具有低屈服比、高强度以及高均匀伸长率的钢板及其制造方法

摘要

本发明提供API 5L X70级以下的耐时效处理特性优良的具有低屈服比、高强度以及高均匀伸长率的钢板及其制造方法。具体而言，一种耐应变时效处理特性优良的具有低屈服比、高强度以及高均匀伸长率的钢板，其特征在于，成分组成为，以质量％计，含有C：0.06～0.12％、Si：0.01～1.0％、Mn：1.2～3.0％、P：0.015％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、Nb：0.005～0.07％、Ti：0.005～0.025％、N：0.010％以下，O：0.005％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织由贝氏体和岛状马氏体的两相组织构成，该岛状马氏体的面积百分率为3～20％并且圆当量直径为3.0μm以下，在250℃以下的温度下实施30分钟以下的应变时效处理前后的均匀伸长率为7％以上且屈服比为85％以下。

说明书

技术领域

本发明涉及主要适合在管线管(line pipe)领域中使用的、具有低屈 服比、高强度以及高均匀伸长率的钢板(low yield ratio，high strength and  high uniform elongation steel plate)及其制造方法，特别是涉及耐应变时 效特性(strain ageing resistance)优良的具有低屈服比、高强度以及高均 匀伸长率的钢板及其制造方法。需要说明的是，在此所说的均匀伸长 率也称为均匀延伸率，是指在拉伸试验中试验片平行部大致均匀地变 形的永久伸长率的临界值。通常，作为与最大拉伸载荷对应的永久伸 长率求出。

背景技术

近年来，在焊接结构用钢材中，除了高强度、高韧性之外，从抗 震性(earthquake-proof)的观点出发，还要求低屈服比化、高均匀伸长率。 例如，对于应用于可能承受大变形的地震地帯(quake zone)等的管线管 用钢材而言，除了低屈服比化之外，有时还要求高均匀伸长率性能。 通常已知：通过使钢材的金属组织成为在软质相(soft phase)即铁素体 (ferrite)中适度地分散有贝氏体(bainite)和马氏体(martensite)等硬质相 (hard phase)的组织，能够实现钢材的低屈服比化、以及高均匀伸长率 化。

作为得到如上所述的在软质相中适度地分散有硬质相的组织的制 造方法，在专利文献1中公开了在淬火(quenching)(Q)与回火 (tempering)(T)之间实施从铁素体和奥氏体(austenite)的两相区 (two-phase，(γ+α)temperature range)的淬火(Q’)的热处理方法。

在专利文献2中，作为制造工序不会增加的方法，公开了如下方法： 在Ar₃温度以上结束轧制后，使加速冷却的开始延迟至钢材的温度达到 生成铁素体的Ar₃相变点以下。

作为没有进行如专利文献1、专利文献2所公开的复杂的热处理来 实现低屈服比化的技术，在专利文献3中公开了如下方法：在Ar₃相变 点以上结束钢材的轧制，控制之后的加速冷却速度和冷却停止温度， 由此，形成针状铁素体(acicular ferrite)和马氏体的两相组织，实现低屈 服比化。

另外，在专利文献4中，作为不使钢材的合金元素的添加量大幅增 加而实现低屈服比以及优良的焊接热影响部韧性的技术，公开了如下 方法：控制Ti/N和Ca-O-S平衡的同时，形成铁素体、贝氏体、以及岛 状马氏体(island martensite，M-A constituent)的三相组织。

另外，在专利文献5中公开了如下技术：通过添加Cu、Ni、Mo等 合金元素，实现低屈服比并且高均匀伸长率性能。

另一方面，用于管线管的UOE钢管和电焊钢管(electric welded  tube)这样的焊接钢管存在如下问题，将钢板在冷环境下成形为管状， 焊接接头部(abutting surface)后，通常从防腐蚀等观点出发，对钢管外 表面实施聚乙烯涂布(polyethylene coating)或粉体环氧涂布(powder  epoxy coating)这样的涂布处理，因此，由于制管时的加工应变和涂布 处理时的加热，产生应变时效，屈服应力升高，钢管中的屈服比将比 钢板中的屈服比更大。相对于此，例如，在专利文献6以及7中公开了 耐应变时效特性优良的具有低屈服比、高强度以及高韧性的钢管及其 制造方法，其有效利用了含有Ti和Mo的复合碳化物的微细析出物、 或含有Ti、Nb、V中的任意2种以上的复合碳化物的微细析出物。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭55-97425号公报

