專利名稱：耐hic性優(yōu)良的厚壁高強(qiáng)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、天燃?xì)獾鹊墓艿冷摴堋⒑陀米饕蟾唔g性的高強(qiáng)度焊接鋼管(high strength welded steel pipe)的原材料的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板 (thick-walled high-strength hot rolled steel sheet)及其制造方法，特別涉及低溫韌性(low-temperature toughness)、耐 HIC 性(hydrogen induced cracking resistance) 的改善。另外，這里所說的“厚壁鋼板”是指板厚為8. 7mm以上且35. 4mm以下的鋼板。并且，“鋼板”包括鋼板和鋼帶。
背景技術(shù)：
近年來，由于石油危機(jī)(oil crisis)以來原油價(jià)格的快速上漲及對(duì)能源(source of energy)的多樣化的要求等，在北海、加拿大、阿拉斯加等極寒地區(qū)(very cold land) 正活躍地進(jìn)行石油、天燃?xì)獾拈_采及管道的鋪設(shè)(pipeline construction)。并且，就管道而言，為了提高天燃?xì)夂褪偷妮斔托?，有以大直徑進(jìn)行高壓操作(high-pressure operation)的趨勢。為了耐受管道的高壓操作，輸送管(transport pipe)(管道鋼管)需要為厚壁的鋼管，因此使用以厚鋼板為原材料的UOE鋼管。但是，最近，伴隨進(jìn)一步降低管道施工成本的強(qiáng)烈要求，降低鋼管的材料成本的呼聲也很強(qiáng)烈。因此，作為輸送管，代替以厚鋼板為原材料的UOE鋼管，開始使用以生產(chǎn)率高且更廉價(jià)的卷形狀的熱軋鋼板(熱軋鋼帶)為原材料的高強(qiáng)度焊接鋼管。這些高強(qiáng)度焊接鋼管，要求保持高強(qiáng)度，同時(shí)從防止管道鋼管破裂(bust-up)的觀點(diǎn)出發(fā)，要求同時(shí)保持優(yōu)良的低溫韌性。為了制造這種兼具強(qiáng)度和韌性的鋼管，作為鋼管原材料的鋼板，實(shí)現(xiàn)了 由利用熱軋后的加速冷卻(accelerated cooling)的相變強(qiáng)化(transformation strengthening)及利用Nb、V、Ti等合金元素的析出物的析出強(qiáng)化 (precipitation strengthening)等而產(chǎn)生的高強(qiáng)度化；和由利用控制軋制(controlled rolling)等的組織微細(xì)化等產(chǎn)生的高韌性化。另外，用于輸送含有硫化氫(hydrogen sulfide)的原油和天然氣的輸送管(管道鋼管)，除了高強(qiáng)度、高韌性等特性之外，還要求抗氫致開裂性(耐HIC性)、耐應(yīng)力腐t蟲開裂t生(stress corrosion cracking resistance)等所i胃的而 酸氣個(gè)生(sour gas resistance)優(yōu)良。針對(duì)這種要求，例如專利文獻(xiàn)1中提出了耐HIC性優(yōu)良的高強(qiáng)度管道鋼管用鋼板的制造方法。專利文獻(xiàn)1中記載的技術(shù)針對(duì)面向APIX70以上的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的鋼板， 是一種耐HIC性優(yōu)良的高強(qiáng)度管道鋼管用鋼板的制造方法，其中，將鋼坯在1000 1200°C 的溫度下進(jìn)行板坯加熱，并對(duì)熱軋結(jié)束后的鋼板進(jìn)行加速冷卻，直至鋼板的表面溫度達(dá)到 500°C以下，然后暫時(shí)中斷加速冷卻，使其復(fù)熱，直至鋼板的表面溫度恢復(fù)為500°C以上，然后以3 50°C /s的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，直至600°C以下的溫度。專利文獻(xiàn)1中記載的技術(shù)采用了間歇型加速冷卻，由此可使板厚方向的溫度分布均勻，并且可使表面?zhèn)壬傻挠不M織受到回火處理，從而抑制鋼板表面附近的硬度上升，并提高高強(qiáng)度鋼板的耐HIC性。另外，專利文獻(xiàn)2中提出了耐HIC性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼的制造方法。專利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)針對(duì)面向API X60以上的高強(qiáng)度鋼管的鋼板，是一種耐HIC性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼的制造方法，其中，將鋼坯加熱到1000 1200°C，在950°C以下的奧氏體溫度范圍內(nèi)進(jìn)行軋制率為60%以上的軋制，然后以鋼板中央部的平均冷卻速度5 20°C /s進(jìn)行冷卻，直至鋼板的表面溫度從(Ar3-50°C )以上變?yōu)?00°C以下，進(jìn)而以鋼板中央部的平均冷卻速度5 500C /s進(jìn)行冷卻，直至600°C以下。專利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)采用了在冷卻中途改變冷卻速度的兩階段冷卻，抑制了鋼板表面附近的硬度，并確保了所期望的強(qiáng)度。專利文獻(xiàn)1 日本特開平11-80833號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 日本特開2000-160245號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
但是，最近對(duì)輸送管(管道鋼管)的要求也更加嚴(yán)格，要求進(jìn)一步改善耐酸氣性并進(jìn)一步降低表層硬度。專利文獻(xiàn)1、2中記載的技術(shù)，存在如下問題不能將鋼板表層的硬度降低到能滿足最近對(duì)耐HIC性的嚴(yán)格要求的程度，且不能穩(wěn)定地制造耐HIC性優(yōu)良的X65 級(jí)以上的高強(qiáng)度焊接鋼管用鋼板。本發(fā)明的目的在于解決上述現(xiàn)有技術(shù)的問題，提供能制造X65級(jí)以上的高強(qiáng)度焊接鋼管且耐HIC性優(yōu)良的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法。本發(fā)明人為了達(dá)成上述目的，對(duì)影響表層硬度的各種因素進(jìn)行了深入的研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，對(duì)鋼原材實(shí)施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋鋼板時(shí)，通過在精軋結(jié)束后實(shí)施間歇冷卻來進(jìn)行冷卻，能穩(wěn)定地制造具有230HV以下的低表層硬度且可制造X65級(jí)以上的高強(qiáng)度焊接鋼管的、具有520MPa以上的拉伸強(qiáng)度的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板，所述鋼原材的組成為以C、Nb、Ti滿足特定關(guān)系式的方式含有C、Nb、Ti，或者進(jìn)一步調(diào)整合金元素量，以使至少碳當(dāng)量Ceq或Pcm中的一個(gè)以上達(dá)到規(guī)定值以下。