專利名稱：：低溫韌性優(yōu)良的厚壁高強度熱軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及適合用作輸送原油、天然氣等的管道鋼管、和用作要求高韌性的高強itEfeISi^fiIiW(highstrengthelectricresistanceweldedsteelpipe)旋鋼管(highstrengthspiralsteelpipe)的原材料的厚壁高強度熱軋鋼板及其制造方法，特別涉及低溫韌性(low-temperaturetoughness)的提高。需要說明的是，“鋼板(steelsheet)”包括鋼板(steelplate)和鋼帶(steelstrip)。另外，在此所謂的“高強度熱軋鋼板”，是指具有拉伸強度TS為510MPa以上的高強度的熱軋鋼板，另外，“厚壁”鋼板是板厚Ilmm以上的鋼板、以及板厚超過22mm的極厚高強度熱軋鋼板。
背景技術(shù)：
：近年來，由于石油危機(oilcrisis)以來原油價格的快速上漲及對能源(sourceofenergy)的多樣化的要求等，在北海、加拿大、阿拉斯加等極寒地區(qū)(verycoldland)正活躍地進行石油、天然氣的開采以及管道的鋪設(shè)(pipelineconstruction)。另外，對于曾經(jīng)放棄開發(fā)的腐蝕性強的含硫氣田(sourgasfield)等的開發(fā)也正盛行。另外，就管道而言，為了提高天然氣和石油的輸送效率，有以大直徑進行高壓操作的趨勢。為了耐受管道的高壓操作(highpressureoperation)，輸送管(transportpipe)(管道鋼管)需要為厚壁的鋼管，因而使用以厚鋼板為原材料的UOE鋼管。但是，最近，由于強烈要求管道鋼管的施工成本進一步降低和UOE鋼管的供給能力不足等，對鋼管的材料成本降低的要求也增強，作為輸送管，代替以厚鋼板作為原材料的UOE鋼管，開始使用以生產(chǎn)率高且更廉價的卷形狀的熱軋鋼板(熱軋鋼帶)作為原材料的高強度電阻焊鋼管或高強度螺旋鋼管。這些高強度鋼管，從防止管道鋼管的破裂(bust-up)的觀點出發(fā)，要求保持優(yōu)良的低溫韌性。為了制造這種兼具高強度和高韌性的鋼管，作為鋼管原材料的鋼板，實現(xiàn)了由利用熱軋后的加速冷卻(acceleratedcooling)的相變強化(transformationstrengthening)、利用Nb、V、Ti等合金元素的析出物(precipitate)的析出強化(precipitationstrengthening)等而產(chǎn)生的高強度化；和由利用控制軋制(controlledrolling)等的組織微細化等產(chǎn)生的高韌性化。另外，用于輸送含有硫化氫(hydrogensulfide)的原油和天然氣的管道鋼管，除了高強度、高韌性等特性之外，還要求抗氫致開裂性(hydrogeninducedcrackingresistance)(而才HIC性)、而才應(yīng)力腐蝕開裂性(stresscorrosioncrackingresistance)等所謂的耐酸氣性(sourgasresistance)也優(yōu)良。對于這樣的要求，例如專利文獻1中提出了一種韌性優(yōu)良的低屈服比高強度熱軋鋼板(lowyieldratioandhighstrengthhotrolledsteelsheet)的制造方法，其中，將含有C低于0.0050.030%、B0.00020.0100%、以滿足(Ti+Nb/2)/C為4以上的方式含有選自Ti0.20%以下和Nb0.25%以下中的一種或二種、還含有適當(dāng)量的Si、Mn、P、S、Al、N的鋼進行熱軋后，以520°C/秒的冷卻速度冷卻，在超過550°C700°C的溫度范圍內(nèi)進行卷取，組織由鐵素體(ferrite)和/或貝氏體鐵素體(bainiticferrite)構(gòu)成，并且晶粒內(nèi)的固溶C量(amountofsolidsolutioncarbon)為1.0—4.Oppm0在專利文獻1記載的技術(shù)中，能夠得到在沒有引起厚度方向、長度方向的材質(zhì)的不均勻的情況下而韌性、焊接性(weldability)、耐酸氣性優(yōu)良、并且具有低屈服比的高強度熱軋鋼板。但是，專利文獻1記載的技術(shù)中，由于晶粒內(nèi)的固溶C量為1.04.Oppm,因此存在如下問題通過環(huán)形焊接(girthweld)時的供熱，容易引起晶粒生長，焊接熱影響部(weldedheataffectedzone)成為粗大粒子，從而容易引起環(huán)形焊接部的焊接熱影響部的韌性降低。另外，在專利文獻2中提出了一種抗氫致開裂性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其中，將以滿足碳當(dāng)量0.40以下、Ca/0:1.52.0的方式含有C:0.010.12%,Si0.5%以下、Mn:0.51.8%、Ti:0.0100.030%、Nb:0.010.05%、Ca:0.00050.0050%的鋼片在Ar3+100°C以上結(jié)束熱軋，進行空冷120秒，然后，從Ar3點以上的溫度開始冷卻，在20秒以內(nèi)冷卻至550650°C，之后在450500°C下卷取。在專利文獻2記載的技術(shù)中，可以制造具有抗氫致開裂性的API規(guī)格的X60X70級的管道鋼管用鋼板。但是，在專利文獻2記載的技術(shù)中，在為板厚較厚的鋼板時，不能確保所期望的冷卻時間，從而存在為了確保所期望的特性而需要冷卻能力的進一步提高的問題。另外，雖然為厚鋼板，但在專利文獻3中提出了一種抗氫致開裂性優(yōu)良的高強度管道鋼管管用鋼板的制造方法，其中，對含有C0.030.06%、Si0.010.5%、Mn0.81.5%,S0.0015%以下、Al:0.08%以下、Ca:0.0010.005%,0:0.0030%以下、并且以滿足特定關(guān)系的方式含有Ca、S、0的鋼進行加熱，以5°C/秒以上的冷卻速度從Ar3相變點以上的溫度進行加速冷卻至400600°C，之后立即以0.5°C/秒以上的升溫速度再加熱至鋼板表面溫度為600°C以上、板厚中心部溫度為550700°C，時再加熱結(jié)束時的鋼板表面與板厚中心部的溫度差為20°C以上。在專利文獻3記載的技術(shù)中，得到金屬組織中的第2相的百分率為3%以下、表層與板厚中心部的硬度差以維氏硬度(Vickershardness)計為40點以內(nèi)的鋼板，成為抗氫致開裂性優(yōu)良的厚鋼板。但是，在專利文獻3記載的技術(shù)中，存在如下問題需要再加熱工序而使制造工序變復(fù)雜，并且需要再加熱設(shè)備等的進一步配設(shè)。另外，雖然為厚鋼板，但在專利文獻4提出了一種在表里面上具有粗粒鐵素體層(coarse-grainedferritelayer)鋼材的制造方法，其中，將含有C:0.010.3%、Si0.6%以下、Mn0.22.0%、P、S、Al:0.06%以下、Ti:0.0050.035%,N:0.0010.006%的鋼坯進行熱軋，在之后的冷卻過程的ACl-50°C以下的溫度下，以累計軋制率(cumulativerollingreduction)計進行2%以上的軋制，然后，加熱至超過Ac1且低于Ac3的溫度，進行室溫冷卻。在專利文獻4記載的技術(shù)中，對提高鋼材的SCC敏感性(stresscorrosioncrackingsensibility)、耐候性、耐腐蝕性、進而抑制在冷加工后的材質(zhì)劣化等有助。但是，在專利文獻4記載的技術(shù)中，存在如下問題需要再加熱工序而使制造工序變復(fù)雜，并且需要再加熱設(shè)備等的進一步配設(shè)。另外，最近，在極寒冷地區(qū)用的鋼管中從防止管道的爆炸破裂的觀點出發(fā)，多數(shù)要求破裂韌性、特別是CTOD特性(裂尖張開位移特性，cracktipopeningdisplacementcharacteristics)>DWTT#f§(^:!^,dropweightteartestcharacteristics)itE^0對于這樣的要求，例如在專利文獻5中記載了一種高強度電阻焊鋼管用熱軋鋼板的制造方法，其中，對含有適當(dāng)量的C、Si、Mn、N、進而在Μη/Si滿足58的范圍內(nèi)含有Si、Mn、還含有Nb:0.010.的鋼片加熱后，在1100°C以上進行的最初軋制的軋制率為1530%、100(rC以上的總軋制率為60%以上、最精軋制的軋制率為1530%的條件下進行粗軋(roughrolling)，然后，暫時以5°C/秒以上的冷卻速度將表層部的溫度冷卻至Ar1點以下，由于復(fù)熱或強制過熱而在表層部的溫度達到(Ac3-40°C)(Ac3+40°C)的時間點，開始精軋(finishrolling)，在950°C以下的總軋制率為60%以上、軋制結(jié)束溫度為Ar3點以上的條件下結(jié)束精軋，在精軋結(jié)束后2秒以內(nèi)開始冷卻，以10°C/秒以上的速度冷卻至600°C以下，在600350°C的溫度范圍內(nèi)進行卷取。通過專利文獻5中記載的技術(shù)制造的鋼板，能夠制造沒有添加高價的合金元素、另外無需對鋼管整體進行熱處理而使鋼板表層的組織微細化、低溫韌性、特別是DWTT特性優(yōu)良的高強度電阻焊鋼管。但是，專利文獻5記載的技術(shù)中，在為板厚較厚的鋼板時，不能確保所期望的冷卻速度，從而存在為了確保所期望的特性而需要冷卻能力的進一步提高的問題。另外，專利文獻6中記載了一種低溫韌性以及焊接性優(yōu)良的高強度電阻焊管用熱軋鋼帶的制造方法，其中，對含有適當(dāng)量的C、Si、Mn、Al、N、還含有Nb:0.0010.1%、V:0.0010.l%,Ti:0.0010.1%、含有Cu,Ni,Mo中的一種或二種以上、Pcm值為0.17以下的鋼坯進行加熱，然后，在表面溫度為(Ar3-50°C)以上的條件下結(jié)束精軋，在軋制后立即冷卻，在700°C以下的溫度下卷取，緩慢冷卻。但是，最近，對于高強度電阻焊鋼管用鋼板要求低溫韌性、特別是CTOD特性、DWTT特性的進一步提高。在專利文獻6記載的技術(shù)中，存在如下問題低溫韌性不充分，不能具備充分滿足所要求的CTOD特性、DWTT特性這樣的優(yōu)良的低溫韌性。特別是在板厚超過22mm的極厚熱軋鋼板時，板厚中心部與表層部相比，具有冷卻更慢、板厚中心部的結(jié)晶粒徑容易粗大化的傾向，存在難以使低溫韌性進一步提高的問題。專利文獻1日本特開平08-319538號公報專利文獻2日本特開平09-296216號公報專利文獻3日本特開2008-056962號公報專利文獻4日本特開2001-240936號公報專利文獻5日本特開2001-207220號公報專利文獻6日本特開2004-315957號公報
