低溫韌性優(yōu)良的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法【專利摘要】本發(fā)明提供一種與軋制方向成30度方向的YS為480MPa以上，板寬方向的拉伸強(qiáng)度為600MPa以上，vTrs為－80℃以下，并且屈服比為85%以下的低溫韌性優(yōu)良的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板。該鋼板如下得到，形成如下組成：以質(zhì)量%計(jì)含有C：0.03～0.10%、Si：0.10～0.50%、Mn：1.4～2.2%、Al：0.005～0.10%、Nb：0.02～0.10%、Ti：0.001～0.030%、Mo：0.05～0.50%、Cr：0.05～0.50%、Ni：0.01～0.50%，并優(yōu)選Moeq滿足1.4～2.2%的范圍，并且形成如下組織：以平均粒徑為10μm以下的貝氏體鐵素體作為主相，含有以面積率計(jì)為1.4～15%的長(zhǎng)寬比：小于5.0的塊狀馬氏體作為第二相。塊狀馬氏體的尺寸優(yōu)選最大為5.0μm以下，平均為0.5～3.0μm?！緦＠f明】低溫韌性優(yōu)良的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法【
技術(shù)領(lǐng)域：
】[0001]本發(fā)明涉及一種適合作為用于管線鋼管(Iinepipe)的螺旋鋼管(spiralsteelpipe)或電焊鋼管(electricresistanceweldedsteelpipe)的原材的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板(lowyieldratioandhigh-strengthhotrolledsteelsheet)及其制造方法，特別涉及防止造管后的屈服強(qiáng)度(yieldstrength)下降的同時(shí)穩(wěn)定確保低屈服比和優(yōu)良的低溫韌性(lowtemperaturetoughness)。[0002]此處所謂的“高強(qiáng)度”是指與軋制方向成30度方向的屈服強(qiáng)度(yieldstrength)為480MPa以上、板寬方向的拉伸強(qiáng)度(tensilestrength)為600MPa以上的情況。此外，“低溫韌性”是指夏比沖擊試驗(yàn)的斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs為一80°C以下、進(jìn)一步優(yōu)選為一95°C以下的情況。此外，“低屈服比”是指顯示出連續(xù)屈服型的應(yīng)力應(yīng)變曲線并且屈服比為85%以下的情況。此外，“鋼板(steelsheet)”包括鋼板(steelplate)和鋼帶(steelstrip)。[0003]另外，之所以將與軋制方向成30度方向的屈服強(qiáng)度規(guī)定為480MPa以上，其原因在于螺旋鋼管的周向與熱軋鋼板的軋制方向大約成30度方向，從而提高了螺旋鋼管周向的屈服強(qiáng)度?！?br>背景技術(shù)：
】[0004]將鋼板卷成螺旋狀的同時(shí)進(jìn)行造管的螺旋鋼管，由于可以有效地制造粗直徑的鋼管，因此，近年來大多用作輸送原油(crudeoil)、天然氣(naturalgas)的管線鋼管用途。特別是進(jìn)行長(zhǎng)距離輸送(long-distancetransportation)的管道,要求提高輸送效率(transportationefficiency)而高壓化，另外油井(oilwell)、氣井(gaswell)大多位于寒冷地區(qū)(verycoldland)，或者多經(jīng)過寒冷地區(qū)。因此，使用的管線鋼管要求高強(qiáng)度化、高韌性化。另外，從抗彎性(bucklingresistance)、抗震性(earthquakeprotection)的觀點(diǎn)考慮，管線鋼管要求為低屈服比。螺旋鋼管的管長(zhǎng)度方向的屈服比，幾乎不隨造管而變化，與作為原材的熱軋鋼板的屈服比基本一致。因此，為了使螺旋鋼管制的管線鋼管低屈服比化，必須降低作為原材的熱軋鋼板的屈服比。[0005]針對(duì)這樣的要求，例如，專利文獻(xiàn)I中記載了一種低溫韌性優(yōu)良的低屈服比高張力管線鋼管用熱軋鋼板的制造方法。