本發(fā)明是基于上述見解進(jìn)一步討論而完成的。S卩，本發(fā)明的要點(diǎn)如下。發(fā)明(1)一種厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板，具有如下組成和組織所述組成，以質(zhì)量％計(jì)，含有C 0. 02 0. 08 %、Si 1.0%以下、Mn :0. 50 1. 85%, P 0. 03% 以下、S 0. 005% 以下、Al :0. 以下、Nb :0. 02 0. 10%、Ti :0. 001 0. 05%,B 0. 0005%以下，并且以滿足下述(1)式的方式含有Nb、Ti、C，余量由狗及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述組織，包含貝氏體鐵素體相或貝氏體相，并且，表層硬度以維氏硬度計(jì)為230HV以下，(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)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有選自V 0. 5%以下、Mo 1. 0%以下、Cr :1. 0%以下、Ni :4. 0%以下、Cu :2. 0% 以下中的一種或兩種以上。
發(fā)明(3)如上述發(fā)明(1)或⑵所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上， 以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca 0. 010%以下、REM :0. 02%以下、Mg :0. 003%以下中的一種或兩種。發(fā)明如上述發(fā)明(1)或上述發(fā)明( 所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，所述組成還至少滿足由下述(2)式定義的Ceq為0. 32%以下或由下述(3)式定義的Pcm為0. 130%以下中的一個(gè)以上，Ceq = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Cu+Ni) /15 ... (2)Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B — (3)式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B為各元素的含量，單位為質(zhì)量％。發(fā)明(5)一種耐HIC性優(yōu)良的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，對(duì)上述發(fā)明(1)所述組成的鋼原材實(shí)施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋板時(shí)，在所述精軋結(jié)束后，實(shí)施以 300C /s以上的表面平均冷卻速度進(jìn)行加速冷卻、直至所述表面溫度達(dá)到500°C以下的第一冷卻工序，在該第一冷卻工序結(jié)束后，實(shí)施進(jìn)行IOs以內(nèi)的時(shí)間的空冷的第二冷卻工序，進(jìn)而實(shí)施以10°C /s以上的板厚中心的平均冷卻速度進(jìn)行加速冷卻、直至以板厚中心計(jì)達(dá)到 350°C以上且低于600°C的溫度范圍的溫度的第三冷卻工序，在該第三冷卻工序結(jié)束后，卷取為卷狀，使表層硬度以維氏硬度計(jì)為230HV以下。發(fā)明(6)如上述發(fā)明( 所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述第三冷卻工序中的加速冷卻為在全面核態(tài)沸騰中熱流率為1. 5Gcal/m2hr以上的冷卻。發(fā)明(7)如上述發(fā)明( 或上述發(fā)明(6)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中， 所述厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有選自V :0. 5%以下、Mo 1.0%以下、Cr :1.0%以下、Ni :4. 0%以下、Cu :2. 0%以下中的一種或兩種以上。發(fā)明(8)如上述發(fā)明( (7)中任一項(xiàng)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中， 所述厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca 0. 010%以下、REM 0. 02%以下、Mg 0. 003%以下中的一種或兩種。發(fā)明(9)如上述發(fā)明( 至(8)中任一項(xiàng)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述組成還至少滿足由下述( 式定義的Ceq為0. 32%以下或由下述( 式定義的Pcm為 0. 130%以下中的一個(gè)以上，Ceq = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Cu+Ni) /15 ... (2)Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B — (3)式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B為各元素的含量，單位為質(zhì)量％。發(fā)明(10)一種耐HIC性優(yōu)良的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，對(duì)由上述發(fā)明(1)所述組成的鋼原材實(shí)施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋板時(shí)，在所述精軋結(jié)束后，依次實(shí)施第一冷卻工序、第二冷卻工序和第三冷卻工序，所述第一冷卻工序中，以20°C /s以上且小于馬氏體生成臨界冷卻速度的平均冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，直至所述熱軋板表面的表面溫度達(dá)到Art相變點(diǎn)以下且Ms點(diǎn)以上，在該第一冷卻工序結(jié)束后的第二冷卻工序中，急冷至板厚中心的溫度達(dá)到350°C以上且低于600°C的溫度范圍的溫度，在該第二冷卻工序后的第三冷卻工序中，在以板厚中心的溫度計(jì)為350°C以上且低于600°C的溫度范圍的卷取溫度下卷取成卷狀后，實(shí)施冷卻以使至少卷厚度方向的1/4板厚至3/4板厚的位置在350。C 至600°C的溫度范圍內(nèi)保持或滯留30分鐘以上，所述厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的拉伸強(qiáng)度為520MPa以上且表層硬度以維氏硬度計(jì)為 230HV以下。發(fā)明(11)如上述發(fā)明(10)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述第二冷卻工序中的急冷為全面核態(tài)沸騰中熱流率為1.0Gcal/m2hr以上的冷卻。