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的第一發(fā)明，為了解決上述現(xiàn)有技術(shù)的問題，其目的在于提供一種厚壁高強度熱軋鋼板及其制造方法，其中，該熱軋鋼板優(yōu)選用作不需要添加大量的合金元素、兼具有高強度和優(yōu)良的延展性、強度/延展性平衡優(yōu)良、進而具有優(yōu)良的低溫韌性、特別是優(yōu)良的CTOD特性、DffTT特性的高強度電阻焊鋼管或高強度螺旋鋼管。需要說明的是，第一發(fā)明中所謂的“高強度熱軋鋼板”是指具有拉伸強度TS為510MPa以上的高強度的熱軋鋼板，另外，“厚”鋼板是指板厚Ilmm以上的鋼板。另外，第一發(fā)明中所謂的“優(yōu)良的CTOD特性”是指，基于ASTME1290的規(guī)定，在試驗溫度為-10°C下實施的CTOD試驗中的裂尖張開位移量CTOD值為0.30mm以上的情況。另外，第一發(fā)明中所謂的“優(yōu)良的DWTT特性”是指，在基于ASTME436的規(guī)定進行的DWTT試驗中延展性破碎率達到85%的最低溫度(DWTT溫度)為_35°C以下的情況。另外，第一發(fā)明中所謂的“強度/延展性平衡優(yōu)良”是指TSXEl為18000MPa%以上的情況。需要說明的是，伸長率El(%)使用基于ASTME8的規(guī)定利用板狀試驗片(平行部寬帶12.5mm、標(biāo)點間距離GL:50mm)進行試驗時的值。另外，本發(fā)明的第二發(fā)明，其目的在于提供極厚壁高強度熱軋鋼板及其制造方法，其中，該熱軋鋼板優(yōu)選用作具有超過22mm的板厚、具有拉伸強度530MPa以上的高強度、和優(yōu)良的低溫韌性、特別是優(yōu)良的CTOD特性、DWTT特性的X70X80級的高強度電阻焊鋼管或高強度螺旋鋼管。另外，第二發(fā)明中所謂的“優(yōu)良的CTOD特性”是指，基于ASTME1290的規(guī)定，在試驗溫度為-10°C下實施的CTOD試驗中的裂尖張開位移量CTOD值為0.30mm以上的情況。另外，第二發(fā)明的“優(yōu)良的低溫韌性”是指，在基于ASTME436的規(guī)定進行的DWTT試驗中延展性破碎率達到85%的最低溫度(DWTT)為-30°C以下的情況。另外，本發(fā)明的第三發(fā)明，其目的在于提供一種厚壁高強度熱軋鋼板及其制造方法，其中，該熱軋鋼板優(yōu)選用作兼具有TS為560MPa以上的高強度、和優(yōu)良的低溫韌性、特別是優(yōu)良的CTOD特性、DffTT特性的、X70X80級的高強度電阻焊鋼管或高強度螺旋鋼管。另外，第三發(fā)明中所謂的“優(yōu)良的CTOD特性”是指，基于ASTME1290的規(guī)定，在試驗溫度為-10°C下實施的CTOD試驗中的裂尖張開位移量CTOD值為0.30mm以上的情況。需要說明的是，本發(fā)明的第三發(fā)明的TS為560MPa以上的高強度時的“優(yōu)良的DWTT特性”是指，在基于ASTME436的規(guī)定進行的DWTT試驗中延展性破碎率達到85%的最低溫度(DWTT溫度)為-50°C以下的情況。本發(fā)明人為了實現(xiàn)上述目的，基于由基礎(chǔ)實驗得到的見解，進一步追加研究，從而完成了本發(fā)明。S卩，本發(fā)明的主旨如下。發(fā)明(1)一種高強度熱軋鋼板，其具有如下組成和組織所述組成，以質(zhì)量％計，含有C0.020.08%、Si:0.010.50%、Mn:0.51.8%、P0.025%以下、S0.005%以下、Al:0.0050.10%,Nb:0.010.10%禾ΠTi0.0010.05%，并且以滿足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述組織，沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織的主相為鐵素體相、回火馬氏體、或者鐵素體相與回火馬氏體的混合組織中的任意一種，另外，板厚中央位置處的組織的主相為鐵素體相，并且沿板厚方向距表面Imm的位置處的第二相的組織百分率與板厚中央位置處的第二相的組織百分率之差ΔΥ為2%以下，所述組織百分率的單位為體積％，(Ti+(Nb/2))/C<4...(1)式中，Ti、Nb、C為各元素的含量，單位為質(zhì)量％。發(fā)明O)如上述發(fā)明(1)所述的高強度熱軋鋼板，其具有如下組織沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織是以鐵素體相為主相的組織，沿板厚方向距表面Imm的位置處的所述鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑與板厚中央位置處的所述鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑之差A(yù)D為2μπι以下。發(fā)明(3)如上述發(fā)明(所述的高強度熱軋鋼板，其中，板厚中央位置處的所述鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑為5μπι以下，第二相的組織百分率為2%以下，其單位為體積％，并且板厚超過22mm。發(fā)明如上述發(fā)明(1)所述的高強度熱軋鋼板，其具有如下組織沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織的主相為回火馬氏體組織、或者貝氏體與回火馬氏體的混合組織中的任意一種，板厚中央位置處的組織以貝氏體和/或貝氏體鐵素體為主相、第二相以體積％計為2%以下，并且，沿板厚方向距表面Imm的位置處的維氏硬度HVlmm與板厚中央位置處的維氏硬度HVl/2t之差ΔHV為50點以下。發(fā)明(5)如上述發(fā)明(1)(4)中任一項所述的高強度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有V:0.010.10%,Mo:0.010.50%,Cr:0.011.0%、Cu:0.010.50%,Ni0.010.50%中的一種或二種以上。發(fā)明(6)如上述發(fā)明⑴(5)中任一項所述的高強度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有Ca0.00050.005%。發(fā)明(7)一種高強度熱軋鋼板的制造方法，用于制造上述發(fā)明(所述的高強度熱軋鋼板，其中，對上述發(fā)明(1)所述組成的鋼原材進行加熱，實施由粗軋和精軋精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋鋼板時，使加速冷卻為由一次加速冷卻和二次加速冷卻構(gòu)成的冷卻，該一次加速冷卻為板厚中央位置的平均冷卻速度為10°c/秒以上、并且板厚中央位置的平均冷卻速度與沿板厚方向距表面Irnm的位置處的平均冷卻速度的冷卻速度差小于80°C/秒的冷卻，進行該一次加速冷卻直至沿板厚方向距表面Imm的位置處的溫度達到650°C以下且500°C以上的溫度范圍的溫度的一次冷卻停止溫度，所述二次加速冷卻為板厚中央位置的平均冷卻速度為10°C/秒以上、并且板厚中央位置的平均冷卻速度與沿板厚方向距表面Imm的位置處的平均冷卻速度的冷卻速度差為80°C/秒以上的冷卻，進行該二次加速冷卻直至板厚中央位置的溫度達到由下述(式定義的BFS以下的二次冷卻停止溫度，在該二次加速冷卻后，在以板厚中央位置的溫度計在由下述C3)式定義的BFSO以下的卷取溫度下進行卷取，BFS(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-l.5CR...(2)BFSO(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni—(3)式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni為各元素的含量，單位為質(zhì)量％，CR冷卻速度，單位為。C/秒。發(fā)明(8)如上述發(fā)明(7)所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，在所述一次加速冷卻與所述二次加速冷卻之間進行10秒以下的空冷。發(fā)明(9)如上述發(fā)明(7)或⑶所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述加速冷卻以板厚中央位置的、750650°C的溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速度計為10°C/秒以上。發(fā)明(10)如上述發(fā)明(7)(9)中任一項所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述二次加速冷卻中的、沿板厚方向距表面Imm的位置處的冷卻停止溫度與所述卷取溫度之差在300°C以內(nèi)。發(fā)明(11)如上述發(fā)明(7)(10)中任一項所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有V0.010.10%、Mo0.010.50%,Cr0.011.0%,Cu:0.010.50%,Ni:0.010.50%中的一種或二種以上。發(fā)明(12)如上述發(fā)明(7)(11)中任一項所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有Ca0.00050.005%。