在專利文獻(xiàn)I記載的技術(shù)中，將以重量％計(jì)含有C:0.03~0.12%,S1:0.50%以下、Mn:1.70%以下、Al:0.070%以下、并且還含有Nb:0.01~0.05%,V:0.01~0.02%,Ti:0.01~0.20%中的至少一種的鋼坯加熱至1180~1300°C后，在粗軋結(jié)束溫度:950~1050°C、精軋結(jié)束溫度:760~800°C的條件下進(jìn)行熱軋，以5~200C/秒的冷卻速度進(jìn)行冷卻，在直至達(dá)到670°C的期間開始空氣冷卻，保持5~20秒，接著以20°C/秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，在500°C以下的溫度下卷取，形成熱軋鋼板。根據(jù)專利文獻(xiàn)I中記載的技術(shù)，可以制造拉伸強(qiáng)度為60kg/mm2以上(590MPa)并且具有85%以下的低屈服比和斷裂轉(zhuǎn)變溫度(fracturetransitiontemperature)為一60°C以下的高韌性的熱軋鋼板。[0006]此外，在專利文獻(xiàn)2中記載了一種高強(qiáng)度低屈服比鋼管用熱軋鋼板的制造方法。專利文獻(xiàn)2記載的技術(shù)為一種熱軋鋼板的制造方法，其中，將含有C:0.02~0.12%、Si:0.1~L5%,Mn:2.0%以下、Al:0.01~0.10%、并進(jìn)一步含有Mo+Cr:0.1~1.5%的鋼加熱至1000~1300°C，在750~950°C的范圍內(nèi)結(jié)束熱軋，以冷卻速度:10~50°C/秒冷卻至卷取溫度(coilingtemperature),并在480~600°C的范圍內(nèi)進(jìn)行卷取。根據(jù)專利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)，沒有進(jìn)行從奧氏體溫度范圍開始的驟冷，可以得到如下熱軋鋼板，其以鐵素體(ferrite)作為主體,具有以面積率計(jì)為I~20%的馬氏體(martensite),具有85%以下的低屈服比，并且造管后的屈服強(qiáng)度的下降量小。[0007]此外，在專利文獻(xiàn)3中記載了一種低溫韌性優(yōu)良的低屈服比電焊鋼管的制造方法。在專利文獻(xiàn)3記載的技術(shù)中，將下述組成的鋼坯(slab)進(jìn)行熱軋，以5°C/秒以上的冷卻速度冷卻至500~650°C后進(jìn)行卷取，在該溫度范圍內(nèi)滯留10分鐘以上后冷卻至低于500°C的溫度，形成熱軋鋼板，對(duì)該熱軋鋼板進(jìn)行造管，制成電焊鋼管，其中，所述鋼坯的組成為:以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.01~0.09%,S1:0.50%以下、Mn:2.5%以下、Al:0.01~0.10%,Nb:0.005~0.10%，以滿足Mn、S1、P、Cr、N1、Mo的含量關(guān)系式即Mneq為2.0以上的方式進(jìn)一步含有Mo:0.5%以下、Cu:0.5%以下、N1:0.5%以下、Cr:0.5%以下中的I種或2種以上。根據(jù)專利文獻(xiàn)3中記載的技術(shù)，可以制造一種電焊鋼管，其具有如下組織:以貝氏體鐵素體(bainiticferrite)作為主相，含有3%以上的馬氏體和根據(jù)需要的1%以上的殘余奧氏體(residualaustenite),斷裂轉(zhuǎn)變溫度為一50°C以下，低溫韌性優(yōu)良，并且具有高塑性變形吸收能(plasticdeformationabsorptiveability)。[0008]此外，在專利文獻(xiàn)4中記載了一種低屈服比高韌性的厚鋼板。在專利文獻(xiàn)4記載的技術(shù)中，優(yōu)選將含有C:0.03~0.15%,S1:1.0%以下、Mn:1.0~2.0%、Al:0.005~0.060%,Ti:0.008~0.030%,N:0.0020~0.010%,O:0.010%以下的組成的鋼坯加熱至950~130CTC,使Ar3相變點(diǎn)(transformationtemperature)+100°C~Ar3相變點(diǎn)+15CTC的溫度范圍內(nèi)的軋制率(rollingreduction)為10%以上，實(shí)施終軋溫度為800~700°C的熱軋，然后，在從終軋溫度(finishrollingtemperature)到一50°C以內(nèi)開始加速冷卻(acceleratedcooling),以5~50°C/秒的平均冷卻速度水冷至400~15CTC,然后,通過空氣冷卻，得到具有平均粒徑為10~50μm的鐵素體與分散有I~20面積％的島狀馬氏體(martensiticislandsorM-Aconstituent)的貝氏體(bainite)的混合組織的低屈服比高韌性的厚鋼板。[0009]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)[0010]專利文獻(xiàn)[0011]專利文獻(xiàn)1:日本特開昭63-227715號(hào)公報(bào)[0012]專利文獻(xiàn)2:日本特開平10-176239號(hào)公報(bào)[0013]專利文獻(xiàn)3:日本特開2006-299413號(hào)公報(bào)[0014]專利文獻(xiàn)4:日本特開2010-59472號(hào)公報(bào)【