發(fā)明(12)如上述發(fā)明(10)或上述發(fā)明(11)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中， 所述厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有選自ν :0. 5%以下、Mo 1.0%以下、Cr以下、Ni :4. 0%以下、Cu :2. 0%以下中的一種或兩種以上。發(fā)明(13)如上述發(fā)明(10)至上述發(fā)明(12)中任一項(xiàng)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca 0.010% 以下、REM 0. 02%以下、Mg 0. 003%以下中的一種或兩種。發(fā)明(14)如上述發(fā)明(10)至上述發(fā)明(13)中任一項(xiàng)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述組成還至少滿足由下述(2)式定義的Ceq為0. 32%以下或由下述(3) 式定義的PcmSO. 13%以下中的一個(gè)以上，Ceq = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Cu+Ni) /15 ... (2)Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B — (3)式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B為各元素的含量(質(zhì)量％ )。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能穩(wěn)定地制造適合作為高強(qiáng)度焊接鋼管用原材料的、具有拉伸強(qiáng)度為520MPa以上的高強(qiáng)度和230HV以下的低表層硬度、并且板厚為8. 7mm以上的厚壁且耐 HIC性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮顯著的效果。另外，通過以由本發(fā)明制造的熱軋鋼板作為原材料，還具有能廉價(jià)并穩(wěn)定地制造X65級(jí)以上的耐HIC性優(yōu)良的高強(qiáng)度焊接鋼管的效果。
具體實(shí)施例方式首先，對(duì)使用的鋼原材的組成的限定理由進(jìn)行說明。另外，只要沒有特別說明，質(zhì)量％簡記為％。C :0· 02 0.08%C是具有使鋼的強(qiáng)度提高的作用的元素，在本發(fā)明中為了確保所期望的高強(qiáng)度，需要含有0. 02%以上。另一方面，超過0. 08%而過量含有時(shí)，使珠光體等第二相的組織百分率增大，并使母材韌性及焊接熱影響部韌性降低。因此，將C限定在0. 02 0. 08%的范圍內(nèi)。并且，優(yōu)選為0. 03 0. 05%。Si :1.0% 以下Si不僅起到脫氧劑的作用，還具有通過固溶強(qiáng)化、淬透性的提高增加鋼的強(qiáng)度的作用。這樣的效果在含有0.01%以上時(shí)被確認(rèn)。另一方面，含量超過1.0%時(shí)，在電阻焊接時(shí)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的韌性降低。因此，將Si 限定為1.0%以下。并且，優(yōu)選為0. 1 0.4%。Mn :0· 50 1. 85%Mn具有使淬透性提高的作用，并通過淬透性的提高而使鋼板的強(qiáng)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，從而抑制鋼坯(鋼原材)開裂。為了得到這樣的效果，需要含有0.50%以上。另一方面，含量超過1.85%時(shí)，使焊接性、耐HIC性降低。并且，含有大量的Mn時(shí)，助長鋼坯鑄造時(shí)的凝固偏析，使鋼板上殘留有Mn富集部，并使分割的產(chǎn)生增加。為了使該Mn富集部消失，需要加熱到超過1300°C的溫度，而按照工業(yè)規(guī)模實(shí)施這種熱處理并不現(xiàn)實(shí)。因此，將Mn限定在0.50 1.85%的范圍內(nèi)。并且，優(yōu)選為 0. 8 1. 2%。P :0.03% 以下P在鋼中作為雜質(zhì)而不可避免地含有，具有使鋼的強(qiáng)度提高的作用。但是，超過 0.03%而過量地含有時(shí)，焊接性下降。因此，將P限定為0.03%以下。并且，優(yōu)選為0.01% 以下。S :0.005% 以下S與P —樣在鋼中作為雜質(zhì)而不可避免地含有，超過0. 005%而過量地含有時(shí)，引起鋼坯開裂，并且在熱軋鋼板中形成粗大的MnS而使延展性降低。因此，將S限定為0. 005% 以下。并且，優(yōu)選為0.001%以下。Al :0.1% 以下Al是起到脫氧劑的作用的元素，為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.005%以上，更加優(yōu)選含有0. 01 %以上。另一方面，含量超過0. 1 %時(shí)，顯著損壞電阻焊接時(shí)焊接部的潔凈性。因此，將Al限定為0. 以下。并且，優(yōu)選為0.005 0.05%。Nb :0· 02 0. 10%Nb是具有抑制奧氏體晶粒的粗大化和再結(jié)晶的作用的元素，且具有如下作用 使熱精軋中奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍的軋制成為可能；以及通過以碳氮化物的形式微細(xì)析出，不損壞焊接性地以較少的含量使熱軋鋼板高強(qiáng)度化。為了得到這種效果，需要含有 0.03%以上。另一方面，超過0. 10%而過量含有時(shí)，導(dǎo)致熱精軋中的軋制負(fù)荷增大，熱軋有可能變得困難。因此，將Nb限定在0.02 0. 10%的范圍內(nèi)。并且，優(yōu)選為0.03 0.07%。 更加優(yōu)選為0. 04 0.06%。Ti :0. 001 0. 05%Ti具有形成氮化物而固定N、從而防止鋼坯(鋼原材)開裂的作用，并且通過以碳化物的形式微細(xì)析出而使鋼板高強(qiáng)度化。這樣的效果在含有0. 001%以上時(shí)顯著，但含量超過0. 05%時(shí)，由于析出強(qiáng)化，屈服點(diǎn)顯著上升。因此，將Ti限定在0. 001 0. 05%的范圍內(nèi)。并且，優(yōu)選為0. 005 0. 03%。在本發(fā)明中，調(diào)整Nb、Ti、C的含量，以使其在上述的范圍內(nèi)、并且滿足下述(1)式。(Ti+Nb/2)C < 4 ...(1)Nb、Ti是碳化物形成傾向很強(qiáng)的元素，可以想到在C含量低的情況下，大部分的C 都成為碳化物，鐵素體晶粒內(nèi)的固溶C量驟減。鐵素體晶粒內(nèi)的固溶C量的驟減給管道施工時(shí)鋼管的環(huán)形焊接性造成不良影響。將使用鐵素體晶粒內(nèi)的固溶C量極度減少的鋼板制造的鋼管作為管道鋼管進(jìn)行環(huán)形焊接時(shí)，熱影響部(HAZ)的晶粒生長變得顯著，環(huán)形焊接部的HAZ韌性有可能下降。因此，在本發(fā)明中，以滿足(1)式的方式調(diào)整Nb、Ti、C的含量。 由此，能使鐵素體晶粒內(nèi)的固溶C量為IOppm以上，從而能夠防止環(huán)形焊接部的HAZ韌性下降。B :0· 0005% 以下B是向晶界偏析的傾向強(qiáng)、且通過淬透性的提高有助于增加鋼的強(qiáng)度的元素。這樣的效果在含有0. 0001%以上時(shí)被確認(rèn)，但含量超過0. 0005%時(shí)，使韌性下降。因此，將B限定為0. 0005%以下。上述成分為基本成分，但在本發(fā)明中，在該基本組成的基礎(chǔ)上，還可以根據(jù)需要選擇含有選自V 0. 5%以下、Mo 1. 0%以下、Cr 1. 0%以下、Ni 4. 0%以下、Cu 2. 0%以下中的一種或兩種以上、和/或Ca 0. 010%以下、REM 0. 02%以下、Mg 0. 003%以下中的一種