發(fā)明(13)一種板厚超過22mm的高強度熱軋鋼板的制造方法，用于制造上述發(fā)明(3)所述的高強度熱軋鋼板，其中，對權(quán)利要求1所述組成的鋼原材進行加熱，實施由粗軋和精軋精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋鋼板，接著，對所述精軋精軋結(jié)束后的所述熱軋鋼板進行以板厚中央位置的平均冷卻速度計為10°c/秒以上的加速冷卻，直至由下述(2)式定義的BFS以下的冷卻停止溫度，接著在由下述C3)式定義的BFSO以下的卷取溫度下進行卷取，此時，調(diào)節(jié)該熱軋鋼板的板厚中央位置的溫度，以使從所述加速冷卻開始時的溫度T°C至達到比溫度T°C低20°C的溫度的滯留時間為20秒以內(nèi)，并且使從所述板厚中央位置的溫度T至所述BFS的溫度的冷卻時間為30秒以下，BFS(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-l.5CR...(2)BFSO(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni—(3)式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni為各元素的含量，單位為質(zhì)量％，CR冷卻速度，單位為。C/秒。發(fā)明(14)如上述發(fā)明(1所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有V:0.010.10%,Mo:0.010.50%,Cr:0.011.0%,Cu:0.010.50%,Ni:0.010.50%中的一種或二種以上。發(fā)明(15)如上述發(fā)明(130或(14)所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有Ca0.00050.005%。發(fā)明(16)—種低溫韌性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板的制造方法，用于制造上述發(fā)明(4)所述的高強度熱軋鋼板，其特征在于，對上述發(fā)明(1)所述組成的鋼原材進行加熱，實施由粗軋和精軋精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋鋼板時，在所述熱軋結(jié)束后，依次實施由第一階段冷卻和第二階段冷卻構(gòu)成的冷卻工序至少2次，接著實施第三階段冷卻，其中，所述第一階段冷卻中，通過以沿板厚方向距所述熱軋鋼板的表面Imm的位置的平均冷卻速度計超過80°C/秒的冷卻速度，冷卻至以沿板厚方向距表面Imm的位置的溫度計Ms點以下的溫度范圍的冷卻停止溫度，所述第二階段冷卻中，進行30秒以下的空冷，所述第三階段冷卻中，通過以沿板厚方向距表面Imm的位置的平均冷卻速度計超過80°C/秒的冷卻速度，冷卻至以板厚中央位置的溫度計由下述(2)式定義的BFS以下的冷卻停止溫度，接著，在以板厚中央位置的溫度計在由下述C3)式定義的BFSO以下的卷取溫度下進行卷取，BFS(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-l.5CR...(2)BFSO(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni—(3)式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni為各元素的含量，單位為質(zhì)量％，CR冷卻速度，單位為。C/秒。發(fā)明(17)如上述發(fā)明(16)所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有V:0.010.10%,Mo:0.010.50%,Cr:0.011.0%,Cu:0.010.50%,Ni:0.010.50%中的一種或二種以上。發(fā)明(18)如上述發(fā)明(16)或(17)所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有Ca0.00050.005%。發(fā)明(19)如上述發(fā)明(16)(18)中任一項所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，在所述卷取溫度下卷取所述熱軋鋼板后，在卷取溫度至比卷取溫度低50°C的溫度的溫度范圍內(nèi)保持30分鐘以上。需要說明的是，上述本申請發(fā)明的“鐵素體”只要沒有特別的說明，則是指硬質(zhì)的低溫相變鐵素體，是指貝氏體鐵素體、貝氏體或它們的混合相。不包括軟質(zhì)的高溫相變鐵素體(粒狀的多邊形鐵素體)。下面，只有沒有特別的說明，則“鐵素體”是指硬質(zhì)的低溫相變鐵素體(貝氏體鐵素體或貝氏體以及它們的混合相)。另外，第二相為珠光體(perlite)、馬氏體(martensite)>MA(martensite-austeniteconstituent)(也禾爾為島狀馬氏體(islandmartensite))上部貝氏體(upperbainite)、或由這些兩種以上構(gòu)成的混合相中的任意一種。另外，主相是指以組織百分率(體積％)計為90%以上、進一步優(yōu)選98%以上的情況。另外，本發(fā)明中，精軋中的溫度使用表面溫度。另外，加速冷卻中的板厚中央位置的溫度、冷卻速度、卷取溫度使用由測定的表面溫度通過傳熱計算等計算出的溫度。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明的第一發(fā)明，能夠容易且廉價地制造板厚方向的組織變動少、強度/延展性平衡優(yōu)良、進而低溫韌性、特別是DWTT特性和CTOD特性優(yōu)良的厚壁高強度熱軋鋼板，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮出顯著的效果。另外，根據(jù)本發(fā)明，也具有能夠容易地制造強度/延展性平衡優(yōu)良、進而低溫韌性、以及管道鋪設(shè)時的環(huán)形焊接性優(yōu)良的管道鋼管用電阻焊鋼管以及管道鋼管用螺旋鋼管的效果。另外，根據(jù)本發(fā)明的第二發(fā)明，能夠容易且廉價地制造板厚中心部的組織微細化、并且板厚方向的組織變動少、板厚超過22mm的極厚的、且兼具拉伸強度TS為530MPa以上的高強度和優(yōu)良的低溫韌性、特別是優(yōu)良的DWTT特性和CTOD特性的極厚高強度熱軋鋼板，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮出顯著的效果。另外，根據(jù)本發(fā)明，也具有能夠容易地制造低溫韌性、以及管道鋪設(shè)時的環(huán)形焊接性優(yōu)良的管道鋼管用電阻焊鋼管以及管道鋼管用螺旋鋼管的效果。另外，根據(jù)本發(fā)明的第三發(fā)明，能夠容易且廉價地制造無需添加大量的合金元素、兼具TS為560MPa以上的高強度和優(yōu)良的低溫韌性、特別是優(yōu)良的CTOD特性、DffTT特性的、作為X70X80級的高強度電阻焊鋼管用或高強度螺旋鋼管用優(yōu)選的厚壁高強度熱軋鋼板，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮出顯著的效果。另外，根據(jù)本發(fā)明，也具有能夠容易地制造低溫韌性、管道鋪設(shè)時的環(huán)形焊接性優(yōu)良、進而耐酸氣性也優(yōu)良的管道鋼管用電阻焊鋼管以及管道鋼管用螺旋鋼管的效果。圖1是表示第一發(fā)明的DWTT與AD、AV的關(guān)系的圖。圖2是表示第一發(fā)明的AD、AV與加速冷卻的冷卻停止溫度的關(guān)系的圖。圖3是表示第一發(fā)明的Δ、ΔV與卷取溫度的關(guān)系的圖。圖4是第一發(fā)明的強度/延展性平衡TSXEl和沿板厚方向距表面Imm的位置的冷卻速度與板厚中央位置的冷卻速度之差(冷卻速度差)的關(guān)系的圖。圖5是表示給第二發(fā)明的DWTT帶來影響的、板厚中央位置處的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑與第二相的組織百分率的關(guān)系的圖。具體實施例方式本發(fā)明人為了實現(xiàn)上述目的，首先，對影響低溫韌性、特別是DWTT特性、CTOD特性的各種因素進行了深入的研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，總厚度的韌性試驗(toughnesstest)即DWTT特性、CTOD特性，受到板厚方向的組織均勻性的影響很大。另外發(fā)現(xiàn)，板厚方向的組織不均勻?qū)偤穸鹊捻g性試驗即DWTT特性、CTOD特性產(chǎn)生的影響，在板厚為Ilmm以上的厚壁材料的情況下可見化。根據(jù)本發(fā)明人的進一步研究發(fā)現(xiàn)，在如下情況下能夠確保具有“優(yōu)良的DWTT特性”以及“優(yōu)良的CTOD特性”的鋼板沿板厚方向距鋼板表面Imm的位置處的組織是以富有韌性的鐵素體相作為主相、或以回火馬氏體作為主相、或為鐵素體相和回火馬氏體的混合組織的組織，并且沿板厚方向距表面Imm的位置處的第二相的組織百分率(體積％)與板厚中央位置處的第二相的組織百分率(體積％)之差ΔΥ為2%以下。另外，根據(jù)本發(fā)明人的進一步研究發(fā)現(xiàn)，在如下情況下能夠確保“優(yōu)良的DWTT特性”、“優(yōu)良的CTOD特性”沿板厚方向距表面Imm的位置(表層部)處的鐵素體的平均結(jié)晶粒徑與板厚中央位置(板厚中心部)處的鐵素體的平均結(jié)晶粒徑之差A(yù)D為2μπι以下，并且沿板厚方向距表面Imm的位置(表層部)處的第二相的組織百分率(體積率)與板厚中央位置(板厚中心部)處的第二相的組織百分率(體積率)之差A(yù)V為2%以下(第一發(fā)明)。但是，板厚超過22mm的極厚的熱軋鋼板，即使ΔD、AV在上述范圍內(nèi)，DWTT特性也降低，無法確保所期望的“優(yōu)良的DWTT特性”。