發(fā)明內(nèi)容】[0015]發(fā)明所要解決的問題[0016]然而,專利文獻(xiàn)I中記載的技術(shù)具有以下問題:必須將冷卻速度(coolingrate)、冷卻停止溫度(coolingstoptemperature)等控制在規(guī)定的比較快的冷卻范圍內(nèi)，特別是為了制造厚壁的熱軋鋼板，需要大規(guī)模的冷卻設(shè)備等。此外，由專利文獻(xiàn)I中記載的技術(shù)得到的熱軋鋼板，具有以軟質(zhì)的多邊形鐵素體(polygonalferrite)為主的組織，也存在難以獲得所希望的高強(qiáng)度的問題。此外，關(guān)于專利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)，如專利文獻(xiàn)2的表2所示，仍然觀察到造管后的屈服強(qiáng)度下降，存在有時(shí)無(wú)法滿足近來增強(qiáng)鋼管強(qiáng)度的要求的問題。[0017]此外，在專利文獻(xiàn)3記載的技術(shù)中，由于平均冷卻速度為5°C/秒以上，因而沒有生成塊狀馬氏體，無(wú)法獲得本發(fā)明的效果，因此，存在以下問題:無(wú)法穩(wěn)定地確保作為近來的寒冷地區(qū)規(guī)格的斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs為一80°C以下、進(jìn)一步為一95°C以下的優(yōu)良低溫韌性。[0018]此外，關(guān)于專利文獻(xiàn)4記載的技術(shù)得到的厚鋼板，如專利文獻(xiàn)4的表6所示，僅能夠確保斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs至多為一30~一41°C左右的韌性，并且存在無(wú)法應(yīng)對(duì)近來要求進(jìn)一步提聞朝性的問題。[0019]本發(fā)明解決了這些以往技術(shù)的問題，其目的在于不實(shí)施復(fù)雜的熱處理，并且不進(jìn)行大規(guī)模的設(shè)備改造，提供一種適合作為鋼管用原材、特別是螺旋鋼管用的可以防止螺旋造管后的強(qiáng)度下降的低屈服比高韌性高強(qiáng)度熱軋鋼板。[0020]此處所謂的“高強(qiáng)度”是指與軋制方向成30度方向的屈服強(qiáng)度為480MPa以上、板寬方向的拉伸強(qiáng)度為600MPa以上的情況。另外，之所以將與軋制方向成30度方向的屈服強(qiáng)度規(guī)定為480MPa以上，其原因在于螺旋鋼管的周向與熱軋鋼板的軋制方向成30度~40度方向，從而提高了螺旋鋼管周向的屈服強(qiáng)度。[0021]此外，“高韌性”是指夏比沖擊試驗(yàn)的斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs為一80°C以下、更優(yōu)選為一95°C以下的情況。此外，“低屈服比”是指顯示出連續(xù)屈服型的應(yīng)力應(yīng)變曲線并且屈服比為85%以下的情況。此外，“鋼板”包括鋼板和鋼帶。[0022]用于解決問題的方法[0023]為了實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明人對(duì)涉及造管后的鋼管強(qiáng)度(steelpipestrength)和鋼管韌性(steelpipetoughness)的各種因素進(jìn)行了深入研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，由造管所產(chǎn)生的強(qiáng)度下降，是由于在壓縮應(yīng)力(compressivestress)作用的管內(nèi)表面?zhèn)鹊陌粮裥?yīng)(Bauschingereffect)導(dǎo)致的屈服強(qiáng)度下降、以及在拉伸應(yīng)力作用的管外表面?zhèn)鹊那扉L(zhǎng)率(yieldelongation)消失而造成的。[0024]因此，本發(fā)明人進(jìn)行了更深入的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過使鋼板的組織為以微細(xì)的貝氏體鐵素體作為主相、并使硬質(zhì)的塊狀馬氏體(massivemartensite)微細(xì)分散在該貝氏體鐵素體中的組織，可以防止造管后特別是螺旋造管后的強(qiáng)度下降，同時(shí)可以形成具有85%以下的低屈服比并兼具有優(yōu)良韌性的鋼管。