或兩種。選自V 0. 5% 以下、Mo 1. 0% 以下、Cr 1. 0% 以下、Ni 4. 0% 以下、Cu 2. 0% 以下中的一種或兩種以上V、Mo、Cr、Ni、Cu都是使淬透性提高并使鋼板強(qiáng)度增加的元素，可以根據(jù)需要選擇含有一種或兩種以上。V是具有使淬透性提高并通過形成碳氮化物而使鋼板高強(qiáng)度化的作用的元素，這樣的效果在含有0. 01 %以上時(shí)變得顯著。另一方面，超過0. 5%而過量含有時(shí)，使焊接性變差。因此，優(yōu)選V為0.5%以下。并且，更優(yōu)選為0.08%以下。Mo是具有使淬透性提高并通過形成碳氮化物而使鋼板高強(qiáng)度化的作用的元素，這樣的效果在含有0.01%以上時(shí)變得顯著。另一方面，超過1.0%而大量含有時(shí)，使焊接性下降。因此，優(yōu)選將Mo限定為1.0%以下。并且，更優(yōu)選為0.05 0.35%。Cr是具有使淬透性提高并使鋼板強(qiáng)度增加的作用的元素。這樣的效果在含有 0.01%以上時(shí)變得顯著。另一方面，超過1.0%而過量含有時(shí)，具有在電阻焊接時(shí)多發(fā)焊接缺陷的傾向。因此，優(yōu)選將Cr限定為1.0%以下。并且，更優(yōu)選為小于0.30%。M是具有使淬透性提高、使鋼的強(qiáng)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，含量超過4.0%時(shí)，效果飽和， 不能期待與含量相符的效果，經(jīng)濟(jì)上變得不利。因此，優(yōu)選將Ni限定為4.0%以下。并且， 更優(yōu)選為0. 10 1.0%。Cu是具有使淬透性提高并通過固溶強(qiáng)化或析出強(qiáng)化而使鋼板強(qiáng)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2.0%時(shí)，使熱加工性降低。 因此，優(yōu)選將Cu限定為2. 0%以下。并且，更優(yōu)選為0. 10 1. 0%。Ca 0. 010%以下、REM 0. 02%以下、Mg 0. 003%以下中的一種或兩種
Ca、REM、Mg都是有助于使伸展的粗大硫化物成為球狀硫化物的硫化物形態(tài)控制的元素，可以根據(jù)需要選擇地含有。為了得到這樣的效果，優(yōu)選含有Ca :0. 001%以上、REM 0. 001 %以上，但Ca超過0. 010%、REM超過0. 02%而大量含有時(shí)，使鋼板的潔凈度降低。因此，優(yōu)選限定為Ca 0. 010%以下、REM :0. 02%以下。并且，優(yōu)選調(diào)整Ca的含量，以使其在上述的范圍內(nèi)、并且與0、S含量的關(guān)系滿足由下式ACR= {Ca-OX (0. 18+130Ca)}/1. 25S (式中，Ca、0、S為各元素的含量(質(zhì)量％))定義的ACR為1.0 4.0。由此，即使在酸性環(huán)境下，也不會(huì)發(fā)生耐腐蝕性、耐腐蝕開裂性的降低。Mg與Ca等一樣是形成硫化物、氧化物而抑制粗大的硫化物MnS形成、從而有助于硫化物的形態(tài)控制的元素，可以根據(jù)需要含有。這樣的效果在含有0. 0005%以上時(shí)被確認(rèn)， 但含量超過0. 003%時(shí)，形成Mg氧化物、Mg硫化物的團(tuán)簇，導(dǎo)致韌性的下降。因此，在含有時(shí)，優(yōu)選限定為0. 003%以下。在本發(fā)明中，優(yōu)選調(diào)整上述成分的含量，以使其在上述的范圍內(nèi)、并且滿足由下式 (2)定義的Ceq為0.32%以下、或者滿足由下式(3)定義的Pcm為0. 13%以下。Ceq超過 0. 32%或Pcm超過0. 13%時(shí)，難以將表層的硬度調(diào)整為230HV以下，而且淬透性提高，環(huán)形焊接部的韌性下降。Ceq = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Cu+Ni) /15 ... (2)(式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni為各元素的含量(質(zhì)量％))Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B — (3)(在此，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B 為各元素的含量(質(zhì)量％ ))上述成分以外的余量由Fe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0 :0. 005%以下、N :0. 008以下、Sn 0. 005% 以下。0:0. 005% 以下0在鋼中形成各種氧化物，使熱加工性、耐腐蝕性、韌性等降低。因此，優(yōu)選盡可能地減少其含量，但極端地減少會(huì)導(dǎo)致精煉成本的升高，因此可以允許為0. 005%以下。N :0. 008% 以下N是鋼中不可避免地含有的元素，但過量含有會(huì)使鋼坯鑄造時(shí)多發(fā)開裂，因此優(yōu)選盡可能地減少其含量，但可以允許為0. 008%以下。Sn :0. 005% 以下Sn是從作為煉鋼原料的廢鋼混入的、在鋼中不可避免地含有的元素。Sn是容易向晶界等偏析的元素，大量地含有時(shí)晶界強(qiáng)度降低，導(dǎo)致韌性降低，但可以允許為0. 005%以下。另外，作為鋼原材的制造方法，優(yōu)選將上述組成的鋼水用轉(zhuǎn)爐等常用的熔煉方法進(jìn)行熔煉，并用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。在本發(fā)明中，通過對(duì)具有上述組成的鋼原材進(jìn)行加熱并實(shí)施熱軋，從而制成熱軋鋼板(鋼帶)。作為鋼原材的制造方法，優(yōu)選將上述組成的鋼水用轉(zhuǎn)爐等常用的熔煉方法進(jìn)行熔煉，并用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。