本發(fā)明人認為這是由于，就板厚超過22mm的極厚熱軋鋼板而言，與表層部相比板厚中心部的冷卻更慢，晶粒容易變粗大，從而板厚中心部的鐵素體粒徑變粗大，并且第二相增加，進而對極厚熱軋鋼板的板厚中心部組織的調(diào)節(jié)方法進行了深入的研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，重要的是將精軋結(jié)束后鋼板的板厚中央位置的溫度從加速冷卻開始時的溫度T(°C)到降低20°C為止的滯留時間設(shè)為20秒以下，從而縮短鋼板在高溫范圍內(nèi)滯留的時間；另外，將精軋結(jié)束后鋼板的板厚中央位置的溫度從加速冷卻開始時的溫度T(°C)冷卻至由下述(2)式定義的BFS溫度為止的時間設(shè)為30秒以下。由此，可以將板厚中央部的組織設(shè)為鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑為5μm以下、第二相的組織百分率(體積％)為2%以下的組織(第二發(fā)明)。BFS(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-l.5CR...(2)(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni各元素的含量(質(zhì)量％)、CR冷卻速度(°C/秒))。另外，根據(jù)本發(fā)明人的進一步研究新發(fā)現(xiàn)，通過使表層部的組織為富有韌性的回火馬氏體、或者貝氏體與回火馬氏體的混合組織中的任意一種，進而使板厚中央位置處的組織以貝氏體和/或貝氏體鐵素體為主相、第二相為2%以下，并且形成表層部與板厚中心部的維氏硬度之差ΔHV為50點以下的在板厚方向上均勻的組織，能夠確保DWTT為-50°C以下的“優(yōu)良的DWTT特性”。并且發(fā)現(xiàn)，這樣的組織通過如下方法能夠容易地形成在熱軋結(jié)束后依次實施使表層成為馬氏體相或者貝氏體與馬氏體的混合組織中的任意一種的快速冷卻的第一階段冷卻、在該第一階段冷卻后進行規(guī)定時間的空冷的第二階段冷卻、接著進行快速冷卻的第三階段冷卻，進而通過卷取，使在第一階段冷卻中生成的馬氏體相回火(第三發(fā)明)。另外，根據(jù)本發(fā)明人的進一步研究發(fā)現(xiàn)，用于使板厚中心位置的組織成為以貝氏體和/或貝氏體鐵素體為主相的組織而需要的冷卻停止溫度以及卷取溫度，主要依賴于影響貝氏體相變開始溫度的合金元素的含量、和從熱軋結(jié)束開始的冷卻速度而確定。即，重要的是將冷卻停止溫度設(shè)定為由下式定義的BFS以下的溫度，BFS(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-l.5CR(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni各元素的含量(質(zhì)量％)，CR:冷卻速度(°C/秒))；并且，將卷取溫度設(shè)定為由下式定義的BFSO以下的溫度，BFSO(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni各元素的含量(質(zhì)量％))(第三發(fā)明)。首先，對作為本發(fā)明的第一發(fā)明的基礎(chǔ)的實驗結(jié)果進行說明。以質(zhì)量％計，使用由0.037%C-0.20%Si-L59%Mn-O.016%P-0.0023%S-0.041%A1-0.061%Nb-O.013%Ti-余量！^構(gòu)成的鋼坯作為鋼原材。需要說明的是，(Ti+Nb/2)/C為1.18。將上述組成的鋼原材加熱至1230°C，實施精軋開始溫度為980°C、精軋結(jié)束溫度為800°C的熱軋，形成板厚為12.7mm的熱軋板，在熱軋結(jié)束后，在板厚中央部的溫度為750°C以下的溫度范圍內(nèi)以冷卻速度為18°C/秒實施加速冷卻至各種冷卻停止溫度，接著，在各種卷取溫度下進行卷取，得到熱軋鋼板(鋼帶)。從所得到的熱軋鋼板上裁取試驗片，考察DWTT特性以及組織。組織是指對于沿板厚方向距表面Imm的位置(表層部)、板厚中央位置(板厚中心部)求出鐵素體的平均結(jié)晶粒徑(ym)、第二相的組織百分率(體積％)。由所得到的測定值分別計算出沿板厚方向距表面Imm的位置(表層部)和板厚中央位置(板厚中心部)的、鐵素體的平均結(jié)晶粒徑差A(yù)D以及第二相的組織百分率之差Δν。需要說明的是，此處所謂的“鐵素體”是指硬質(zhì)的低溫相變鐵素體(貝氏體鐵素體或貝氏體、以及它們的混合相)。不包括軟質(zhì)的高溫相變鐵素體(粒狀的多邊形鐵素體)。第二相為珠光體、馬氏體、MA等。以影響DWTT的AD與ΔV的關(guān)系的形式將所得到的結(jié)果示于圖1。由圖1可知，在AD為2μπι以下、并且ΔV為2%以下時，能夠確實地保持DWTT達到-35°C以下的“優(yōu)良的DWTT特性”。接著，將ΔD、ΔV與冷卻停止溫度的關(guān)系示于圖2，將ΔD、ΔV與卷取溫度的關(guān)系示于圖3。由圖2、圖3可知，由于AD為2μπι以下、并且ΔV為2%以下，因此，就所使用的鋼而言，需要將冷卻停止溫度調(diào)節(jié)為620°C以下，將卷取溫度調(diào)節(jié)為647°C以下。根據(jù)本發(fā)明人的進一步研究發(fā)現(xiàn)用于使AD為2μπι以下、并且AV為2%以下所需要的冷卻停止溫度以及卷取溫度，主要依賴于影響貝氏體相變開始溫度的合金元素的含量、和從熱軋結(jié)束開始的冷卻速度而確定。即，為了使AD為2μπι以下、并且AV為2%以下，重要的是將冷卻停止溫度設(shè)定為由下式定義的BFS以下的溫度，BFS(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-l.5CR(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni各元素的含量(質(zhì)量％)、CR:冷卻速度(°C/秒))；并且，將卷取溫度設(shè)定為由下式定義的BFSO以下的溫度，BFSO(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni各元素的含量(質(zhì)量％))。下面，本發(fā)明人對于冷卻條件給延展性提高帶來的影響進行了研究。將其結(jié)果示于圖4。圖4中，以在500°C以上的溫度范圍內(nèi)的冷卻中使表層與板厚中央部的平均冷卻速度之差變化、并在低于500°C的溫度范圍內(nèi)的冷卻中使表層與板厚中央部的平均冷卻速度之差達到80°C/秒以上的方式，使一次冷卻時的水量密度增加，進而使冷卻停止溫度和卷取溫度發(fā)生各種變化，從而考察強度/延展性平衡。如圖4所示，在熱軋后的冷卻時，在達到500°C為止的溫度范圍內(nèi)，以表層與板厚中央部的平均冷卻速度之差為特定范圍(低于80°C/秒)的方式調(diào)節(jié)冷卻條件，由此，除了低溫韌性之外，延展性也顯著提高，強度/延展性平衡TSXEl穩(wěn)定，達到18000MPa%以上。需要說明的是，由圖4可知，使冷卻停止溫度與卷取溫度之差低于300°C時，強度/延展性平衡TSXEl更加穩(wěn)定，達到18000MPa%以上。首先，對作為本發(fā)明的第二發(fā)明的基礎(chǔ)的實驗結(jié)果進行說明。以質(zhì)量％計、使用由0.039%C-0.24%Si-L61%Mn-O.019%P-0.0023%S-0.038%A1-0.059%Nb-O.010%Ti-余量！^構(gòu)成的鋼坯作為鋼原材。需要說明的是，(Ti+Nb/2)/C為1.0。將上述組成的鋼原材加熱至1200°C，實施精軋開始溫度為1000°C、精軋結(jié)束溫度為800°C的熱軋，得到板厚為23.8mm的熱軋板，在熱軋結(jié)束后，在各種條件下實施加速冷卻，接著在各種卷取溫度下進行卷取，得到熱軋鋼板(鋼帶)。從所得到的熱軋鋼板上裁取試驗片，考察DWTT特性以及組織。組織是指對于沿板厚方向距表面Imm的位置(表層部)、板厚中央位置(板厚中心部)求出鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑(ym)、第二相的組織百分率(體積％)。由所得到的測定值分別計算出沿板厚方向距表面Imm的位置(表層部)和板厚中央位置(板厚中心部)的、鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑差八D以及第二相的組織百分率之差ΔV。以影響DWTT的板厚中央部的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑與第二相的組織百分率的關(guān)系的形式將所得到的結(jié)果示于圖5。需要說明的是，圖5中對于AD為2μm以下、ΔV為2%以下的情況進行例示。由圖5可知，在板厚中央部的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑為5μπι以下、并且第二相的組織百分率為2%以下時，盡管為極厚的鋼板，但仍然得到具有DWTT為-30°C以下的“優(yōu)良的DWTT特性”的鋼板。本發(fā)明基于上述見解，進一步研究而完成。對于本發(fā)明熱軋鋼板的第一發(fā)明至第三發(fā)明的制造方法進行說明。本發(fā)明的熱軋鋼板的第一發(fā)明至第三發(fā)明的制造方法，對具有規(guī)定組成的鋼原材進行加熱，實施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋鋼板。需要說明的是，第一發(fā)明至第三發(fā)明的制造方法直到熱軋鋼板的精軋為止完全相同。首先，對于本發(fā)明中使用的第一發(fā)明至第三發(fā)明的鋼原材的組成的限定理由進行說明。需要說明的是，只要沒有特別的說明，質(zhì)量％僅記為％。C:0.020.08%C是具有使鋼的強度上升的作用的元素，在本發(fā)明中為了確保所期望的高強度，需要含有0.02%以上。另一方面，超過0.08%而過量含有時，使珠光體等第二相的組織百分率增大，使母材韌性以及焊接熱影響部韌性降低。因此，將C限定在0.020.08%的范圍內(nèi)。需要說明的是，優(yōu)選為0.020.05%。