专利文献2：日本特开昭55-41927号公报

专利文献3：日本特开平1-176027号公报

专利文献4：日本专利4066905号公报(日本特开2005-48224号公 报)

专利文献5：日本特开2008-248328号公报

专利文献6：日本特开2005-60839号公报

专利文献7：日本特开2005-60840号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，对于专利文献1中记载的热处理方法而言，通过适当地选择 两相区淬火温度，能够实现低屈服比化，但热处理工序数增加，因此， 存在导致生产率降低、和制造成本增加的问题。

另外，对于专利文献2中记载的技术而言，需要在从轧制结束至开 始加速冷却的温度区内，以放冷程度的冷却速度冷却进行冷却，因此 存在生产率极端降低的问题。

另外，对于专利文献3中记载的技术而言，如其实施例所示，为了 形成拉伸强度为490N/mm²(50kg/mm²)以上的钢材，需要形成提高了钢 材的碳含量、或者增加了其他合金元素的添加量的成分组成，因此， 不仅导致原材料成本的升高，而且焊接热影响部(welded heat affected  zone)的韧性(toughness)的劣化也会成为问题。

另外，对于专利文献4记载的技术而言，对于在用于管线等的情况 下所要求的均匀伸长率性能，显微组织(microstructure)的影响等未必明 确。

对于专利文献5中记载的技术而言，需要形成增加了合金元素的添 加量的成分组成，因此，不仅导致原材料成本的升高，而且焊接热影 响部的韧性的劣化将成为问题。

对于专利文献6或7中记载的技术而言，虽然耐应变时效特性得到 改善，但是尚未解决与在用于管线等的情况下所要求的均匀伸长率性 能的同时实现。

此外，专利文献1～7中，需要铁素体相，但随着高强度化至API 标准X60以上，在包含铁素体相的情况下，导致拉伸强度的降低，为 了确保强度，需要合金元素的增量，因此，有可能导致合金成本的升 高和低温韧性的降低。

这样，以现有技术，难以在不降低生产率、或不使原材料成本升 高的情况下制造具备优良的焊接热影响部韧性、具有高均匀伸长率、 耐应变时效特性也优良的、具有低屈服比、高强度以及高均匀伸长率 的钢板。

另外，本发明的目的在于，解决上述现有技术的课题，提供能够 以高制造效率、以及低成本制造的、API 5L X60级以上、(其中，特别 是X65以及X70级)的具备高均匀伸长率特性的、具有低屈服比、高强 度以及高均匀伸长率的钢板及其制造方法。

用于解决问题的方法

本发明人为了解决上述课题，对于钢板的制造方法、特别是对控 制轧制和控制轧制后的加速冷却以及之后的再加热这些制造工艺进行 了深入的研究，结果得到以下的见解。

(a)在加速冷却过程中，在贝氏体相变(bainite transformation)过程 中、即存在未相变奥氏体(non-transformed austenite)的温度区内停止冷 却，然后从比贝氏体相变的结束温度(以下称为Bf点)更高的温度进行 再加热，由此，使钢板的金属组织成为贝氏体相中均匀地生成硬质的 岛状马氏体(以下称为MA)的两相组织，从而实现低屈服比化。

对于MA而言，在用例如3％硝酸乙醇溶液(nital：硝酸乙醇溶液) 蚀刻后，进行电解蚀刻(electrolytic etching)并观察时，能够容易地识别。 使用扫描电子显微镜(scanning electron microscope)(SEM)观察钢板的显 微组织时，MA作为白色突起部分被观察到。

(b)通过适量添加Mn、Si等奥氏体稳定化元素(austenite stabilizing  elements)，未相变奥氏体变稳定，因此，即使没有大量添加Cu、Ni、 Mo等昂贵的合金元素，也能够生成硬质的MA。

(c)在奥氏体未再结晶温度区(no-recrystallization temperature range  in austenite)900℃以下施加50％以上的累积轧制，能够使MA均匀微细 分散，能够在维持低屈服比的同时使均匀伸长率提高。

(d)进而，通过适当地控制上述(c)的奥氏体未再结晶温度区内的轧 制条件和上述(a)的再加热条件这两方面，能够控制MA的形状，即以 圆当量直径的平均值计，能够微细化至3.0μm以下。因此，其结果为， 即使受到现有钢的情况下由时效而导致屈服比劣化等这样的热历史， MA的分解也少，在时效后也能够维持期望的组织形态以及特性。