熱軋由加熱鋼原材而制成薄板坯的粗軋、和將該薄板坯制成熱軋鋼板的精軋構(gòu)成。鋼原材的加熱溫度只要是能對(duì)熱軋鋼板進(jìn)行軋制的溫度即可，沒必要特別限定， 但優(yōu)選為1000 1300°C范圍內(nèi)的溫度。加熱溫度低于1000°c時(shí)，變形阻力增高且軋制負(fù)荷增大，從而對(duì)軋機(jī)的負(fù)荷變得過大。另一方面，加熱溫度為超過1300°c的高溫時(shí)，晶粒粗大從而低溫韌性下降，并且銹皮生成量增大，成品率降低。因此，優(yōu)選熱軋時(shí)的加熱溫度為 1000 1300°C。并且，更優(yōu)選為1050 1250°C。對(duì)加熱后的鋼原材料實(shí)施粗軋，制成薄板坯。粗軋的條件，只要能得到所期望尺寸形狀的薄板坯即可，其條件沒有特別的限定。對(duì)所得到的薄板坯進(jìn)一步實(shí)施精軋，制成熱軋鋼板。在精軋中，從高韌性化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選精軋結(jié)束溫度為(AC3_50V )以下且800°C 以下，并且優(yōu)選1000°C以下的溫度范圍內(nèi)的總軋制量(％ )為60%以上。這是因?yàn)?，脫離上述精軋結(jié)束溫度范圍時(shí)、以及1000°C以下的溫度范圍內(nèi)的總軋制量小于60%時(shí)，不能得到微細(xì)的組織，韌性變差。本發(fā)明的熱軋鋼板的特征在于，具有由貝氏體鐵素體相或貝氏體相構(gòu)成的組織， 且鋼板的表層硬度以維氏硬度計(jì)為230HV以下。為了得到這種鋼板，在本發(fā)明中，以如下的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法為基本工序精軋后進(jìn)行包括第一次冷卻工序和第二次冷卻工序的冷卻工序，在所述第一次冷卻工序中，在上述精軋結(jié)束后立即以鋼板表面不析出多邊形鐵素體的方式、以規(guī)定的冷卻速度以上的表面平均冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，直至表面溫度達(dá)到Ar3相變點(diǎn)以下，在所述第二次冷卻工序中，在該第一次冷卻工序結(jié)束后，進(jìn)一步以板厚中心部不析出多邊形鐵素體或珠光體的方式、以板厚中心的平均冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，直至以板厚中心計(jì)達(dá)到350°C以上且低于600°C的溫度范圍的溫度，在該第二次冷卻工序結(jié)束后，卷取成卷狀，使表層硬度以維氏硬度計(jì)為230HV以下，進(jìn)而，本發(fā)明為了降低鋼板表面硬度，實(shí)施在上述第一次冷卻工序和第二次冷卻工序之間進(jìn)行空冷、或者在卷取后使鋼帶在350°C以上且低于600°C的溫度范圍內(nèi)保持或滯留30分鐘以上的工序。本發(fā)明的具體制造方法有以下所述的第一實(shí)施方式和第二實(shí)施方式。以下對(duì)各實(shí)施方式進(jìn)行詳述。(第一實(shí)施方式)在第一實(shí)施方式中，對(duì)于實(shí)施了精軋的熱軋鋼板，接著實(shí)施第一冷卻工序和第二冷卻工序，并進(jìn)一步實(shí)施第三冷卻工序，在第三冷卻工序結(jié)束后，卷取成卷狀。另外，這里所說的“精軋結(jié)束后立即”是指精軋結(jié)束后10秒以內(nèi)開始冷卻。在第一冷卻工序中，精軋結(jié)束后立即以30°C /s以上的表面平均冷卻速度實(shí)施加速冷卻，直至表面溫度達(dá)到500°C以下。在第一冷卻工序的加速冷卻中，進(jìn)行表面溫度控制。表面平均冷卻速度小于 30°C/s時(shí)，多邊形鐵素體(polygonal ferrite)析出，不能達(dá)到所期望的高強(qiáng)度化、高韌性化。并且,優(yōu)選的表面平均冷卻速度(average surface cooling rate)為100 300°C / s。另外，在第一冷卻工序(cooling st印)中，加速冷卻的冷卻停止溫度(cooling stop temperature)以表面溫度計(jì)為500°C以下的溫度。冷卻停止溫度超過500°C時(shí)，表層區(qū)域 (surface layer)中的相變有可能完不成，在之后的冷卻工序中進(jìn)一步相變?yōu)榈蜏叵嘧儺a(chǎn)物(low-temperature transformation product material)，因此不能期待表層的低硬度化。在第二冷卻工序中，在第一冷卻工序結(jié)束后，進(jìn)行10秒以內(nèi)的時(shí)間的空冷(air cooling)ο在該空冷中，表層通過中心部保有的熱而復(fù)熱，使表層回火，因此能促進(jìn)表層的低硬度化。并且，通過實(shí)施空冷，還具有在之后的冷卻中能促進(jìn)板厚中心的冷卻的效果。另外， 將空冷時(shí)間延長而超過10秒時(shí)，效果飽和且生產(chǎn)率降低。因此，將空冷時(shí)間限定為10秒以內(nèi)。從提高生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選7秒以下。另外，為了得到由復(fù)熱引起的表層回火的效果，優(yōu)選空冷時(shí)間為1秒以上。在第三冷卻工序中，在第二冷卻工序結(jié)束后，以10°C /s以上的板厚中心的平均冷卻速度實(shí)施加速冷卻，直至板厚中心的溫度達(dá)到350°C以上且低于600°C的溫度范圍內(nèi)的溫度。需要說明的是，第三冷卻工序中的加速冷卻，進(jìn)行板厚中心溫度控制。板厚中心的平均冷卻速度小于10°C /s時(shí)，多邊形鐵素體、珠光體(pearlite)容易析出，不能實(shí)現(xiàn)所期望的高強(qiáng)度化、高韌性化。另外，板厚中心的平均冷卻速度的上限由所使用的冷卻裝置的能力決定，但優(yōu)選為不伴隨翹曲等鋼板形狀變差的100°c /s以下。另外，從確保韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選的板厚中心的平均冷卻速度為25V /s以上。 這種冷卻可以通過全面核態(tài)沸騰(entire surface nuclear boiling)中熱流速(heat flow rate)為1. 5Gcal/m2hr以上的冷卻(水冷)來實(shí)現(xiàn)。進(jìn)行上述的加速冷卻，直至板厚中心的溫度達(dá)到350°C以上且低于600°C的溫度范圍的溫度(冷卻停止溫度)。冷卻停止溫度脫離該范圍時(shí)，加速冷卻后卷取成卷狀之后， 不能在規(guī)定溫度范圍內(nèi)保持規(guī)定時(shí)間以上，從而不能確保所期望的高強(qiáng)度、高韌性。實(shí)施第三冷卻工序后，熱軋鋼板以350°C以上且低于600°C的卷取溫度卷取成卷狀。通過在上述冷卻停止溫度下停止加速冷卻并以上述卷取溫度卷取成卷狀，能在 350°C以上且低于600°C的溫度范圍內(nèi)保持、滯留30分鐘以上，板內(nèi)部的析出強(qiáng)化得到促進(jìn)，從而能確保所期望的高強(qiáng)度、高韌性，另一方面，板表面由于自退火而硬度有可能降低。(第二實(shí)施方式)在第二實(shí)施方式中，實(shí)施了精軋的熱軋板，接著依次實(shí)施第一冷卻工序、第二冷卻工序和第三冷卻工序。在第一冷卻工序中，精軋結(jié)束后立即以20°C /s以上且小于馬氏體生成臨界冷卻速度(critical cooling rate of martensite formation)的平均冷卻速度進(jìn)行力口速冷卻，直至熱軋板表面的表面溫度達(dá)到Ari相變點(diǎn)(transformation temperature)以下且Ms 點(diǎn)以上(martensite transformation temperature)。另外，這里所說的“精軋結(jié)束后立即” 是指精軋結(jié)束后10秒以內(nèi)開始冷卻。在第一冷卻工序的加速冷卻中，進(jìn)行表面溫度控制。熱軋板表面的平均冷卻速度小于20°C /s時(shí)，多邊形鐵素體析出，不能達(dá)到所期望的高強(qiáng)度化、高韌性化。另外，從為了表層的低硬度化而防止馬氏體生成的目的出發(fā)，熱軋板表面的平均冷卻速度的上限優(yōu)選設(shè)定為小于馬氏體生成臨界冷卻速度(按本發(fā)明的組成范圍為100°C /s 500°C /s左右)。 