Si:0.010.50%Si通過固溶強化、淬透性的提高而具有增加鋼的強度的作用。通過含有0.01%以上，可以確認這樣的效果。另一方面，Si在Y(奧氏體)一α(鐵素體)相變時使C在、相(austenitephase)中富集，具有促進作為第二相的馬氏體相形成的作用，結(jié)果導(dǎo)致AD增加，使鋼板的韌性降低。另外，Si在電阻焊接時形成含有Si的氧化物，使焊接部質(zhì)量降低，并且使焊接熱影響部韌性降低。從這樣的觀點出發(fā)，優(yōu)選盡可能降低Si含量，可以允許為0.50%以下。由此，將Si限定為0.010.50%。優(yōu)選為0.40%以下。需要說明的是，在適于電阻焊接鋼管的熱軋鋼板中，由于含有Mn，因此，Si形成低熔點的硅酸Mn而容易從焊接部排出氧化物，因此可以含有0.100.30%的Si。Mn:0.51.8%Mn具有提高淬透性的作用，通過淬透性提高而使鋼板的強度增加。另外，Mn通過形成MnS而固定S,由此，防止S的晶界偏析，抑制鋼坯(slab)(鋼原材)開裂。為了得到這樣的效果，需要含有0.5%以上。另一方面，含有超過1.8%時，有助于鋼坯鑄造時的凝固偏析，鋼板上殘留有Mn富集部，使分割的產(chǎn)生增加。為了使該Mn富集部消失，需要加熱至超過1300°C的溫度，以工業(yè)規(guī)模實施這樣的熱處理并不現(xiàn)實。因此，將Mn限定在0.51.8%的范圍內(nèi)。并且，優(yōu)選為0.91.7%。P:0.025%以下P在鋼中作為雜質(zhì)而不可避免地含有，但具有提高鋼的強度的作用。但是，超過0.025%而過量含有時，焊接性降低。因此，將P限定為0.025%以下。并且，優(yōu)選為0.015%以下。S:0.005%以下S與P同樣在鋼中作為雜質(zhì)而不可避免地含有，超過0.005%而過量含有時，引起鋼坯開裂，并且在熱軋鋼板中形成粗大的MnS，產(chǎn)生延展性的降低。因此，將S限定為0.005%以下。并且，優(yōu)選為0.004%以下。Al:0.0050.10%Al是作為脫氧劑起作用的元素，為了得到這樣的效果，優(yōu)選含有0.005%以上。另一方面，含量超過0.10%時，顯著損害電阻焊接時焊接部的潔凈性。因此，將Al限定為0.0050.10%。并且，優(yōu)選為0.08%以下。Nb:0.010.10%Nb是具有抑制奧氏體晶粒的粗大化、再結(jié)晶的作用的元素，在熱精軋中的奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)能夠進行軋制，并且通過以碳氮化物的形式微細析出，具有在不損害焊接性的情況下以較少的含量使熱軋鋼板高強度化的作用。為了得到這樣的效果，需要含有0.01%以上。另一方面，超過0.10%而過量含有使，導(dǎo)致熱精軋中的軋制載荷增大，有時熱軋變得困難。因此，將Nb限定在0.010.10%的范圍內(nèi)。并且，優(yōu)選為0.030.09%。Ti:0.0010.05%Ti形成氮化物而固定N，從而具有防止鋼坯(鋼原材)開裂的作用，并且以碳化物的形式微細析出，由此使鋼板高強度化。這樣的效果在含有0.001%以上時變得顯著，但含量超過0.05%時，由于析出強化，屈服點顯著上升。因此，將Ti限定在0.0010.05%的范圍內(nèi)。并且，優(yōu)選為0.0050.0；35%。本發(fā)明中，含有上述范圍的Nb、Ti、C，并且以滿足下述(1)式的方式調(diào)節(jié)Nb、Ti、C的含量。(Ti+(Nb/2))/C<4‘···(1)Nb,Ti是碳化物形成傾向強的元素，在C含量低的情況下，幾乎全部的C變?yōu)樘蓟?，鐵素體晶粒內(nèi)的固溶C量劇減。鐵素體晶粒內(nèi)的固溶C量的劇減給管道施工時的環(huán)形焊接性帶來不良影響。將使用鐵素體晶粒內(nèi)的固溶C量極度降低的鋼板制造的鋼管作為管道鋼管進行環(huán)形焊接時，環(huán)形焊接部的熱影響部中的晶粒生長變得顯著，環(huán)形焊接部的熱影響部韌性有可能降低。因此，本發(fā)明中，以滿足(1)式的方式調(diào)節(jié)Nb、Ti、C的含量。由此，能夠使鐵素體晶粒內(nèi)的固溶C量為IOppm以上，從而能夠防止環(huán)形焊接部的熱影響部韌性的降低。本發(fā)明中，上述成分為基本成分，在該基本組成的基礎(chǔ)上，作為選擇元素，可以根據(jù)需要含有V:0.010.10%,Mo0.010.50%,Cr:0.011.0%Xu:0.010.50%,Ni0.010.50%中的一種或二種以上、和/或Ca:0.00050.005%。V0.010.10%,Mo:0.010.50%,Cr:0.011.0%Xu:0.010.50%,Ni0.010.50%中的一種或二種以上V、Mo、Cr、Cu、Ni均為使淬透性提高、從而增加鋼板的強度的元素，根據(jù)需要可以選擇含有一種或二種以上。V是具有使淬透性提高、并形成碳氮化物而使鋼板高強度化的作用的元素，這樣的效果通過含有0.01%以上而變得顯著。另一方面，超過0.10%而過量含有時，使焊接性變差。因此，優(yōu)選V為0.010.10%。并且，進一步優(yōu)選為0.030.08%。Mo是具有使淬透性提高、并形成碳氮化物而使鋼板高強度化的作用的元素，這樣的效果通過含有0.01%以上而變得顯著。另一方面，超過0.50%而大量含有時，使焊接性下降。因此，優(yōu)選將Mo限定為0.010.50%。并且，更優(yōu)選為0.050.30%。Cr是具有使淬透性提高、使鋼板強度增加的作用的元素。這樣的效果通過含有0.01%以上而變得顯著。另一方面，超過1.0%而過量含有時，具有在電阻焊接時多發(fā)焊接缺陷的傾向。因此，優(yōu)選將Cr限定為0.011.0%。并且，進一步優(yōu)選為0.010.80%。Cu是具有使淬透性提高、并通過固溶強化或析出強化而使鋼板的強度增加的作用的元素。為了得到這樣的效果，優(yōu)選含有0.01%以上，但含量超過0.50%時，使熱加工性降低。因此，優(yōu)選將Cu限定為0.010.50%。并且，更優(yōu)選為0.100.40%。M是具有使淬透性提高、使鋼的強度增加、并且也使鋼板的韌性提高的作用的元素。為了得到這樣的效果，優(yōu)選含有0.01%以上。另一方面，即使含量超過0.50%，效果也飽和，而無法期待與含量相符的效果，在經(jīng)濟上變得不利。因此，優(yōu)選將M限定為0.010.50%。并且，更優(yōu)選為0.100.40%。Ca:0.00050.005%Ca是具有如下作用的元素使S以CaS的形式固定，將硫化物類夾雜物球狀化，控制夾雜物的形態(tài)的作用；使夾雜物周圍的矩陣的晶格變形減小，從而降低氫的捕集能力的作用。為了得到這樣的效果，優(yōu)選含有0.0005%以上，但在含量超過0.005%時，導(dǎo)致CaO的增加，使耐腐蝕性、韌性降低。因此，在含有Ca的情況下，優(yōu)選限定為0.00050.005%。并且，更優(yōu)選為0.00090.003%。上述成分以外的余量由!^e及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。并且，作為不可避免的雜質(zhì)，可以允許為N0.005%以下、0:0.005%以下、Mg:0.003%以下、Sn:0.005%以下。N:0.005%以下N在鋼中不可避免地含有，但過量的含有使鋼原材(鋼坯)鑄造時的開裂多發(fā)。因此，優(yōu)選將N限定為0.005%以下。并且，更優(yōu)選為0.004%以下。0:0.005%以下0在鋼中以各種氧化物的形式存在，成為使熱加工性、耐腐蝕性、韌性等降低的原因。因此，本發(fā)明中優(yōu)選盡可能降低其含量，可以允許為0.005%以下。極端的降低會導(dǎo)致精煉成本上升，因此，優(yōu)選將0限定為0.005%以下。Mg:0.003%以下Mg與Ca同樣形成氧化物、硫化物，具有抑制粗大的MnS形成的作用，但含量超過0.003%時，使Mg氧化物、Mg硫化物的團簇多發(fā)，從而導(dǎo)致韌性的降低。因此，優(yōu)選將Mg限定為0.003%以下。Sn:0.005%以下Sn從作為煉鋼原料使用的廢鋼等混入。Sn是容易向晶界等偏析的元素，在超過0.005%而大量含有時，晶界強度降低，從而導(dǎo)致韌性的降低。因此，優(yōu)選將Sn限定為0.005%以下。本發(fā)明的第一發(fā)明至第三發(fā)明的熱軋鋼板的組織，具有上述組成，還具有如下組織沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織的主相為富有韌性的鐵素體相、回火馬氏體、或者鐵素體相與回火馬氏體的混合組織中的任意一種，并且沿板厚方向距表面Imm的位置處的第二相的組織百分率(體積％)與板厚中央位置處的第二相的組織百分率(體積％)之差A(yù)V為2%以下。需要說明的是，此處所謂的“鐵素體”只要沒有特別的說明，則是指硬質(zhì)的低溫相變鐵素體(貝氏體鐵素體、貝氏體、或它們的混合相中任意一種)。不包括軟質(zhì)的高溫相變鐵素體(粒狀的多邊形鐵素體)。另外，第二相為珠光體、馬氏體、MA(也稱為島狀馬氏體)上部貝氏體、或由這些的2種以上構(gòu)成的混合相中的任意一種。在沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織的主相為富有韌性的鐵素體相、回火馬氏體、或者鐵素體相與回火馬氏體的混合組織中的任意一種，并且ΔΥ為2%以下的情況下，低溫韌性、特別是使用總厚試驗片的DWTT特性和CTOD特性顯著提高。沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織為除上述以外的組織的情況、或M中的任意一個在所期望的范圍之外的情況下，DffTT特性降低，低溫韌性變差。本發(fā)明的熱軋鋼板的進一步優(yōu)選的組織，根據(jù)作為目標(biāo)的強度水平、板厚、DWTT特性和CTOD特性，具有下述的三個發(fā)明的實施方式。①第一發(fā)明TS為510MPa以上、板厚為Ilmm以上的情況下的高強度熱軋鋼板。②第二發(fā)明TS為530MPa以上、板厚超過22mm的極厚高強度熱軋鋼板。③第三發(fā)明TS為560MPa以上的情況下的高強度熱軋鋼板。