本发明是在上述见解基础上进一步进行研究而完成的，即，本发 明的主旨如下。

第一发明是一种耐应变时效特性优良的具有低屈服比、高强度以 及高均匀伸长率的钢板，其特征在于，成分组成为，以质量％计，含有 C：0.06～0.12％、Si：0.01～1.0％、Mn：1.2～3.0％、P：0.015％以下，S： 0.005％以下、Al：0.08％以下、Nb：0.005～0.07％、Ti：0.005～0.025％、 N：0.010％以下、O：0.005％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成， 金属组织由贝氏体和岛状马氏体的两相组织构成，该岛状马氏体的面 积百分率为3～20％并且圆当量直径为3.0μm以下，均匀伸长率为7％以 上，屈服比为85％以下，而且，在250℃以下的温度下实施30分钟以下 的应变时效处理后，均匀伸长率仍为7％以上且屈服比仍为85％以下。

第二发明是第一发明所述的耐应变时效特性优良的具有低屈服 比、高强度以及高均匀伸长率的钢板，其特征在于，以质量％计，还含 有选自Cu：0.5％以下、Ni：1％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、 V：0.1％以下、Ca：0.0005～0.003％、B：0.005％以下中的一种或两种 以上。

第三发明是一种耐应变时效特性优良的具有低屈服比、高强度以 及高均匀伸长率的钢板的制造方法，其特征在于，将具有第一发明或 第二发明中任一项所述的成分组成的钢加热至1000～1300℃的温度，并 在Ar₃温度以上的轧制结束温度下进行热轧，以使在900℃以下的累积 轧制率达到50％以上，然后，以5℃/秒以上的冷却速度进行加速冷却至 500℃～680℃，然后立刻以2.0℃/秒以上的升温速度进行再加热至 550～750℃。

发明效果

根据本发明，在不会使焊接热影响部韧性劣化、或添加大量的合 金元素的情况下，能够以低成本制造具备高均匀伸长率特性的具有低 屈服比、高强度以及高均匀伸长率的钢板。因此，能够廉价且大量稳 定地制造主要用于管线管的钢板，可以显著提高生产率以及经济性， 在产业上极为有用。

附图说明

图1是表示MA的面积百分率与母材的均匀伸长率的关系的图。

图2是表示MA的面积百分率与母材的屈服比的关系的图。

图3是表示MA的圆当量直径与母材的韧性的关系的图。

具体实施方式

以下，对本发明的各构成要素的限定理由进行说明。

1.关于成分组成

首先，对规定本发明的钢的成分组成的原因进行说明。需要说明 的是，成分％全部是指质量％。

C：0.06～0.12％

C是以碳化物的形式有助于析出强化、并且对MA生成重要的元 素，添加低于0.06％时，有可能对于MA的生成不充分，而且可能无法 确保充分的强度。超过0.12％的添加，使焊接热影响部(HAZ)韧性劣化， 因此，使C量在0.06～0.12％的范围内。优选0.06～0.10％的范围。

Si：0.01～1.0％

Si是为了脱氧而添加的，在低于0.01％的添加时，脱氧效果不充分， 添加超过1.0％时，使韧性和焊接性劣化，因此，使Si量在0.01～1.0％的 范围内。优选0.1～0.3％的范围。

Mn：1.2～3.0％

Mn是为了提高强度、韧性、进而提高淬透性，促进MA生成而添 加的，在添加低于1.2％时，该效果不充分，添加超过3.0％时，韧性以 及焊接性发生劣化，因此，使Mn量在1.2～3.0％的范围内。为了稳定地 生成MA而与成分和制造条件的变动无关，优选添加1.5％以上。进一 步优选1.5～1.8％的范围。

P：0.015％以下、S：0.005％以下

本发明中，P、S是不可避免的杂质，规定其量的上限。P的含量 多时，中央偏析显著，母材韧性发生劣化，因此，使P量为0.015％以 下。S的含量多时，MnS的生成量显著增加，母材的韧性发生劣化， 因此，使S量为0.005％以下。进一步优选P为0.010％以下，S为0.002％ 以下的范围。