并且，優(yōu)選的表面平均冷卻速度為50 100°C /s。另外，在第一冷卻工序中，加速冷卻的冷卻停止溫度以表面溫度計(jì)為Ari相變點(diǎn)以下且Ms點(diǎn)以上的溫度。冷卻停止溫度超過Ari相變點(diǎn)時(shí)，表層區(qū)域中的相變有可能完不成，在之后的冷卻工序中進(jìn)一步相變?yōu)榈蜏叵嘧儺a(chǎn)物，因此不能期待表層的低硬度化。在第二冷卻工序中，在第一冷卻工序結(jié)束后進(jìn)行急冷，直至板厚中心達(dá)到350°C以上且低于600°C的溫度范圍的溫度。另外，急冷中的冷卻速度以板厚中心位置的平均冷卻速度計(jì)優(yōu)選為10°C /s以上。板厚中心位置的平均冷卻速度小于10°C /s時(shí)，珠光體容易析出，因而不能實(shí)現(xiàn)所期望的高強(qiáng)度化、高韌性化。并且，雖然板厚中心的平均冷卻速度的上限由所使用的冷卻裝置的能力決定，但優(yōu)選設(shè)為不伴隨翹曲等鋼板形狀變差的300°C /s以下。另外，從提高韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選的板厚中心位置的平均冷卻速度為25V /s以上。 這種冷卻可以通過全面核態(tài)沸騰中熱流速為1. 0Gcal/m2hr以上的冷卻(水冷)來實(shí)現(xiàn)。需要說明的是，板厚中心位置處的溫度、冷卻速度，是由板厚、表面溫度、熱流速通過計(jì)算求得的。進(jìn)行如上所述的急冷，直至板厚中心的溫度達(dá)到350°C以上且低于600°C的溫度 (冷卻停止溫度)。冷卻停止溫度低于350°C時(shí)，之后的正常卷取不能進(jìn)行。另一方面，卷取溫度為600°C以上時(shí)，晶粒粗大化，從而不能確保所期望的高強(qiáng)度、高韌性。在實(shí)施第二冷卻工序后，實(shí)施第三冷卻工序，以按板厚中心溫度計(jì)卷取溫度達(dá)到 350°C以上且低于600°C的溫度的方式調(diào)整卷取溫度而將熱軋板卷取成卷狀，并使卷厚度方向的1/4板厚至3/4板厚的位置在350°C以上且低于600°C的溫度范圍內(nèi)保持或滯留30分鐘以上。卷取溫度為低于350°C時(shí)，板溫過度降低，難以卷取為合適的卷取形狀。另一方面， 卷取溫度升高而超過600°C時(shí)，晶粒粗大化，從而不能確保所期望的高強(qiáng)度、高韌性。因此， 卷取溫度以板厚中心溫度計(jì)設(shè)為350°C以上且低于600°C的范圍內(nèi)的溫度。并且，優(yōu)選為 450 550"C。在第三冷卻工序中，對(duì)卷取成卷狀后的熱軋板實(shí)施冷卻，使至少卷厚度方向上1/4 板厚至3/4板厚的位置在350°C以上且低于600°C的溫度范圍內(nèi)保持或滯留30分鐘以上。 通過在上述冷卻停止溫度下停止急冷并以上述卷取溫度卷取成卷狀，僅通過直接放冷，即可進(jìn)行使卷厚度方向的1/4板厚至3/4板厚的位置在350°C以上且低于600°C的溫度范圍內(nèi)保持或滯留30分鐘以上的冷卻，但為了更可靠地進(jìn)行上述保持或滯留，優(yōu)選在卷取成卷狀后加熱卷或用帶卷箱等保管卷。通過對(duì)卷實(shí)施在350°C以上且低于600°C的溫度范圍內(nèi)保持或滯留30分鐘以上的冷卻，鋼板內(nèi)部的析出強(qiáng)化得到促進(jìn)而變?yōu)楦邚?qiáng)度，另一方面，鋼板表層由于自退火而硬度降低。由此，能實(shí)現(xiàn)所期望的高強(qiáng)度和低表面硬度。通過上述本發(fā)明的制造方法得到的熱軋鋼板，是具有上述組成、進(jìn)而在板內(nèi)部具有由貝氏體鐵素體相(bainitic ferrite phase)或貝氏體相(bainite phase)構(gòu)成的單相組織(這里的單相指98%以上的情況)、并且具有拉伸強(qiáng)度為520MPa以上的高強(qiáng)度和表層硬度為230HV以下的低表層硬度的耐HIC性優(yōu)良的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板。這里所說的“貝氏體鐵素體相”也包含針狀鐵素體(acicular ferrite)、針狀鐵素體(acicular ferrite)。 另外，“表層”是指板厚方向上距鋼板表面Imm以內(nèi)的區(qū)域。以下，進(jìn)一步根據(jù)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。
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(實(shí)施例1)對(duì)表1及表2所示組成的鋼原材按表3及表4所示的熱軋條件實(shí)施熱軋，熱軋結(jié)束后，按照表3及表4所示的冷卻條件進(jìn)行冷卻，然后以表3及表4所示的卷取溫度卷取成卷狀，制成表3及表4所示板厚的熱軋鋼板(鋼帶)。從所得到的熱軋鋼板上裁取試驗(yàn)片，實(shí)施組織觀察、硬度試驗(yàn)、拉伸試驗(yàn)、沖擊試驗(yàn)、環(huán)形焊接性試驗(yàn)及HIC試驗(yàn)，從而評(píng)價(jià)表面硬度、拉伸特性、韌性、環(huán)形焊接性及耐HIC 特性。試驗(yàn)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(yàn)片，研磨并腐蝕軋制方向的截面，用光學(xué)顯微鏡(optical microscope)(倍率(magnification ratio) :1000 倍)在表層、板厚中心位置各位置處進(jìn)行各10個(gè)視野以上的觀察，測定組織的種類及其組織百分率。(2)硬度試驗(yàn)(hardness test)從所得到的熱軋鋼板上裁取硬度測定用試驗(yàn)片，研磨軋制方向的截面，對(duì)板厚方向上距表面0. 5mm及Imm的位置處的硬度各測定5個(gè)點(diǎn)，然后將所得到的測定值算術(shù)平均， 將較高的值作為熱軋鋼板的表層硬度。需要說明的是，硬度測定使用維氏硬度計(jì)(Vickers hardness meter)以試驗(yàn)力 0. 5kgf 進(jìn)行。(3)拉伸試驗(yàn)(tensile test)從所得到的熱軋鋼板上以與軋制方向垂直的方向(C方向)為長度方向的方式裁取試驗(yàn)片，根據(jù)API-5L的規(guī)定在室溫下實(shí)施拉伸試驗(yàn)，求得屈服強(qiáng)度YS和拉伸強(qiáng)度TS。(4) 741 ! (impact resistance test)從所得到的熱軋鋼板的板厚中央部以與軋制方向垂直的方向(C方向)為長度方向的方式裁取V型缺口(notch)試驗(yàn)片，根據(jù)JIS Z 2242的規(guī)定實(shí)施夏比沖擊試驗(yàn)(Charpy impact test)，求得試驗(yàn)溫度為_80°C時(shí)的吸收能量(absorbed energy) (J)0另外，試驗(yàn)片為3個(gè)，求出所得到的吸收能量值的算術(shù)平均值，并將其作為該鋼板的吸收能量值E, (J)。(5)環(huán)形焊接性試驗(yàn)(circumferential weldability test)環(huán)形焊接性通過y型焊接裂紋試驗(yàn)(weld cracking test)進(jìn)行評(píng)價(jià)。