低温韧性优异的高强度钢板和钢管以及它们的制造方法 技术领域 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 ； line pipe) 的低温韧性优异的高强度钢板和钢管。
背景技术 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。
例如， 参照日本特开 2003-293078 号公报、 日本特开 2003-306749 号公报和日本特 开 2005-146407 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。
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 2004-131799 号公 报。
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。
发明内容
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。
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。
另外， 在本发明中， 将没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。
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。
(1) 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 C ： 0.010 ～ 0.08％、 Si ： 0.01 ～ 0.50％、 Mn ： 0.5 ～ 2.0％、 S： 0.0001 ～ 0.005％、 Ti ： 0.003 ～ 0.030％、 Mo ： 0.05 ～ 1.00％、 B： 0.0003 ～ 0.010％、 O： 0.0001 ～ 0.008％， 将 P 限制在 0.050％以下， 将 Al 限制在 0.020％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 0.30 ～ 0.53， 采用下述式 2 求出的 Pcm 为 0.10 ～ 0.20， 金属 组织中的多边形铁素体的面积率为 20 ～ 90％， 其余部分为包含贝氏体、 马氏体中的一方或 双方的硬质相，
Ceq ＝ C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ····式 1
Pcm ＝ C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ····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 Cu ： 0.05 ～ 1.5％、 Ni ： 0.05 ～ 5.0％中的一方或双方。
(3) 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 Cr ： 0.02 ～ 1.50 ％、 W： 0.01 ～ 0.50 ％、 V： 0.01 ～ 0.10 ％、 Nb ： 0.001 ～ 0.20％、 Zr ： 0.0001 ～ 0.050％、 Ta ： 0.0001 ～ 0.050％之中的一种或两种以上。 (4) 根据上述 (1) ～ (3) 的任一项所述的高强度钢板， 其特征在于， 以质量％计， 还 含有 Mg ： 0.0001 ～ 0.010％、 Ca ： 0.0001 ～ 0.005％、 REM ： 0.0001 ～ 0.005％、 Y： 0.0001 ～ 0.005％、 Hf ： 0.0001 ～ 0.005％、 Re ： 0.0001 ～ 0.005％中的一种或两种以上。
(5) 根据上述 (1) ～ (4) 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 20 ～ 80％。
(6) 一种低温韧性优异的高强度钢管， 其特征在于， 母材为上述 (1) ～ (4) 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， 将含有上述 (1) ～ (4) 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 Ar3+60℃以下、 结束温度为 Ar3 以上、 压下比为 1.5 以上的应变导 入轧制， 其后进行空冷， 从 Ar3-100℃～ Ar3-10℃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，
Bs(℃ ) ＝ 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo ····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 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
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。 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。 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。具体实施方式
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。
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。
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 γ 区的轧制的条件进行了研究。
熔炼下述钢， 进行铸造， 制造出钢坯， 所述钢以质量％计， 含有 C ： 0.010 ～ 0.08％、 Si ： 0.01 ～ 0.50 ％、 Mn ： 0.5 ～ 2.0 ％、 S： 0.0001 ～ 0.005 ％、 Ti ： 0.003 ～ 0.030 ％、 O： 0.0001 ～ 0.008％， 将 P 限制在 0.050％以下， 将 Al 限制在 0.020％以下， 将 Mo 的含量设为 0.05 ～ 1.00％， 将 B 的含量设为 0.0003 ～ 0.010％， 将作为淬硬性的指标的碳当量 Ceq 设 为 0.30 ～ 0.53， 并且将作为焊接性的指标的裂纹敏感性指数 Pcm 设为 0.10 ～ 0.20。
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 1.5 的 1 次的加工， 以相当于空冷的 0.2℃ / 秒的冷却速度进行冷却， 再以相当于水冷的 15℃ / 秒的冷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 1 ～ 4 的铁素体作为多边形铁素体。
开始相当于水冷的 15 ℃ / 秒下的加速冷却的温度， 设为 Ar3-90 ℃、 Ar3-70 ℃、 Ar3-40℃， 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 Ar3-90℃、 Ar3-70℃、 Ar3-40℃的 结果。如图 1 所示可知 ： 若将热加工的加工温度设为 Ar3+60℃以下， 则生成面积率 20％以 上的多边形铁素体。
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 20 ～ 33 次， 在 Ar3 以上结束轧制， 空冷之后， 进行作为加速冷却的水冷。
另外， 将热轧制的最终工序即从 Ar3+60℃以下到结束的轧制称为应变导入轧制。 将从 Ar3+60℃以下到结束的压下比即应变导入轧制的压下比设为 1.5 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 4 ～ 20 次。
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， 进行拉伸试验和落锤 试验 ( 称为落锤撕裂试验 ； Drop Weight Tear Test ； 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 (Shear Area， 称为 SA。)。
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 Ar3-100℃～ Ar3-10℃， 则钢板的多边形铁素体的面积率为 20 ～ 90％。即， 若在热轧制结束后， 从 Ar3 以上的温度空冷到 Ar3-100℃～ Ar3-10℃的范围内的温度， 则可生成面积率 20 ～ 90％的多边形铁素体。
另外， 图 3 中示出了多边形铁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。
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。
在热轧制中， 重要的是确保在 Ar3+60℃以下的压下比。因此， 需要进行应变导入 轧制来作为热轧制的最终工序。应变导入轧制， 是热轧制中的 Ar3+60℃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 1.5 以上。另外， 应变导入轧制的压下比为 Ar3+60℃的板厚和轧制结束后的板厚的比。 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。
以下， 对本发明的钢板进行详细说明。另外，％是指质量％。
C： 0.01 ～ 0.08％
C 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、 马氏体中的一方或 双方的硬质相， 需要添加 0.01％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 0.08％以下。
Si ： 0.01 ～ 0.50％
Si 是脱氧元素， 为了得到效果， 需要添加 0.01 ％以上。另一方面， 若含有超过 0.50％的 Si， 则 HAZ 的韧性劣化， 因此， 将上限设为 0.50％。
Mn ： 0.5 ～ 2.0％
Mn 为提高淬硬性的元素， 为了确保强度和韧性， 需要添加 0.5％以上。另一方面， 若 Mn 的含量超过 2.0％， 则损害 HAZ 的韧性。因此， 将 Mn 的含量设为 0.50 ～ 2.0％。
P： 0.050％以下
P 为杂质， 若含有超过 0.050％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 0.02％以下。
S： 0.0001 ～ 0.005％
S 为杂质， 若含有超过 0.005％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 0.0001％以上的 S。另外， 要提高 HAZ 的韧性， 优选将 S 含量的上限设为 0.003％。
Al ： 0.020％以下
Al 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
0.020％。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 0.010％以下。更优选的上限是 0.008％。
Ti ： 0.003 ～ 0.030％