Al：0.08％以下

Al作为脱氧剂而添加，在添加低于0.01％时，脱氧效果不充分，添 加超过0.08％时，钢的洁净度降低，韧性发生劣化，因此，使Al量为 0.08％以下。优选0.01～0.08％的范围。进一步优选0.01～0.05％的范围。

Nb：0.005～0.07％

Nb是通过组织的微细粒化使韧性提高、而且通过固溶Nb的淬透 性提高而有助于强度升高的元素。该效果在添加0.005％以上时显示出 来。但是，添加低于0.005％时，没有效果，添加超过0.07％时，焊接热 影响部的韧性发生劣化，因此，使Nb量在0.005～0.07％的范围内。进 一步优选0.01～0.05％的范围。

Ti：0.005～0.025％

Ti是通过TiN的固定效果(pinning effect)抑制钢坯加热时的奥氏体 的粗大化、使母材的韧性提高的重要元素。该效果在添加0.005％以上 时显示出来。但是，超过0.025％的添加会导致焊接热影响部的韧性的 劣化，因此，使Ti量在0.005～0.025％的范围内。从焊接热影响部的韧 性的观点出发，优选0.005％以上且低于0.02％的范围。进一步优选 0.007～0.016％的范围。

N：0.010％以下

N作为不可避免的杂质处理，N量超过0.010％时，焊接热影响部 的韧性发生劣化，因此，N量为0.010％以下。优选0.007％以下。进一 步优选0.006％以下的范围。

O：0.005％以下

本发明中，O是不可避免的杂质，对其量的上限进行规定。由于O 是生成粗大且对韧性带来不良影响的夹杂物的原因，因此，使O量为 0.005％以下。进一步优选0.003％以下的范围。

以上是本发明的基本成分，为了进一步改善钢板的强度和韧性， 并且使淬透性提高，促进MA的生成，可以含有以下所示的Cu、Ni、 Cr、Mo、V、Ca、B中的1种或2种以上。

Cu：0.5％以下

Cu也可以不添加，但通过添加有助于钢的淬透性的提高，因此， 可以添加。为了得到该效果，优选添加0.05％以上。但是，超过0.5％进 行添加时，发生韧性劣化，因此，在添加Cu的情况下，优选使Cu量 为0.5％以下。进一步优选0.4％以下的范围。

Ni：1％以下

Ni也可以不添加，但由于有助于钢的淬透性的提高、特别是即使 大量添加也不会产生韧性的劣化，因此，对强韧化有效，因而可以添 加。为了得到该效果，优选添加0.05％以上。但是，Ni是昂贵的元素， 因此，在添加Ni的情况下，Ni量优选为1％以下。进一步优选0.4％以 下的范围。

Cr：0.5％以下

Cr也可以不添加，但与Mn同样地是即使在低C时用于得到充分 的强度也有效的元素，因此，可以添加。为了得到该效果，优选添加 0.1％以上，但过量地添加时，焊接性劣化，因此，在添加的情况下， 优选使Cr量为0.5％以下。进一步优选0.4％以下的范围。

Mo：0.5％以下

Mo也可以不添加，但是使淬透性提高的元素，是通过MA生成和 强化贝氏体相而有助于强度升高的元素，因此，可以添加。为了得到 该效果，优选添加0.05％以上。但是，添加超过0.5％时，导致焊接热影 响部的韧性的劣化，因此，在添加的情况下，优选使Mo量为0.5％以下， 进一步优选0.3％以下。

V：0.1％以下

V也可以不添加，但由于是提高淬透性、有助于强度升高的元素， 因此，可以添加。为了得到该效果，优选添加0.005％以上，添加超过 0.1％时，焊接热影响部的韧性发生劣化，因此，添加的情况下，优选 使V量为0.1％以下。进一步优选0.06％以下的范围。

Ca：0.0005～0.003％

Ca通过控制硫化物类夹杂物的形态来改善韧性，因此，可以添加。 0.0005％以上时，显示出该效果，超过0.003％时，效果饱和，反而使洁 净度降低，并使韧性劣化，因此，在添加的情况下，优选使Ca量在 0.0005～0.003％的范围内。进一步优选为0.001～0.003％的范围。

B：0.005％以下

B是有助于强度升高、焊接热影响部的韧性的改善的元素，可以 添加。为了得到该效果，优选添加0.0005％以上，但添加超过0.005％时， 使焊接性劣化，因此，添加的情况下，优选使B量为0.005％以下。进 一步优选0.003％以下的范围。