從所得到的熱軋鋼板上裁取試驗(yàn)片，根據(jù)JIS Z 3158的規(guī)定在室溫下進(jìn)行試驗(yàn)焊接，考察有無裂紋產(chǎn)生。將產(chǎn)生了裂紋的情況記為X、將沒有裂紋產(chǎn)生的情況記為〇，由此評(píng)價(jià)環(huán)形焊接性。(6) HIC 試驗(yàn)從所得到的熱軋鋼板上以長度方向?yàn)殇摪宓能堉品较虻姆绞讲萌IC試驗(yàn)片(大小IOOmmX 20mm)，根據(jù)NACE (美國腐蝕工程師協(xié)會(huì)，National Association of Corrosion Engineers) TM 0284的規(guī)定評(píng)價(jià)耐HIC性。另外，試驗(yàn)液(test liquid)為規(guī)定的A溶液， 將試驗(yàn)片浸漬在該試驗(yàn)液中后測定CLR(% )。CLR為0%的情況下，判斷為未發(fā)生HIC、耐 HIC性良好。另外，也考察了有無泡疤(blister)產(chǎn)生。將所得的結(jié)果示于表5及表6。本發(fā)明例均為具有拉伸強(qiáng)度為520MPa以上的高強(qiáng)度和230HV以下的低表層硬度、 且板厚為8. 7mm以上的厚壁的、耐HIC性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板。另一方面，脫離了本發(fā)明范圍的比較例，由于不能確保所期望的高強(qiáng)度、或者得不到所期望的低表層硬度、或者低溫韌性下降、或者環(huán)形焊接性下降、或者耐HIC性下降，因而作為高強(qiáng)度電阻焊鋼管用原材料不能確保所期望的特性。(實(shí)施例2)使用表7及表8所示組成的鋼原材，按照表9及表10所示的熱軋條件實(shí)施熱軋， 熱軋結(jié)束后，按照表9及表10所示的冷卻條件進(jìn)行冷卻，然后以表9及表10所示的卷取溫度卷取成卷狀，進(jìn)而按表9及表10所示的卷冷卻條件進(jìn)行冷卻，制造表9及表10所示板厚的熱軋鋼板(鋼帶)。從所得到的熱軋鋼板上裁取試驗(yàn)片，實(shí)施組織觀察、硬度試驗(yàn)、拉伸試驗(yàn)、沖擊試驗(yàn)、環(huán)形焊接性試驗(yàn)及HIC試驗(yàn)，從而評(píng)價(jià)表面硬度、拉伸特性、韌性、環(huán)形焊接性及耐HIC 特性。試驗(yàn)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(yàn)片，研磨并腐蝕軋制方向的截面，用光學(xué)顯微鏡(倍率1000倍)在表層、板厚中心位置各位置處進(jìn)行各10個(gè)視野以上的觀察， 測定組織的種類及其組織百分率。(2)硬度試驗(yàn)從所得到的熱軋鋼板上裁取硬度測定用試驗(yàn)片，研磨軋制方向的截面，對(duì)板厚方向上距表面0. 5mm及1. Omm的位置處的硬度各測定5個(gè)點(diǎn)以上，然后將所得到的測定值算術(shù)平均，作為該熱軋鋼板的表層硬度。需要說明的是，硬度測定使用維氏硬度計(jì)以試驗(yàn)力 0. 3kgf (2. 9N)進(jìn)行。(3)拉伸試驗(yàn)從所得到的熱軋鋼板上以與軋制方向垂直的方向(C方向)為長度方向的方式裁取試驗(yàn)片，根據(jù)API-5L的規(guī)定在室溫下實(shí)施拉伸試驗(yàn)，求得屈服強(qiáng)度YS和拉伸強(qiáng)度TS。(4)沖擊試驗(yàn)從所得到的熱軋鋼板的板厚中央部以與軋制方向垂直的方向(C方向)為長度方向的方式裁取V型缺口試驗(yàn)片，根據(jù)JIS Z 2242的規(guī)定實(shí)施夏比沖擊試驗(yàn)，求得試驗(yàn)溫度為-80°C時(shí)的吸收能量(J)。另外，試驗(yàn)片為3個(gè)，求出所得到的吸收能量值的算術(shù)平均值， 并將其作為該鋼板的吸收能量值vE.CJ)。(5)環(huán)形焊接性試驗(yàn)環(huán)形焊接性使用y型焊接裂紋試驗(yàn)進(jìn)行評(píng)價(jià)。從所得到的熱軋鋼板上裁取試驗(yàn)片，根據(jù)Jis Z 3158的規(guī)定在室溫下進(jìn)行試驗(yàn)焊接，并考察有無裂紋。將產(chǎn)生了裂紋的情況記為X、將沒有裂紋產(chǎn)生的情況記為〇，由此評(píng)價(jià)環(huán)形焊接性。(6) HIC 試驗(yàn)從所得到的熱軋鋼板上以長度方向?yàn)殇摪宓能堉品较虻姆绞讲萌IC試驗(yàn)片(大小100mmX 20mm)，根據(jù)NACE標(biāo)準(zhǔn)TM 0284的規(guī)定評(píng)價(jià)耐HIC性。另外，試驗(yàn)液為規(guī)定的 A溶液，將試驗(yàn)片浸漬在該試驗(yàn)液中后測定CLR(%)。CLR為0%的情況下，判斷為未發(fā)生 HIC、耐HIC性良好。另外，也考察了有無泡疤產(chǎn)生。將所得的結(jié)果示于表11及表12。本發(fā)明例均為具有拉伸強(qiáng)度為520MPa以上的高強(qiáng)度和230HV以下的低表層硬度、 環(huán)形焊接性也優(yōu)良、且板厚為8. 7mm以上的厚壁的、耐HIC性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板。另一方面，脫離了本發(fā)明范圍的比較例，由于不能確保所期望的高強(qiáng)度、或者得不到所期望的低表層硬度、或者低溫韌性下降、或者環(huán)形焊接性下降、或者耐HIC性下降，因而作為X65級(jí)以上的耐HIC性優(yōu)良的高強(qiáng)度電阻焊鋼管用原材料不能確保所期望的特性。
權(quán)利要求
1.一種厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板，具有如下組成和組織所述組成，以質(zhì)量％計(jì)，含有C 0. 02 0. 08%,Si 1. 0%以下、Mn :0. 50 1. 85%,P 0. 03% 以下、S 0. 005% 以下、Al 0. 以下、Nb :0. 02 0. 10%,Ti :0. 001 0. 05%禾口 B 0.0005%以下，并且以滿足下述(1)式的方式含有Nb、Ti、C，余量由!^e及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述組織，包含貝氏體鐵素體相或貝氏體相，并且，表層硬度以維氏硬度計(jì)為230HV以下，(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所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有選自V 0. 5%以下、Mo 1. 0%以下、Cr :1. 0%以下、Ni :4. 0%以下、Cu :2. 0%以下中的一種或兩種以上。
3.如權(quán)利要求1或2所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca 0. 010%以下、REM :0. 02%以下、Mg :0. 003%以下中的一種或兩種。
4.如權(quán)利要求1至3中任一項(xiàng)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，所述組成還至少滿足由下述⑵式定義的Ceq為0. 32%以下或由下述(3)式定義的Pcm為0. 13%以下，Ceq = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Cu+Ni)/15 ... (2)Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B …(3)式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B為各元素的含量，單位為質(zhì)量％。