還發(fā)現(xiàn)，由于形成這種組織，作為鋼管原材的鋼板的加工硬化能(workhardeningability)提高，因此,通過在造管時(shí)的管外表面?zhèn)鹊募庸び不@得強(qiáng)度的充分提升，可以抑制造管后、特別是螺旋造管后的強(qiáng)度下降，此外，通過微細(xì)分散塊狀馬氏體，韌性也顯著提高。[0025]本發(fā)明基于這種見解，并做了進(jìn)一步的研究而完成。也就是說，本發(fā)明的要點(diǎn)如下所述。[0026](I)一種低溫韌性優(yōu)良的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于，具有如下組成:以質(zhì)量%計(jì)含有C:0.03~0.10%、Si:0.10~0.50%、Mn:1.4~2.2%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005~0.10%、Nb:0.02~0.10%,Ti:0.001~0.030%,Mo:0.05~0.50%、Cr:0.05~0.50%、N1:0.01~0.50%,且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，[0027]并且具有如下組織:以貝氏體鐵素體作為主相，含有以面積率計(jì)為1.4~15%的長(zhǎng)寬比:小于5.0的塊狀馬氏體作為第二相，[0028]所述貝氏體鐵素體的平均粒徑為10μm以下。[0029](2)如(I)所述的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于，所述組成為下述(I)式定義的Moeq滿足1.4~2.2%的范圍的組成，[0030]Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(I)[0031](其中，Mn、N1、Cr、Mo:各元素的含量(質(zhì)量％))。[0032](3)如(I)或(2)所述的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有選自Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I種或2種以上。[0033](4)如(I)~(3)中任一項(xiàng)所述的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Ca:0.0005~0.0050%。[0034](5)如(I)~(4)中任一項(xiàng)所述的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于，所述塊狀馬氏體的尺寸最大為5.0μm以下，平均為0.5~3.0μm。[0035](6)—種低溫韌性優(yōu)良的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在對(duì)鋼原材實(shí)施熱軋工序、冷卻工序、卷取工序而形成熱軋鋼板時(shí)，所述鋼原材具有以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.03~0.10%,Si:0.10~0.50%、Mn:1.4~2.2%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005~0.10%、Nb:0.02~0.10%,T1:0.001~0.030%、Mo:0.05~0.50%,Cr:0.05~0.50%、N1:0.01~0.50%，且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成，[0036]所述熱軋工序如下:將所述`鋼原材加熱至加熱溫度:1050~130(TC，對(duì)該加熱后的鋼原材實(shí)施粗軋而形成薄板坯(sheetbar)，再對(duì)該薄板坯實(shí)施在930°C以下的溫度范圍內(nèi)的累積軋制率:50%以上的精軋，形成熱軋鋼板，[0037]所述冷卻工序如下:在精軋結(jié)束后立即開始冷卻，進(jìn)行以5~30°C/秒的板厚中央部的平均冷卻速度冷卻至600~450°C的溫度范圍的冷卻停止溫度，并進(jìn)一步以2°C/秒以下的平均冷卻速度從該冷卻停止溫度冷卻至卷取溫度，或者在所述冷卻停止溫度至卷取溫度的溫度范圍內(nèi)滯留20秒以上，[0038]所述卷取工序如下:在以表面溫度計(jì)卷取溫度:450°C以上的條件下進(jìn)行卷取。