Ti 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 0.003％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 0.030％。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。
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。
B： 0.0003 ～ 0.010％
B 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， 需要添加 0.0003％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 0.010％。
Mo ： 0.05 ～ 1.00％
Mo 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 0.05％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 1.00％。 O： 0.0001 ～ 0.008％
O 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 0.008％。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 0.0001％以上。
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 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。
Cu 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 0.05％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 1.5％。Ni 若过剩地含有则会损害焊接性， 因此， 优选将上限 设为 5.0％。
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 1.0％。
Cr、 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种以上。为了有效地提高强度， 优选 ： 将 Cr 含量的下限设为 0.02％、 W 含量的下限设为 0.01％， V 含量的下限设为 0.01％， Nb 含量的下限设为 0.001％， Zr 含量和 Ta 含量的下限都设为 0.0001％。
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 1.50％， W 含量的上限设为 0.50％。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 0.10％， Nb 含量的上限设为 0.20％， Zr 含量和 Ta 含量的上 限都设为 0.050％。
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、 REM、 Y、 Hf 和 Re
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。
Mg 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 0.0001％以上的 Mg。另一方面， 若添加超过 0.010％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 0.010％。
Ca 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 0.0001％。另一方面， 若 Ca、 REM 的一方或双 方其含量超过 0.005％， 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 0.005％以下。
Y、 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 0.0001 ～ 0.005％。
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 设为 0.30 ～ 0.53。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。 Ceq ＝ C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ····式 1
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 0.10 ～ 0.20。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。
Pcm ＝ C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B ····式 2
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， 因此， 在上述式 1 和式 2 中， 按 0 来进行计算。
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 1 ～ 4 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。
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。
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， 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。
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。
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 20 ～ 90％， 因此硬质相的面积率为 10 ～ 80％。 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。
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 1 ～ 4， 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。
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。
接着， 对用于得到本发明的钢板的制造方法进行说明。
上述的成分是为了提高 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。
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。
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。
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。
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 Ar3+60℃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 Ar3+60℃以下的最初的道次的温度。应变导入轧制的开始温度优选是作为更低温度的 Ar3+40℃以下的温度。
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 1.5 以 上。在本发明中， 所谓应变导入轧制的压下比是在 Ar3+60℃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 12.0 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 2.0 以上。
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 2.0 以上。
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 20 ～ 90％的多边形铁素体， 需要进行空冷直到低于 Ar3 的温度。 因此， 需要在 Ar3-100℃～ Ar3-10℃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。
加速冷却， 为了抑制珠光体和 / 或渗碳体的生成， 使生成含有贝氏体、 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。
Bs(℃ ) ＝ 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo ····式 3
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
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， 通过热膨胀测定而求出。
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
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。
表3
表中的下划线表示在本发明的范围以外。
制造 No.1 ～ 3、 6、 7、 10、 12、 14、 16 ～ 19 为本发明例， 纵横比为 1 ～ 4 的多边形铁 素体其面积率为 20 ～ 90％。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。
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 20 ～ 30MPa， 低温韧性与钢板同等。
另一方面， 制造 No.4 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 No.5 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.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。
另外， 在制造 No.8 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。
制造 No.9、 13、 15 是加速冷却的开始温度高的例子， 制造 No.11 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。
另外， 制造 No20 ～ 22 为化学成分在本发明的范围以外的比较例。制造 No20 由于
13＊101965414 A CN 101965415说明书12/12 页B 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 No.21 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。
产业上的利用可能性
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。
本发明中表示数值范围的 “以上” 和 “以下” 均包括本数。