需要说明的是，通过优化Ti量与N量之比Ti/N，能够利用TiN 粒子抑制焊接热影响部的奥氏体粗大化，从而能够得到良好的焊接热 影响部的韧性，因此，优选使Ti/N在2～8的范围内，进一步优选使其为 2～5的范围内。

本发明的钢板中的上述成分以外的余量为Fe以及不可避免的杂 质。其中，只要是在不损害本发明的作用效果的范围内，则也可以含 有上述以外的元素。例如，从韧性改善的观点出发，可以含有Mg：0.02％ 以下，和/或REM(稀土金属)：0.02％以下。

以下，对本发明的金属组织进行说明。

2.关于金属组织

本发明中，形成除了主相贝氏体之外还均匀地含有面积百分率为 3～20％并且圆当量直径3.0μm以下的岛状马氏体(MA)的金属组织。需要 说明的是，在此所说的主相，是指80％以上的面积百分率。

通过形成主相贝氏体中均匀地生成有MA的两相组织、即在软质 的回火贝氏体中含有硬质的MA的复合组织，实现钢板的低屈服比化、 高均匀伸长率化。这样的软质的回火贝氏体与硬质的MA的多相组织 中，软质相承担变形，因此，能够实现7％以上的高均匀伸长率化。

对于组织中的MA的比例，以MA的面积百分率(由轧制方向和板 宽方向等钢板的任意截面中的这些MA的面积的比例的平均值计算) 计，使其为3～20％。MA的面积百分率低于3％时，有时对于实现低屈 服比化和高均匀伸长率化不充分，另外，超过20％时，有时使母材韧性 劣化。

另外，从低屈服比化、以及高均匀伸长率化的观点出发，优选使 MA的面积百分率为5～12％。图1中表示MA的面积百分率与母材的均 匀伸长率的关系。MA的面积百分率低于3％时，难以实现均匀伸长率 7％以上。图2中表示MA的面积百分率与母材的屈服比的关系。MA的 面积百分率低于3％时，难以实现屈服比85％以下。

需要说明的是，对于MA的面积百分率，例如将通过SEM(扫描电 子显微镜)观察得到的至少4个视野以上的显微组织照片进行图像处理， 由此，可以由MA所占的面积率的平均值计算。

另外，从确保母材的韧性的观点出发，使MA的圆当量直径为 3.0μm以下。图3中表示MA的圆当量直径与母材的韧性的关系。MA 的圆当量直径低于3.0μm时，将难以使母材的-20℃下的夏比吸收能为 200J以上。

需要说明的是，对于MA的圆当量直径，可以对通过SEM观察得 到的显微组织进行图像处理，对于各个MA，求出与各个MA相同面积 的圆的直径，作为这些直径的平均值而求得。

本发明中，为了即使并不大量添加Cu、Ni、Mo等昂贵的合金元 素也使MA生成，重要的是：添加Mn、Si使未相变奥氏体稳定化，再 加热，抑制之后的空冷(air cooling)中的珠光体相变(pearlitic  transformation)和渗碳体生成(cementite precipitation)。

另外，从抑制铁素体生成的观点出发，优选冷却的开始温度为Ar₃温度以上。

本发明中的MA生成的机理(mechanism)大致如下。详细的制造条 件如后所述。

加热钢坯(slab)后，在奥氏体区结束轧制，然后在Ar₃相变温度以 上开始加速冷却(accelerated cooling)。

在贝氏体相变过程中、即存在未相变奥氏体的温度区内结束加速 冷却，然后从比贝氏体相变的结束温度(Bf点)更高的温度开始进行再加 热，然后进行冷却，在上述制造工艺中，其显微组织的变化如下。

加速冷却结束时的显微组织为贝氏体和未相变奥氏体。然后，通 过从比Bf点更高的温度开始进行再加热，发生从未相变奥氏体向贝氏 体的相变，但对于这样在比较高的温度下生成的贝氏体而言，其C固 溶量(amount of solid solution of carbon)少，因此，C向周围的未相变奥 氏体中排出。

因此，随着再加热时的贝氏体相变的进行，未相变奥氏体中的C 量增加。此时，如果含有一定以上的奥氏体稳定化元素Mn、Si等，则 即使在再加热结束时也残存C富集了的未相变奥氏体，通过再加热后 的冷却向MA相变，最终形成在贝氏体相中生成MA的组织。