[0039](7)如(6)所述的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述組成為下述(I)式定義的Moeq滿足1.4~2.2%的范圍的組成，[0040]Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(I)[0041](其中，Mn、N1、Cr、Mo:各元素的含量(質(zhì)量％))。[0042](8)如(6)或(7)所述的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有選自Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I種或2種以上。[0043](9)如(6)~(8)中任一項(xiàng)所述的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Ca:0.0005~0.0050%。[0044]發(fā)明效果[0045]根據(jù)本發(fā)明，不實(shí)施特別的熱處理，可容易并且廉價(jià)地制造特別適合作為螺旋鋼管用原材的低溫韌性優(yōu)良的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板，該熱軋鋼板在造管后的強(qiáng)度下降小，與軋制方向成30度方向的屈服強(qiáng)度為480MPa以上，板寬方向的拉伸強(qiáng)度為600MPa以上，夏比沖擊試驗(yàn)的斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs為一80°C以下，并且具有屈服比為85%以下的低屈月艮比，在產(chǎn)業(yè)上產(chǎn)生了顯著的效果。此外，根據(jù)本發(fā)明，還具有可以廉價(jià)并且容易地制造通過卷筒鋪管船法(reelbargemethod)鋪設(shè)的管線鋼管、要求抗震性的管線鋼管用電焊鋼管的效果。此外，如果使用本發(fā)明中的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板作為原材，則還具有可以制造抗震性優(yōu)良的建筑用構(gòu)件(constructionmember)的高強(qiáng)度螺旋鋼管樁的效果?！緦＠綀D】【附圖說明】[0046]圖1是示意地表示塊狀馬氏體的生成與熱軋后的冷卻中的二次冷卻的關(guān)系的說明圖。[0047]圖2是表示塊狀馬氏體的面積率與鋼板的屈服比(YR)的關(guān)系的圖。【具體實(shí)施方式】[0048]首先，對(duì)本發(fā)明熱軋鋼板的組成限定理由進(jìn)行說明。以下，只要沒有特別說明，則質(zhì)量％僅記作％。[0049]C:0.03~0.10%[0050]C是作為碳化物析出，并通過析出強(qiáng)化(precipitationstrengthening)而有助于鋼板的強(qiáng)度增加，同時(shí)通過晶粒的微細(xì)化而有助于提高鋼板韌性的元素。此外，C具有使鋼中固溶的奧氏體穩(wěn)定化，并促進(jìn)未相變奧氏體形成的作用。為了得到該效果，必須含有0.03%以上。另一方面,如果含量超過0.10%,則在晶界形成粗大的滲碳體(cementite)的傾向增強(qiáng)，韌性下降。因此，將C限定為0.03~0.10%的范圍。另外，優(yōu)選為0.04~0.09%。[0051]S1:0.10~0.50%[0052]Si通過固溶強(qiáng)化(solidsolutionstrengthening)而有助于增強(qiáng)鋼板強(qiáng)度，同時(shí)，通過形成硬質(zhì)第二相(例如，馬氏體)而有助于屈服比下降。為了得到該效果，必須含有0.10%以上。另一方面，如果含量超過0.50%，則顯著生成紅銹(redscale)，鋼板外觀性狀下降。因此，將Si限定為0.10~0.50%的范圍。另外，優(yōu)選為0.20~0.40%。[0053]Mn:1.4~2.2%[0054]Mn是通過固溶而提高鋼的淬透性(hardenability),并且促進(jìn)馬氏體的生成，同時(shí)使貝氏體鐵素體相比開始溫度(transformationstarttemperatureofbainiticferrite)下降，并通過組織的微細(xì)化而有助于鋼板韌性提高的元素。為了得到該效果，必須含有1.4%以上。另一方面，如果含量超過2.2%，則焊接熱影響部的韌性下降。因此，將Mn限定為1.4~2.2%的范圍。另外，從穩(wěn)定生成塊狀馬氏體的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選為1.6~2.0%。[0055]P:0.025%以下[0056]P通過固溶而有助于鋼板強(qiáng)度的提高，但同時(shí)導(dǎo)致韌性下降。