、的成分是为了提高HAZ的韧性而提高了淬硬性的成分，为了提高钢板的低温韧性，需要控制热轧制的条件来生成铁素体。特别是根据本发明，如板厚为20MM以上的钢板那样，即使在难以提高在热轧制工序中的压下比的情况下，通过确保在比较低的温度的压下比，也能够生成铁素体。0085首先，在炼钢工序中熔炼了钢之后，进行铸造，制成钢坯。钢的熔炼和铸造采用常规方法进行即可，但从生产率的角度出发，优选是连铸。钢坯为了进行热轧制而被再加热。0086热轧制时的再加热温度设为950以上。这是为了在钢的组织变为奥氏体单相的温度即在奥氏体区域进行热轧制，使母材钢板的晶体粒径微细。虽然没有规定上限，但为了有效抑制晶体粒径的粗大化，优

35、选将再加热温度设为1250以下。另外，为了提高多边形铁素体的面积率，优选将再加热温度的上限设为1050以下。0087被再加热了的钢坯，一边控制温度和压下比，一边实施多次的道次热轧制，结束后空冷，并进行加速冷却。另外，热轧制需要在母材的组织为奥氏体单相的AR3温度以上结束。这是因为若在低于AR3的温度进行热轧制，则生成加工铁素体，韧性降低。0088在本发明中，进行应变导入轧制来作为热轧制的最终工序，这极为重要。这是为了在轧制结束后，向未再结晶奥氏体大量导入成为多边形铁素体的生成位点的应变。应变导入轧制定义为从AR360以下到轧制结束的轧制道次。应变导入轧制的开始温度为在AR360以下的最初的道次

36、的温度。应变导入轧制的开始温度优选是作为更低温度的AR340以下的温度。0089为了在热轧制后的空冷时生成多边形铁素体，应变导入轧制的压下比设为15以上。在本发明中，所谓应变导入轧制的压下比是在AR360下的板厚或在应变导入轧制的开始温度下的板厚除以热轧制结束后的板厚而得到的比值。虽然没有规定压下比的上限，但考虑到轧制前的钢坯的板厚和轧制后的母材钢板的板厚，通常为120以下。为了增加提高了淬硬性的成分组成的钢板的多边形铁素体的面积率，优选将应变导入轧制的压下比设为20以上。0090另外，也可在应变导入轧制之前进行再结晶轧制、未再结晶轧制。再结晶轧制是在超过900的再结晶区域的轧制，未再结晶轧制

37、是在900以下的未再结晶区域的轧制。再结晶轧制也可以在从加热炉抽出钢坯之后立即开始，因此，对开始温度没有特别规定。为了使钢板的有效晶体粒径微细化，优选将再结晶轧制的压下比设为20以上。0091进而，在轧制结束后空冷，并实施加速冷却。为了生成面积率为2090的多边说明书CN101965414ACN101965415A8/12页10形铁素体，需要进行空冷直到低于AR3的温度。因此，需要在AR3100AR310的范围内的温度开始加速冷却。另外，为了抑制珠光体和/或渗碳体的生成、确保抗拉强度和韧性，需要将加速冷却的冷却速度设为10/秒以上。0092加速冷却，为了抑制珠光体和/或渗碳体的生成，使生成含有

38、贝氏体、马氏体中的一方或双方的硬质相，需要将停止温度设为式3的BS以下。另外，已知BS为贝氏体相变开始温度，采用式3根据C、MN、NI、CR、MO的含量求出。如果加速冷却到BS以下的温度，则能够生成贝氏体。0093BS830270C90MN37NI70CR83MO式30094水冷停止温度的下限没有规定，可以水冷到室温，但考虑到生产率和氢缺陷，优选设为150以上。实施例0095熔炼具有表1中所示的成分组成的钢，制成具有240MM厚度的钢坯。对这些钢坯在表2中所示的条件下进行热轧制，冷却，制造出钢板。各钢种的AR3，由熔炼出的钢坯切制出高度12MM、直径8MM的试件，实施模拟热轧制的加工热处理之后

39、，通过热膨胀测定而求出。说明书CN101965414ACN101965415A9/12页110096说明书CN101965414ACN101965415A10/12页1200970098通过光学显微镜观察钢板的板厚中央部的显微组织，测定多边形铁素体和作为其余部分的贝氏体和马氏体的面积率。而且，根据API、5L3、ASTM、E436标准，从钢板上制作说明书CN101965414ACN101965415A11/12页13了以板横向宽度方向为纵向，将缺口设置成与板厚方向平行的冲压缺口试件。DWTT在60进行，求出SA。拉伸特性使用API标准的试件进行评价。将结果表示在表3中。0099表3010001

40、01表中的下划线表示在本发明的范围以外。0102制造NO13、6、7、10、12、14、1619为本发明例，纵横比为14的多边形铁素体其面积率为2090。它们为满足X70以上、甚至满足X80以上的强度、且在DWTT下的SA为85以上的低温韧性优异的钢板。0103采用UO工序将这些钢板制造成管，从内外面将对接部埋弧焊接，进行扩管，制造出钢管。这些钢管的组织与钢板相同，强度比钢板高2030MPA，低温韧性与钢板同等。0104另一方面，制造NO4为加速冷却的开始温度低，铁素体的面积率增加，强度降低了的例子。另外，制造NO5为加速冷却的冷却速度慢，得不到用于确保强度的硬质相，强度降低了的例子。制造NO

41、8为轧制结束温度低于AR3，因此生成纵横比超过4的加工铁素体，多边形铁素体减少，低温韧性降低了的例子。0105另外，在制造NO8中，除了多边形铁素体和硬质相以外的其余部分为纵横比超过4的铁素体。0106制造NO9、13、15是加速冷却的开始温度高的例子，制造NO11是应变导入轧制的压下比低，铁素体的生成变得不充分，韧性降低了的例子。0107另外，制造NO2022为化学成分在本发明的范围以外的比较例。制造NO20由于说明书CN101965414ACN101965415A12/12页14B含量少，制造NO22由于没有添加MO，因此是即使在本发明的制造条件下多边形铁素体也增加，强度降低了的例子。制造

42、NO21是MO含量多，即使在本发明的制造条件下多边形铁素体的面积率也低，韧性降低了的例子。0108产业上的利用可能性0109根据本发明，在具有控制碳当量CEQ和裂纹敏感性指数PCM，进而添加B和MO来提高了淬硬性的成分组成的高强度钢板的金属组织中，可生成多边形铁素体。由此，可提供提高强度和HAZ韧性并且低温韧性也极为优异，金属组织包含多边形铁素体和硬质相的高强度钢板、以该高强度钢板为母材的高强度钢管以及它们的制造方法，在产业上的贡献极为显著。0110本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。说明书CN101965414ACN101965415A1/2页15图1图2说明书附图CN101965414ACN101965415A2/2页16图3说明书附图CN101965414A