本发明中，重要的是，在加速冷却后，从存在未相变奥氏体的温 度区开始进行再加热，再加热开始温度为Bf点以下时，贝氏体相变完 成，将不存在未相变奥氏体，因此，需要使再加热开始时为比Bf点更 高的温度。

另外，关于再加热后的冷却，由于对MA的相变不产生影响，因 此没有特别的规定，但基本上优选空冷。本发明中，使用添加了一定 量Mn、Si的钢，在贝氏体相变过程中停止加速冷却，然后立刻连续地 进行再加热，由此，能够生成硬质的MA而不会使制造效率 (manufacturing efficiency)降低。

需要说明的是，对于本发明的钢而言，金属组织为在主相的贝氏 体相中均匀地含有一定量的MA的组织，但在不损害本发明的作用效 果的程度上，含有贝氏体以及MA以外的组织或析出物的钢也包括在 本发明的范围内。

具体而言，在铁素体(具体为多边形铁素体)、珠光体或渗碳体等混 合存在1种或2种以上的情况下，强度降低。但是，在贝氏体以及MA 以外的组织的面积百分率低的情况下，可以忽视强度的降低的影响， 因此，只要以相对于组织整体的总计面积百分率计为3％以下，则可以 含有1种或2种以上的贝氏体以及MA以外的金属组织、即铁素体、珠 光体或渗碳体等。

上述的金属组织，可以通过使用上述组成的钢，根据以下所述的 方法制造而得到。

3.关于制造条件

优选利用转炉(steel converter)、电炉(electric furnace)等熔炼装置通 过常规方法对具有上述组成的钢进行熔炼，通过连铸法(continuous  casting)或铸锭～开坯法等常规方法形成钢坯等钢原材料。需要说明的 是，关于熔炼方法、铸造法，并不限定于上述方法。然后，轧制成性 能所期望的形状，轧制后，进行冷却以及加热。

需要说明的是，本发明中，加热温度、轧制结束温度(finishing  rolling temperature)、冷却结束温度(finishing cooling temperature)、以及 再加热温度(reheating temperature)等温度为钢板的平均温度。关于平均 温度，是由钢坯或钢板的表面温度，考虑到板厚、导热率(thermal  conductivity)等参数(parameter)，通过计算而求得的值。另外，冷却速 度(cooling rate)是在热轧结束后冷却至冷却结束温度(500～680℃)所需 要的温度差除以进行该冷却所需要的时间而得到的平均冷却速度。

另外，升温速度(heating rate)是在冷却后直到再加热温度 (550～750℃)的再加热所需要的温度差除以进行再加热所需要的时间而 得到的平均升温速度。以下，对于各制造条件详细进行说明。

需要说明的是，Ar₃温度使用通过以下式计算的值。

Ar₃(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo

加热温度(heating temperature)：1000～1300℃

加热温度低于1000℃时，碳化物的固溶不充分，无法得到必要的 强度，超过1300℃时，母材韧性发生劣化，因此，使加热温度在 1000～1300℃的范围内。

轧制结束温度：Ar₃温度以上

轧制结束温度低于Ar₃温度时，之后的铁素体相变速度降低，因此， 再加热时C向未相变奥氏体的富集变得不充分，不会生成MA。因此， 使轧制结束温度为Ar₃温度以上。

900℃以下的累积轧制率(accumulative rolling reduction)：50％以上

该条件在本发明中是重要的制造条件之一。900℃以下的温度区， 与奥氏体未再结晶温度区相当。通过使该温度区中的累积轧制率为50％ 以上，能够使奥氏体粒微细化，因此，之后在原奥氏体晶界(prior  austenite grain boundaries)生成的MA的生成位点增加，有助于抑制MA 的粗大化。

900℃以下的累积轧制率低于50％时，生成的MA的圆当量直径超 过3.0μm，因此，有时均匀伸长率降低，或母材的韧性降低。因此，使 900℃以下的累积轧制率为50％以上。

冷却速度：5℃/秒以上、冷却停止温度：500～680℃

在轧制结束后，立刻实施加速冷却。冷却开始温度为Ar₃温度以下 而生成多边形铁素体(polygonal ferrite)时，引起强度的降低，并且也将 难以发生MA的生成，因此，优选使冷却开始温度为Ar₃温度以上。