因此，在本發(fā)明中，P作為雜質(zhì)，希望盡可能地減少，但是可以允許至0.025%。優(yōu)選為0.015%以下。另外，由于過度的降低會(huì)導(dǎo)致精煉成本高漲，因此優(yōu)選為約0.001%以上。[0057]S:0.005%以下[0058]S在鋼中形成MnS等粗大的硫化物系夾雜物(sulfidesysteminclusion),使鋼坯等產(chǎn)生裂紋，同時(shí)導(dǎo)致鋼板的延展性(ductility)下降。這種現(xiàn)象在含量超過0.005%時(shí)變得顯著。因此，將S限定為0.005%以下。另外，優(yōu)選為0.004%以下。[0059]Al:0.005~0.10%[0060]Al是作為脫氧劑(deoxidizingagent)起作用，并同時(shí)固定作為應(yīng)變時(shí)效(strainaging)原因的N的有效元素。為了獲得這種效果，必須含有0.005%以上。另一方面，超過0.10%的含量，增加了鋼中的氧化物，導(dǎo)致母材和焊接部的韌性下降。此外，在加熱爐中加熱鋼還等鋼原材、鋼板時(shí)，容易在表層形成氮化層(nitridedlayer),可能會(huì)導(dǎo)致屈服比的增大。因此，將Al限定為0.005~0.10%的范圍。另外，優(yōu)選為0.08%以下。[0061]Nb:0.02~0.10%[0062]Nb在鋼中固溶,或者作為碳氮化物(carbonitride)析出，其具有抑制奧氏體晶粒的粗大化，以及抑制奧氏體晶粒再結(jié)晶的作用，使奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的軋制(hot-rollinginun-recrystalIizedtemperatureregion)成為可倉(cāng)泛。此外還是作為碳化物(carbide)或碳氮化物微細(xì)析出，從而有助于鋼板強(qiáng)度提高的元素。在熱軋后的冷卻中，其作為碳化物或碳氮化物在由熱軋而導(dǎo)入的位錯(cuò)上析出，并作為Y—α相變的核起作用，促進(jìn)貝氏體鐵素體的晶粒內(nèi)生成，有助于微細(xì)的塊狀未相變奧氏體，進(jìn)而微細(xì)的塊狀馬氏體的生成。為了得到這種效果，必須含有0.02%以上。另一方面，超過0.10%的過量含有，在熱軋時(shí)的變形阻力增大，可能會(huì)導(dǎo)致熱軋困難。此外，超過0.10%的過量含有，導(dǎo)致作為主相的貝氏體鐵素體的屈服強(qiáng)度增加，難以確保85%以下的屈服比。因此，將Nb限定為0.02~0.10%的范圍。另外，優(yōu)選為0.03~0.07%。[0063]Ti:0.001~0.030%[0064]Ti以氮化物的形式固定N，有助于防止鋼坯裂紋(slabcrack)，同時(shí)還具有以碳化物的形式微細(xì)析出而提高鋼板強(qiáng)度的作用。為了得到該效果，必須含有0.001%以上。另一方面，如果超過0.030%而大量含有，則貝氏體鐵素體相變點(diǎn)過度提高，鋼板的韌性下降。因此，將Ti限定為0.001~0.030%的范圍。另外，優(yōu)選為0.005~0.025%。[0065]Mo:0.05~0.50%[0066]Mo是有助于提高淬透性，并通過將貝氏體鐵素體中的C吸引到未相變奧氏體中，提高未相變奧氏體的淬透性而具有促進(jìn)馬氏體形成的作用，此外還是在鋼中固溶而通過固溶強(qiáng)化有助于提高鋼板強(qiáng)度的元素。為了得到該效果，必須含有0.05%以上。另一方面，超過0.50%的含量，形成了必要量以上的馬氏體，導(dǎo)致鋼板韌性下降。此外，Mo是昂貴的元素，大量的含有導(dǎo)致材料成本高漲。因此，將Mo限定為0.05~0.50%的范圍。另外，優(yōu)選為0.10~0.40%ο[0067]Cr:0.05~0.50%[0068]Cr具有延遲Y(奧氏體)一α(鐵素體)相變，有助于提高淬透性，以及促進(jìn)馬氏體形成的作用。為了得到該效果，必須含有0.05%以上。另一方面，超過0.50%的含量，存在在焊接部經(jīng)常產(chǎn)生缺陷的傾向。因此，將Cr限定為0.05~0.50%的范圍。另外，優(yōu)選為0.20~0.45%ο[0069]Ni:0.01~0.50%[0070]Ni是有助于提高淬透性，促進(jìn)馬氏體形成，而且還有助于提高韌性的元素。為了得到該效果，必須含有0.01%以上。另一方面，即使含有超過0.50%，效果飽和，無(wú)法期待與含量相匹配的效果，因此在經(jīng)濟(jì)上是不利的。因此，將Ni限定為0.01~0.50%的范圍。