下面，對本發(fā)明的第一發(fā)明至第三發(fā)明的熱軋鋼板的優(yōu)選制造方法進行說明。作為鋼原材的制造方法，優(yōu)選將上述組成的鋼水通過轉(zhuǎn)爐等常用的熔煉方法進行熔煉，并通過連鑄法等常用的鑄造方法制成鋼坯等鋼原材，但在本發(fā)明中并不限于此。對上述組成的鋼原材加熱，實施熱軋。熱軋由將鋼原材制成薄板坯的粗軋和將該薄板坯制成熱軋板的精軋構(gòu)成。鋼原材的加熱溫度只要是能夠?qū)彳埌暹M行軋制的溫度即可，不需要特別的限定，優(yōu)選為11001300°C范圍的溫度。加熱溫度低于1100°c時，變形阻力增高，軋制負荷增大，對軋機的負荷變得過大。另一方面，加熱溫度超過1300°c而達到高溫時，不僅晶粒變得粗大，低溫韌性降低，而且銹皮生成量增大，成品率降低。因此，熱軋中的加熱溫度優(yōu)選為11001300°C。對加熱后的鋼原材實施粗軋，制成薄板坯(sheetbar)。粗軋的條件只要能夠得到所期望的尺寸形狀的薄板坯即可，其條件沒有特別的限定。需要說明的是，從確保韌性的觀點出發(fā)，粗軋的軋制結(jié)束溫度優(yōu)選為1050°C以下。對所得到的薄板坯進一步實施精軋。需要說明的是，優(yōu)選對精軋前的薄板坯實施加速冷卻、或在輥道上進行振動(oscillation)等來調(diào)節(jié)精軋開始溫度。由此，能夠增大對精軋磨內(nèi)的高韌性化有效的溫度范圍內(nèi)的軋制率。在精軋中，從高韌性化的觀點出發(fā)，優(yōu)選將有效軋制率設(shè)為20%以上。在此，“有效軋制率”是指950°C以下的溫度范圍內(nèi)的總軋制量(％)。需要說明的是，為了以板厚整體實現(xiàn)所期望的高韌性化，優(yōu)選滿足板厚中央部的有效軋制率為20%以上、更優(yōu)選為40%以上。在熱軋(精軋)結(jié)束后，在熱金屬輥道(hotruntable)上對熱軋板實施加速冷卻。加速冷卻的開始優(yōu)選在板厚中央部的溫度為750°C以上后進行。板厚中央部的溫度低于750°C時，形成高溫相變鐵素體(多邊形鐵素體)，由于在Y—α相變時排出的C而在多邊形鐵素體周圍形成第二相。因此，在板厚中心部第二相的析出百分率提高，無法形成上述所期望的組織。精軋后的冷卻方法是本發(fā)明的第一發(fā)明至第三發(fā)明的最重要的發(fā)明要素。即，需要根據(jù)作為目標(biāo)的熱軋鋼板的強度水平、板厚、DffTT特性和CTOD特性，選擇本發(fā)明的熱軋后的最佳冷卻方法。以下，對具體的第一發(fā)明至第三發(fā)明的實施方式依次進行說明。上述三個實施方式中，基本的組成范圍和直到熱軋為止的條件相同，但在熱軋后，通過選擇最佳的冷卻條件，分別制作具有目標(biāo)組織和性能的熱軋鋼板。①第一發(fā)明TS為510MPa以上、板厚為Ilmm以上的情況下的高強度熱軋鋼板。②第二發(fā)明TS為530MPa以上、板厚超過22mm的極厚高強度熱軋鋼板。③第三發(fā)明TS為560MPa以上的情況下的高強度熱軋鋼板。(第一發(fā)明的實施方式)本發(fā)明的第一發(fā)明的TS為510MPa以上、板厚為Ilmm以上的情況下的高強度熱軋鋼板，具有上述組成，還具有如下組織沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織是以鐵素體相為主相的組織，沿板厚方向距表面Imm的位置處的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑與板厚中央位置處的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑之差A(yù)D為2μπι以下，并且沿板厚方向距表面Imm的位置處的第二相的組織百分率(體積％)與板厚中央位置處的第二相的組織百分率(體積％)之差A(yù)V為2%以下。AD為2μπι以下、并且ΔV為2%以下時，低溫韌性、特別是總厚試驗片的DWTT特性和CTOD特性顯著提高。AD或AV中的任意一個在所期望的范圍之外的情況下，DWTT特性降低，低溫韌性變差。由此，在本發(fā)明中將組織限定為如下組織沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織是以鐵素體相為主相的組織，沿板厚方向距表面Imm的位置處的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑與板厚中央位置處的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑之差ΔD為2μm以下，并且沿板厚方向距表面Imm的位置處的第二相的組織百分率(體積％)與板厚中央位置處的第二相的組織百分率(體積％)之差A(yù)V為2%以下。(第一發(fā)明的實施方式)本發(fā)明的第一發(fā)明的TS為510MPa以上、板厚為Ilmm以上的熱軋鋼板的情況下，加速冷卻由一次加速冷卻和二次加速冷卻構(gòu)成。一次加速冷卻和二次加速冷卻可以連續(xù)進行，也可以在一次加速冷卻與二次加速冷卻之間設(shè)置10秒以內(nèi)的空冷處理。通過在一次加速冷卻與二次加速冷卻之間進行空冷，能防止表層的過冷卻。由此，能防止馬氏體的形成。需要說明的是，從防止板厚內(nèi)部在高溫范圍內(nèi)滯留的觀點出發(fā)，優(yōu)選將空冷的時間設(shè)為10秒以下。本發(fā)明的第一發(fā)明中的加速冷卻，以板厚中心位置的平均冷卻速度計為10°C/秒以上的冷卻速度進行。需要說明的是，一次加速冷卻中的板厚中心位置的平均冷卻速度設(shè)定為750°C至一次冷卻停止溫度范圍內(nèi)的平均值。另外，二次加速冷卻中的板厚中心位置的平均冷卻速度設(shè)定為一次冷卻停止時至二次冷卻停止時的溫度范圍內(nèi)的平均值。板厚中央位置處的平均冷卻速度低于10°C/秒時，容易形成高溫相變鐵素體(多邊形鐵素體)，在板厚中心部第二相的析出百分率增高，從而無法形成上述所期望的組織。因此，熱軋結(jié)束后的加速冷卻以板厚中央位置的平均冷卻速度計為10°C/秒以上的冷卻速度進行。優(yōu)選為20°c/秒以上。為了避免多邊形鐵素體的形成，特別優(yōu)選在750650°C的溫度范圍內(nèi)以10°C/秒以上的冷卻速度進行。本發(fā)明中的一次加速冷卻中，進行以上述范圍的冷卻速度、并且將板厚中心位置(板厚中央部)的平均冷卻速度與沿板厚方向距表面Imm的位置(表層)處的平均冷卻速度的冷卻速度差調(diào)節(jié)為低于80°C/秒的加速冷卻。需要說明的是，平均冷卻速度設(shè)為精軋的軋制結(jié)束溫度至一次冷卻停止溫度之間的平均值。通過使一次加速冷卻為將表層與板厚中央部的冷卻速度差調(diào)整至低于80°C/秒的加速冷卻，特別是即使在表層附近形成貝氏體或貝氏體鐵素體，延展性也不會降低，能夠確保所期望的強度/延展性平衡。另一方面，板厚中心部與表層部的冷卻速度差超過80°C/秒而變大的加速冷卻中，表層附近的組織、進而沿板厚方向直到5mm的區(qū)域中的組織容易成為包含馬氏體相的組織，從而延展性降低。由此，本發(fā)明中，將一次加速冷卻限定為如下加速冷卻以板厚中心位置的平均冷卻速度計為10°C/秒以上的冷卻速度，并且將板厚中心位置的平均冷卻速度與沿板厚方向距表面Imm的位置處的平均冷卻速度的冷卻速度差調(diào)整為低于80°C/秒。這樣的一次加速冷卻可以通過調(diào)節(jié)冷卻水的水量密度而實現(xiàn)。另外，本發(fā)明中，在實施上述一次加速冷卻后實施的二次加速冷卻為以上述范圍的冷卻速度(以板厚中心位置的平均冷卻速度計為10°c/秒以上的冷卻速度)、并且板厚中心位置的平均冷卻速度與沿板厚方向距表面Imm的位置處的平均冷卻速度的冷卻速度差為80°C/秒以上的冷卻，進行該二次加速冷卻直至板厚中央位置的溫度達到由下述(2)式定義的BFS以下的二次冷卻停止溫度，BFS(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-l.5CR····(2)(式中，C、Ti、Nb、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni各元素的含量(質(zhì)量％)、CR冷卻速度(°C/秒))。二次加速冷卻中的板厚中心位置的平均冷卻速度與沿板厚方向距表面Imm的位置處的平均冷卻速度的冷卻速度差低于80°C/秒時，無法使板厚中央部的組織成為所期望的組織(由富于延展性的貝氏體鐵素體相、貝氏體相、或它們的混合組織中的任意一種構(gòu)成的組織)。另外，二次冷卻停止溫度超過BFS時，形成多邊形鐵素體，第二相組織百分率增加，無法確保所期望的特性。因此，二次加速冷卻為板厚中心位置的平均冷卻速度與沿板厚方向距表面Imm的位置處的平均冷卻速度的冷卻速度差為80°C/秒以上的冷卻，進行該二次加速冷卻直至板厚中央位置的溫度達到BFS以下的二次冷卻停止溫度，需要說明的是，二次冷卻停止溫度更優(yōu)選為(BFS-20°C)以下。在上述二次冷卻停止溫度以下停止二次加速冷卻之后，熱軋板以BFSO以下的卷取溫度卷取成卷狀。需要說明的是，更優(yōu)選為(BFS0-20°C)以下。BFSO由下述(3)式定義。BFSO(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni····)(式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni各元素的含量(質(zhì)量％))通過使二次加速冷卻的冷卻停止溫度為BFS以下的溫度、并且使卷取溫度為BFSO以下的溫度，如圖2、圖3所示，首次使AD為2μπι以下，并且AV為2%以下，板厚方向的組織的均勻性變得顯著。由此，能夠確保優(yōu)良的DWTT特性以及優(yōu)良的CTOD特性，從而能夠制成低溫韌性顯著提高的厚壁高強度熱軋鋼板。需要說明的是，本發(fā)明的第一發(fā)明中的二次加速冷卻，優(yōu)選以在二次冷卻停止時的沿板厚方向距表面Imm的位置處的冷卻停止溫度與卷取溫度(板厚中央位置處的溫度)之差為300°C以內(nèi)的方式實施。沿板厚方向距表面Imm的位置處的冷卻停止溫度與卷取溫度之差超過300°C而增大時，根據(jù)鋼組成而在表層形成包含馬氏體相的復(fù)合組織，延展性降低，有時無法確保所期望的強度/延展性平衡。