使冷却速度为5℃/秒以上。冷却速度低于5℃/秒时，在冷却时生成 珠光体，因此，无法得到充分的强度和低屈服比。由此，使轧制结束 后的冷却速度为5℃/秒以上。

本发明中，通过加速冷却过冷(supercooling)至贝氏体相变区，由 此，在之后的再加热时并不进行温度保持的条件下，也能够使再加热 时的贝氏体相变完成。

使冷却停止温度为500～680℃。该工艺在本发明中为重要的制造条 件。本发明中，再加热后存在的C富集的未相变奥氏体在之后的空冷 时相变为MA。

即，需要在贝氏体相变过程中的存在未相变奥氏体的温度区内停 止冷却。冷却停止温度低于500℃时，贝氏体相变完成，因此，在空冷 时没有生成MA，无法实现低屈服比化。超过680℃时，C被冷却中析 出的珠光体消耗，没有生成MA，因此，使加速冷却的停止温度为 500～680℃。从赋予更良好的强度以及韧性的基础上确保优选的MA面 积百分率的观点出发，优选为550～660℃。关于该加速冷却，可以使用 任意的冷却设备(cooling system)。

加速冷却后的升温速度：2.0℃/秒以上、再加热温度：550～750℃

在加速冷却停止后，立刻以2.0℃/秒以上的升温速度进行再加热至 550～750℃的温度。其中，加速冷却停止后立刻进行再加热是指，加速 冷却停止后在120秒以内以2.0℃/秒以上的升温速度进行再加热。

该工艺在本发明中也是重要的制造条件。在上述加速冷却后的再 加热时，未相变奥氏体相变为贝氏体，随之，C向残留的未相变奥氏体 中排出，由此，该C富集的未相变奥氏体，在再加热后的空冷时相变 为MA。

为了得到MA，需要在加速冷却后从比Bf点更高的温度开始再加 热至550～750℃的温度区。

升温速度低于2.0℃/秒时，需要长时间直至达到目标再加热温度， 因此，制造效率变差，此外，有时导致MA的粗大化，无法得到充分 的低屈服比、均匀伸长率。该机理尚不明确，但可以认为，通过使再 加热的升温速度增大至2℃/秒以上，抑制C富集区域的粗大化，从而能 够抑制在再加热后的冷却过程中生成的MA的粗大化。

再加热温度低于550℃时，不能充分发生贝氏体相变，从而C向未 相变奥氏体中的排出将不充分，没有生成MA，无法实现低屈服比化。 再加热温度超过750℃时，由于贝氏体的软化而无法得到充分的强度， 因此，使再加热的温度区为550～750℃的范围。

本发明中，重要的是，在加速冷却后，从存在未相变奥氏体的温 度区开始进行再加热，再加热开始温度为Bf点以下时，贝氏体相变完 成，将不存在未相变奥氏体，因此，需要使再加热开始时为比Bf点更 高的温度。

为了在再加热时确实地使贝氏体相变中的C向未相变奥氏体中富 集，优选由再加热开始温度升温50℃以上。对于再加热温度，不需要 特别设定温度保持时间。

如果使用本发明的制造方法，则即使再加热后立刻进行冷却，也 能够得到充分的MA，因此，能够实现低屈服比化、高均匀伸长率化。 但是，为了促进C的进一步扩散来确保MA体积百分率，可以在再加 热时进行30分钟以内的温度保持。进行温度保持超过30分钟时，有时 贝氏体相发生恢复而使强度降低。

此外，优选使再加热后的冷却速度基本上为空冷。

作为用于进行加速冷却后的再加热的设备，可以在用于进行加速 冷却的冷却设备的下游侧设置加热装置。作为加热装置，优选使用能 够进行钢板的快速加热的气体燃烧炉(gas burner furnace)或感应加热装 置(induction heating apparatus)。

如上所述，本发明中，首先，在奥氏体未再结晶温度区900℃以下 进行50％以上的累积轧制，由此，通过奥氏体粒的微细化，增加MA生 成位点，从而能够使MA均匀地微细分散。进而，本发明中，通过增 大加速冷却后的再加热的升温速度，抑制MA的粗大化，因此，能够 将MA的圆当量直径微细化为3.0μm以下。由此，能够在维持85％以下 的低屈服比和良好的低温韧性的同时，使均匀伸长率为7％以上，与以 往相比有所提高。