5.一種厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，對(duì)權(quán)利要求1所述組成的鋼原材實(shí)施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋板時(shí)，在所述精軋結(jié)束后，實(shí)施以30°C /s以上的表面平均冷卻速度進(jìn)行加速冷卻、直至所述表面溫度達(dá)到500°C以下的第一冷卻工序，在該第一冷卻工序結(jié)束后，實(shí)施進(jìn)行IOs以內(nèi)的時(shí)間的空冷的第二冷卻工序，進(jìn)而實(shí)施以10°C /s 以上的板厚中心的平均冷卻速度進(jìn)行加速冷卻、直至以板厚中心計(jì)達(dá)到350°C以上且低于 600°C的溫度范圍的溫度的第三冷卻工序，在該第三冷卻工序結(jié)束后，卷取為卷狀，使所述熱軋板的表層硬度以維氏硬度計(jì)為230HV以下。
6.如權(quán)利要求5所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述第三冷卻工序中的加速冷卻為在全面核態(tài)沸騰中熱流率為1. 5Gcal/m2hr以上的冷卻。
7.如權(quán)利要求5或6所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有選自V 0. 5%以下、Mo :1. 0%以下、Cr 1.0%以下、Ni :4. 0%以下、Cu :2. 0%以下中的一種或兩種以上。
8.如權(quán)利要求5至7中任一項(xiàng)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca 0. 010%以下、REM :0. 02%以下、Mg 0. 003%以下中的一種或兩種。
9.如權(quán)利要求5至8中任一項(xiàng)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述組成還至少滿足由下述(2)式定義的32%以下或由下述(3)式定義的Pcm為0. 13% 以下中的一個(gè)以上，Ceq = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Cu+Ni)/15 ... (2)Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B …(3)式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B為各元素的含量，單位為質(zhì)量％。
10.一種厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，對(duì)權(quán)利要求1所述組成的鋼原材實(shí)施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而制成熱軋板時(shí)，在所述精軋結(jié)束后，依次實(shí)施第一冷卻工序、第二冷卻工序和第三冷卻工序，所述第一冷卻工序中，以20°c /s以上且小于馬氏體生成臨界冷卻速度的平均冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，直至所述熱軋板表面的表面溫度達(dá)到Art相變點(diǎn)以下且Ms點(diǎn)以上，在該第一冷卻工序結(jié)束后的所述第二冷卻工序中，急冷至板厚中心達(dá)到 350°C以上且低于600°C的溫度范圍的溫度，在該第二冷卻工序后的所述第三冷卻工序中， 在以板厚中心的溫度計(jì)為350°C以上且低于600°C的溫度范圍的卷取溫度下卷取成卷狀后，實(shí)施冷卻以使至少卷厚度方向的1/4板厚 3/4板厚的位置在350°C 600°C的溫度范圍內(nèi)保持或滯留30分鐘以上，所述厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的拉伸強(qiáng)度為520MPa以上且表層硬度以維氏硬度計(jì)為 230HV以下。
11.如權(quán)利要求10所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述第二冷卻工序中的急冷為全面核態(tài)沸騰中熱流率為1.0Gcal/m2hr以上的冷卻。
12.如權(quán)利要求10或11所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有選自V 0. 5%以下、Mo 1. 0%以下、 Cr以下、Ni :4. 0%以下、Cu :2. 0%以下中的一種或兩種以上。
13.如權(quán)利要求10至12中任一項(xiàng)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca 0. 010%以下、REM 0. 02%以下、Mg 0. 003%以下中的一種或兩種。
14.如權(quán)利要求10至13中任一項(xiàng)所述的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，所述組成還至少滿足由下述(2)式定義的Ceq為0. 32%以下或由下述(3)式定義的Pcm為 0. 13%以下中的一個(gè)以上，Ceq = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Cu+Ni)/15 ... (2)Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B …(3)式中，C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni、B為各元素的含量，單位為質(zhì)量％。
全文摘要
本發(fā)明提供適合作為X65級(jí)以上的高強(qiáng)度焊接鋼管用原材料的耐HIC性優(yōu)良的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法。具體而言，該耐HIC性優(yōu)良的厚壁高強(qiáng)度熱軋鋼板的特征在于，具有如下組成和組織所述組成，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.02～0.08％、Mn0.50～1.85％、Nb0.03～0.10％、Ti0.001～0.05％、B0.0005％以下，且滿足(Ti+Nb/2)/C＜4，或者還含有Ca0.010％以下、REM0.02％以下中的一種或兩種，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述組成，包含貝氏體鐵素體相或貝氏體相，并且表層硬度以維氏硬度計(jì)為230HV以下。
文檔編號(hào)C22C38/00GK102301015SQ201080006318
公開日2011年12月28日 申請(qǐng)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 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社