因此，本發(fā)明中的二次加速冷卻，優(yōu)選以沿板厚方向距表面Imm的位置處的冷卻停止溫度與卷取溫度(板厚中央位置處的溫度)之差為300°C以內(nèi)的方式實施。這樣的二次加速冷卻的調(diào)節(jié)可以通過水量密度的調(diào)節(jié)和冷床的選擇來實現(xiàn)。需要說明的是，冷卻速度的上限依賴于所使用的冷卻裝置的能力而確定，優(yōu)選比不引起翹曲等鋼板形狀變差的冷卻速度即馬氏體生成冷卻速度慢。另外，這樣的冷卻速度可以通過利用平齊式噴嘴(flatnozzle)、棒狀噴嘴(barnozzle)、圓管噴嘴(circulartubenozzle)等的冷卻來實現(xiàn)。需要說明的是，本發(fā)明中，板厚中心部的溫度、冷卻速度等使用由傳熱計算等算出的值。需要說明的是，卷取成卷狀后的熱軋板，優(yōu)選以卷中央部的冷卻速度計為20600C/小時冷卻至室溫。冷卻速度低于20°C/小時時，由于晶粒生長的進行，有時韌性降低。另外，以超過60°C/小時的冷卻速度冷卻時，卷中央部與卷外周部或內(nèi)周部的溫差增大，容易導(dǎo)致卷形狀變差。由上述制造方法得到的本發(fā)明的第一發(fā)明的厚壁高強度熱軋鋼板，具有上述組成，還具有至少沿板厚方向距表面Imm的位置以鐵素體相為主相的組織。需要說明的是，此處所謂的“鐵素體”只要沒有特別的說明，則“鐵素體”是指硬質(zhì)的低溫相變鐵素體(貝氏體鐵素體、貝氏體、或它們的混合相中的任意一種)。不包括軟質(zhì)的高溫相變鐵素體(粒狀的多邊形鐵素體)。第二相可以例示珠光體、馬氏體、MA、上部貝氏體、或這些兩種以上的混合相中任意一種。需要說明的是，本發(fā)明的第一發(fā)明的厚壁高強度熱軋鋼板，當(dāng)然板厚中央位置處的組織也成為以同樣的鐵素體相為主相的組織。并且具有如下組織鋼板沿板厚方向距表面Imm的位置處的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑與板厚中央位置處的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑(ym)之差A(yù)D為2μπι以下，并且沿板厚方向距表面Imm的位置處的第二相的組織百分率(體積％)與板厚中央位置處的第二相的組織百分率(體積％)之差Δν為2%以下。僅在AD為2μπι以下、并且ΔV為2%以下的情況下，厚壁高強度熱軋鋼板的低溫韌性、特別是使用總厚試驗片的DWTT特性和CTOD特性顯著提高。AD或ΔV中任意一個在所期望的范圍之外的情況下，如圖1可知，DffTT高于-35°C，DWTT特性降低，從而低溫韌性變差。由此，本發(fā)明中，將組織限定為如下組織鋼板沿板厚方向距表面Imm的位置處的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑與板厚中央位置處的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑(μm)之差A(yù)D為2μπι以下，并且沿板厚方向距表面Imm的位置處的第二相的組織百分率(體積％)與板厚中央位置處的第二相的組織百分率(體積％)之差ΔΥ為2%以下。通過具有這樣的組成和組織，能夠制成強度/延展性平衡優(yōu)良的鋼板。另外確認了，具有AD為2μπι以下、并且ΔV為2%以下的組織的熱軋鋼板，滿足沿板厚方向距鋼板表面Imm的位置與板厚1/4位置的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑(μm)之差A(yù)D*為2μπι以下、第二相的組織百分率(％)之差Δ壙為2%以下，并且滿足沿板厚方向距鋼板表面Imm的位置與板厚3/4位置的鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑(μm)之差也為2μπι以下、第二相的組織百分率(％)之差ΔAT也為2%以下。以下，進一步基于實施例對本發(fā)明的第一發(fā)明進行詳細說明。實施例1對于本發(fā)明的第一發(fā)明的TS為510MPa以上、板厚為Ilmm以上的情況下的熱軋鋼板的實施例，以下進行說明。使用表1所示組成的鋼坯(鋼原材)(壁厚215mm)，在表2_1以及表2_2所示的熱軋條件下實施熱軋，熱軋結(jié)束后在表2-1以及表2-2所示的冷卻條件下進行冷卻，在表2-1以及表2-2所示的卷取溫度下卷取成卷狀，制成表2-1以及表2-2所示板厚的熱軋鋼板(鋼帶)。需要說明的是，將這些熱軋鋼板作為原材，通過冷條件下的輥連續(xù)成形制成開管，對該開管的端面之間進行電阻焊接，形成電阻焊鋼管(外徑660mm(p)。從所得到的熱軋鋼板上裁取試驗片，進行組織觀察、拉伸試驗、沖擊試驗、DffTT試驗、CTOD試驗。需要說明的是，DWTT試驗、CTOD試驗也對電阻焊鋼管實施。試驗方法如下。(1)組織觀察從所得到的熱軋鋼板上裁取組織觀察用試驗片，對軋制方向截面進行研磨、腐蝕，用光學(xué)顯微鏡(倍率1000倍)或掃描電子顯微鏡(倍率2000倍)觀察各2個視野以上，進行拍攝，鑒定組織的種類，再使用圖像分析裝置，測定鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑、以及鐵素體相以外的第二相的組織百分率(體積％)。觀察位置設(shè)為沿板厚方向距鋼板表面Imm的位置、以及板厚中央部。需要說明的是，鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑，通過測定各鐵素體粒的面積，由該面積計算出圓等效直徑，將所得到的各鐵素體晶粒等效直徑算術(shù)平均，得到該位置處的平均結(jié)晶粒徑。(2)拉伸試驗從所得到的熱軋鋼板上以與軋制方向垂直相交的方向(C方向)為長度方向的方式裁取板狀的試驗片(平行部寬度12.5mm、標(biāo)點間距離50mm)，根據(jù)ASTME8的規(guī)定，在室溫下實施拉伸試驗，求出拉伸強度TS、伸長率E1，計算出強度/延展性平衡TSXE1。(3)沖擊試驗從所得到的熱軋鋼板的板厚中央部以與軋制方向垂直相交的方向(C方向)為長度方向的方式裁取V切口試驗片，根據(jù)JISZ2242的規(guī)定，實施夏比沖擊試驗，求出試驗溫度為-80°C下的吸收能量(J)。需要說明的是，試驗片為3片，求出所得到的吸收能量值的算術(shù)平均值，作為該鋼板的吸收能量值vE,(J)。將vE,為300J以上的情況評價為“韌性良好”。(4)DffTT試驗從所得到的熱軋鋼板上以與軋制方向垂直相交的方向(C方向)為長度方向的方22式裁取DWTT試驗片(尺寸板厚X寬帶3in.X長度12in.)，根據(jù)ASTME436的規(guī)定，進行DWTT試驗，求出延展性破碎率達到85%的最低溫度(DWTT)。將DWTT為-35°C以下的情況評價為具有“優(yōu)良的DWTT特性”。需要說明的是，關(guān)于DWTT試驗，從電阻焊鋼管的母材部也以試驗片的長度方向為管周方向的方式裁取DWTT試驗片，與鋼板的情況同樣地進行試驗。(5)CTOD試驗從所得到的熱軋鋼板上以與軋制方向垂直相交的方向(C方向)為長度方向的方式裁取CTOD試驗片(尺寸板厚X寬帶QX板厚)X長度(10X板厚))，根據(jù)ASTME1290的規(guī)定，在試驗溫度-10°C下進行CTOD試驗，求出_10°C下的裂尖張開位移量(CT0D值)。需要說明的是，試驗載荷以三點彎曲方式進行負荷，在切口部安裝位移計，求出裂尖張開位移量CTOD值。將CTOD值為0.30mm以上的情況評價為具有“優(yōu)良的CTOD特性”。需要說明的是，關(guān)于CTOD試驗，從電阻焊鋼管上也以與管軸方向垂直相交的方向為試驗片的長度方向的方式裁取CTOD試驗片，將切口引入到母材部以及縫部，與鋼板的情況同樣地進行試驗。將所得到的結(jié)果示于表3-1以及表3-2。本發(fā)明例均制成如下熱軋鋼板，其具有適當(dāng)?shù)慕M織，具有TS為510MPa以上的高強度、vE_80為300J以上、CTOD值為0.30mm以上、-35°C以下的DWTT、和優(yōu)良的低溫韌性，還具有TSXEl為18000MPa%以上的優(yōu)良的強度/延展性平衡。另外，使用本發(fā)明例的熱軋鋼板的電阻焊鋼管在母材部、縫部具有0.30mm以上的CTOD值、-20°C以下的DWTT，從而制成具有優(yōu)良的低溫韌性的鋼管。另一方面，本發(fā)明的第一發(fā)明的范圍之外的比較例，vE,低于300J、或CTOD值低于0.30mm、或超過-35°C的DWTT，從而低溫韌性降低、或伸長率低，強度/延展性平衡不能確保所期望的值。權(quán)利要求1.一種高強度熱軋鋼板，其具有如下組成和組織所述組成，以質(zhì)量％計，含有C0.020.08%,Si0.010.50%,Mn:0.51.8%、P0.025%以下、S0.005%以下、Al:0.0050.10%,Nb:0.010.10%禾ΠTi:0.0010.05%，并且以滿足下述(1)式的方式含有C、Ti、Nb，余量由!^e及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述組織，沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織的主相為鐵素體相、回火馬氏體、或者鐵素體相與回火馬氏體的混合組織中的任意一種，另外，板厚中央位置處的組織的主相為鐵素體相，并且沿板厚方向距表面Imm的位置處的第二相的組織百分率與板厚中央位置處的第二相的組織百分率之差ΔΥ為2%以下，所述組織百分率的單位為體積％，(Ti+(Nb/2))/C<4...(1)式中，Ti、Nb、C為各元素的含量，單位為質(zhì)量％。2.如權(quán)利要求1所述的高強度熱軋鋼板，其具有如下組織沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織是以鐵素體相為主相的組織，沿板厚方向距表面Imm的位置處的所述鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑與板厚中央位置處的所述鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑之差A(yù)D為2μπι以下。