而且，即使受到在现有钢的情况向下由应变时效而导致特性劣化 这样的热历史(thermal history)，本发明钢的情况下MA的分解少，将能 够维持由贝氏体和MA的两相组织构成的预定的金属组织。其结果为， 本发明中，即使经过250℃下30分钟这样的、相当于通常的钢管的涂布 工序(coating process)中高温且长时间的热历史，也能够抑制由应变时效 导致的屈服应力(YS)升高、以及随之的屈服比的升高或均匀伸长率的降 低，即使受到在现有钢的情况下由应变时效而导致特性劣化这样的热 历史，对于本发明钢而言，也能够确保屈服比：85％以下，均匀伸长率： 7％以上。

实施例1

通过连铸法使表1所示成分组成的钢(钢种类A～J)形成钢坯，制造 板厚20、33mm的厚钢板(No.1～16)。

通过热轧对加热后的钢坯进行轧制，然后，立刻使用水冷型的加 速冷却设备进行冷却，使用感应加热炉或气体燃烧炉进行再加热。感 应加热炉设置在与加速冷却设备同一生产线上。

将各钢板(No.1～16)的制造条件示于表2。需要说明的是，将加热温 度、轧制结束温度、冷却停止(结束)温度、以及再加热温度等温度设为 钢板的平均温度。对于平均温度而言，由钢坯或钢板的表面温度，使 用板厚、导热率等参数通过计算而求得。

另外，冷却速度是将在热轧结束后冷却至冷却停止(结束)温度 (460～630℃)所需要的温度差除以进行该冷却所需要的时间而得到的平 均冷却速度。另外，再加热速度是在冷却后再加热至再加热温度 (540～680℃)所需要的温度差除以进行再加热所需要的时间而得到的平 均升温速度。

测定如上制造的钢板的机械性质(mechanical property)。将测定结 果示于表3。关于拉伸强度，裁取2片与轧制方向(rolling direction)成直 角方向的总厚度的拉伸试验片(tension test specimen)，进行拉伸试验， 以其平均值进行评价。

使拉伸强度517MPa以上(API 5L X60以上)为本发明需要的强度。 关于屈服比、均匀伸长率，裁取2片轧制方向的总厚度的拉伸试验片， 进行拉伸试验，以其平均值进行评价。将屈服比85％以下，均匀伸长率 7％以上作为本发明需要的变形性能。

关于母材韧性，裁取3片与轧制方向成直角方向的全尺寸夏比V 形缺口试验片，进行夏比试验，测定-20℃下的吸收能量，求出其平均 值。将-20℃下的吸收能量为200J以上的情况设为良好。

关于焊接热影响部(HAZ)的韧性，裁取3片通过重现热循环装置 (Reproducing Apparatus of Weld Thermal Cycles)施加了与热输入 40kJ/cm相当的热历史的试验片，进行夏比冲击试验(Charpy impact  test)。然后，测定-20℃下的吸收能量(absorbed energy)，求出其平均值。 将-20℃下的夏比吸收能量为100J以上的情况设为良好。

需要说明的是，将制造的钢板在250℃下保持30分钟，进行应变时 效处理(strain ageing treatment)后，同样地实施母材的拉伸试验、夏比冲 击试验以及焊接热影响部(HAZ)的夏比冲击试验，进行评价。需要说明 的是，应变时效处理后的评价基准，以与上述应变时效处理前的评价 基准相同的基准进行判定。

表3中，作为本发明例的No.1～7的成分组成以及制造方法均在本 发明的范围内，在250℃下30分钟应变时效处理前后，在拉伸强度 517MPa以上的高强度下屈服比85％以下、均匀伸长率7％以上，具有低 屈服比、以及高均匀伸长率，母材以及焊接热影响部的韧性良好。

此外，钢板的组织为在贝氏体相中生成MA的组织，MA的面积 百分率在3～20％的范围内。需要说明的是，对于MA的面积百分率，由 通过用扫描电子显微镜(SEM)观察得到的显微组织通过图像处理而求 得。

对于No.8～13而言，其化学成分在本发明的范围内，但制造方法 在本发明的范围外，因此，钢板组织中的MA的面积百分率或者圆当 量直径在本发明的范围外，在250℃下30分钟的应变时效处理前或者后 的任一状态下，屈服比、均匀伸长率不充分，或者无法得到良好的强 度、韧性。对于No.14～16而言，其成分组成在本发明的范围外，因此， No.14、15中屈服比、均匀伸长率在发明的范围外，另外，No.16的韧性 较差。