3如權(quán)利要求2所述的高強度熱軋鋼板，其中，板厚中央位置處的所述鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑為5μπι以下，第二相的組織百分率為2%以下，其單位為體積％，并且板厚超過22mm04.如權(quán)利要求1所述的高強度熱軋鋼板，其具有如下組織沿板厚方向距表面Imm的位置處的組織的主相為回火馬氏體組織、或者貝氏體與回火馬氏體的混合組織中的任意一種，板厚中央位置處的組織以貝氏體和/或貝氏體鐵素體為主相、第二相以體積％計為2%以下，并且，沿板厚方向距表面Imm的位置處的維氏硬度HVlmm與板厚中央位置處的維氏硬度HVl/2t之差ΔHV為50點以下。5.如權(quán)利要求14中任一項所述的高強度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有V0.010.10%,Mo0.010.50%,Cr:0.011.0%,Cu:0.010.50%,Ni0.010.50%中的一種或二種以上。6.如權(quán)利要求15中任一項所述的高強度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有Ca0.00050.005%ο7.一種高強度熱軋鋼板的制造方法，用于制造權(quán)利要求2所述的高強度熱軋鋼板，其中，對權(quán)利要求1所述組成的鋼原材進行加熱，實施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋鋼板時，使加速冷卻為由一次加速冷卻和二次加速冷卻構(gòu)成的冷卻，該一次加速冷卻為板厚中央位置的平均冷卻速度為10°c/秒以上、并且板厚中央位置的平均冷卻速度與沿板厚方向距表面Imm的位置處的平均冷卻速度的冷卻速度差小于80°C/秒的冷卻，進行該一次加速冷卻直至沿板厚方向距表面Imm的位置處的溫度達到650°C以下且500°C以上的溫度范圍的溫度的一次冷卻停止溫度，所述二次加速冷卻為板厚中央位置的平均冷卻速度為10°C/秒以上、并且板厚中央位置的平均冷卻速度與沿板厚方向距表面Imm的位置處的平均冷卻速度的冷卻速度差為80°C/秒以上的冷卻，進行該二次加速冷卻直至板厚中央位置的溫度達到由下述(式定義的BFS以下的二次冷卻停止溫度，在該二次加速冷卻后，在以板厚中央位置的溫度計在由下述C3)式定義的BFSO以下的卷取溫度下進行卷取，BFS(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-l.5CR...(2)BFSO(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni—(3)式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni為各元素的含量，單位為質(zhì)量％，CR:冷卻速度，單位為。C/秒。8.如權(quán)利要求7所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，在所述一次加速冷卻與所述二次加速冷卻之間進行10秒以下的空冷。9.如權(quán)利要求7或8所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述加速冷卻以板厚中央位置的、750650°C的溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速度計為10°C/秒以上。10.如權(quán)利要求79中任一項所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述二次加速冷卻中的、沿板厚方向距表面Imm的位置處的冷卻停止溫度與所述卷取溫度之差在300°C以內(nèi)。11.如權(quán)利要求710中任一項所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有V:0.010.10%,Mo:0.010.50%,Cr0.011.0%,Cu:0.010.50%,Ni:0.010.50%中的一種或二種以上。12.如權(quán)利要求711中任一項所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有Ca0.00050.005%。13.一種板厚超過22mm的高強度熱軋鋼板的制造方法，用于制造權(quán)利要求3所述的高強度熱軋鋼板，其中，對權(quán)利要求1所述組成的鋼原材進行加熱，實施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋鋼板，接著，對所述精軋結(jié)束后的所述熱軋鋼板進行以板厚中央位置的平均冷卻速度計為10°c/秒以上的加速冷卻，直至由下述(2)式定義的BFS以下的冷卻停止溫度，接著在由下述C3)式定義的BFSO以下的卷取溫度下進行卷取，此時，調(diào)節(jié)該熱軋鋼板的板厚中央位置的溫度，以使從所述加速冷卻開始時的溫度T°C至達到比溫度T°C低20°C的溫度的滯留時間為20秒以內(nèi)，并且使從所述板厚中央位置的溫度T至所述BFS的溫度的冷卻時間為30秒以下，BFS(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-l.5CR...(2)BFSO(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni—(3)式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni為各元素的含量，單位為質(zhì)量％，CR:冷卻速度，單位為。C/秒。14.如權(quán)利要求13所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有V:0.010.10%,Mo:0.010.50%,Cr:0.011.0%,Cu:0.010.50%,Ni:0.010.50%中的一種或二種以上。15.如權(quán)利要求13或14所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有Ca0.00050.005%。16.一種低溫韌性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板的制造方法，用于制造權(quán)利要求4所述的高強度熱軋鋼板，其特征在于，對權(quán)利要求1所述組成的鋼原材進行加熱，實施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋鋼板時，在所述熱軋結(jié)束后，依次實施由第一階段冷卻和第二階段冷卻構(gòu)成的冷卻工序至少2次，接著實施第三階段冷卻，其中，所述第一階段冷卻中，通過以沿板厚方向距所述熱軋鋼板的表面Imm的位置的平均冷卻速度計超過80°C/秒的冷卻速度，冷卻至以沿板厚方向距表面Imm的位置的溫度計Ms點以下的溫度范圍的冷卻停止溫度，所述第二階段冷卻中，進行30秒以下的空冷，所述第三階段冷卻中，通過以沿板厚方向距表面Imm的位置的平均冷卻速度計超過80°C/秒的冷卻速度，冷卻至以板厚中央位置的溫度計由下述(2)式定義的BFS以下的冷卻停止溫度，接著，在以板厚中央位置的溫度計在由下述C3)式定義的BFSO以下的卷取溫度下進行卷取，BFS(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-l.5CR...(2)BFSO(°C)=770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni—(3)式中，C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni為各元素的含量，單位為質(zhì)量％，CR:冷卻速度，單位為。C/秒。17.如權(quán)利要求16所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有V:0.010.10%,Mo:0.010.50%,Cr:0.011.0%,Cu:0.010.50%,Ni:0.010.50%中的一種或二種以上。18.如權(quán)利要求16或17所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述高強度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有Ca0.00050.005%。19.如權(quán)利要求1618中任一項所述的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，在所述卷取溫度下卷取所述熱軋鋼板后，在卷取溫度至比卷取溫度低50°C的溫度的溫度范圍內(nèi)保持30分鐘以上。全文摘要本發(fā)明提供兼具TS為510MPa以上的高強度和高延展性、強度/延展性平衡優(yōu)良、并且具有優(yōu)良的低溫韌性的厚壁高強度熱軋鋼板的制造方法。具體而言為一種高強度熱軋鋼板，其具有如下組成和組織所述組成，含有C0.02～0.08％、Nb0.01～0.10％和Ti0.001～0.05％，并且以滿足(Ti+(Nb/2))/C＜4的方式含有C、Ti、Nb，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述組織，沿板厚方向距表面1mm的位置處的組織的主相為鐵素體相、回火馬氏體、或者鐵素體相與回火馬氏體的混合組織中的任意一種，另外，板厚中央位置處的組織的主相為鐵素體相，并且沿板厚方向距表面1mm的位置處的第二相的組織百分率(體積％)與板厚中央位置處的第二相的組織百分率(體積％)之差ΔV為2％以下。文檔編號C22C38/14GK102301026SQ20108000624公開日2011年12月28日申請日期2010年1月29日優(yōu)先權(quán)日2009年1月30日發(fā)明者上力,中川欣哉,中田博士申請人:杰富意鋼鐵株式會社