另外，優(yōu)選為0.30~0.45%ο[0071]上述成分為基本成分，本發(fā)明中，優(yōu)選將上述成分調(diào)整在上述的含量范圍內(nèi)，并且使下述(I)式定義的Moeq滿足1.4~2.2%的范圍，[0072]Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(I)[0073](其中，Mn、N1、Cr、Mo:各元素的含量(質(zhì)量％))。[0074]Moeq是表示經(jīng)過冷卻工序后，殘留在鋼板中的未相變奧氏體的淬透性的指標(biāo)。當(dāng)Moeq小于1.4%時(shí)，未相變奧氏體的淬透性不足，并在之后的卷取工序中相變?yōu)橹楣怏w(pearlite)等。另一方面,如果Moeq超過2.2%,則會(huì)生成必要量以上的馬氏體,韌性下降。因此，優(yōu)選將Moeq限定為1.4~2.2%的范圍。如果Moeq為1.5%以上，則形成低屈服比，此外變形能提高。因此，進(jìn)一步優(yōu)選為1.5%以上。[0075]在本發(fā)明中，在上述成分的范圍內(nèi)，可以進(jìn)一步根據(jù)需要含有選自作為可選元素的Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I種或2種以上，和/或Ca:0.0005~0.0050%。[0076]選自Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I種或2種以上[0077]Cu、V、B均為有助于鋼板高強(qiáng)度化的元素，可以根據(jù)需要選擇含有。[0078]Cu、V通過固溶強(qiáng)化或析出強(qiáng)化,B通過偏析至晶界(crystalgrainboundary)提高淬透性而有助于鋼板的高強(qiáng)度化。為了得到該效果，優(yōu)選含有Cu:0.01%以上、V:0.01%以上、B:0.0001%以上。另一`方面，V:超過0.10%的含量導(dǎo)致焊接性(weldability)下降，B:超過0.0005%的含量導(dǎo)致鋼板的韌性下降，Cu:超過0.50%的含量導(dǎo)致熱加工性(hotworkability)下降。因此，在含有時(shí)，優(yōu)選限定為Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下。[0079]Ca:0.0005~0.0050%[0080]Ca是有助于使粗大的硫化物(sulfide)成為球狀的硫化物的硫化物形態(tài)控制(morphologycontrol)的元素，其可以根據(jù)需要含有。為了得到該效果，優(yōu)選含有Ca:0.0005%以上。另一方面,Ca:超過0.0050%的含量,導(dǎo)致鋼板的清潔度(cleanness)下降。因此，在含有時(shí)，優(yōu)選限定為Ca:0.0005~0.0050%的范圍。[0081]上述成分以外的余量，由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。作為不可避免的雜質(zhì)，可以允許N:0.005%以下、O:0.005%以下、Mg:0.003%以下、Sn:0.005%以下。[0082]接著，對(duì)于本發(fā)明中熱軋鋼板的組織限定理由進(jìn)行說明。[0083]本發(fā)明的熱軋鋼板，除了具有上述組成，還具有以貝氏體鐵素體作為主相，并且由主相和第二相構(gòu)成的組織。[0084]此處，所謂主相，是指以面積率計(jì)具有50%以上的占有面積的相。作為主相的貝氏體鐵素體，是具有位錯(cuò)密度(dislocationdensity)高的基體組織(substructure)的相，含有針狀鐵素體(acicularferrite)。另外,在貝氏體鐵素體中，不含有位錯(cuò)密度極低的多邊形鐵素體、伴隨有細(xì)小亞晶(sub-grain)等亞結(jié)構(gòu)的準(zhǔn)多邊形鐵素體(quas1-polygonalferrite)。另外，為了確保所希望的高強(qiáng)度，在作為主相的貝氏體鐵素體中，必須析出有微細(xì)的碳氮化物。[0085]作為主相的貝氏體鐵素體具有10μm以下的平均粒徑。如果平均結(jié)晶粒徑增大到超過10μm,則在小于5%的低應(yīng)變范圍內(nèi)的加工硬化能(workhardenability)不充分,在螺旋造管時(shí)屈服強(qiáng)度可能會(huì)因彎曲加工而下降。因此，將作為主相的貝氏體鐵素體的平均粒徑限定為ΙΟμπι以下。通過使主相的平均粒徑微細(xì)化，即使在含有較多馬氏體時(shí)，也可以確保所希望的低溫韌性。[0086]并且，本發(fā)明的熱軋鋼板，具有以面積率計(jì)分散有1.4~15%的長(zhǎng)寬比(aspectratio):小于5.0的塊狀馬氏體作為第二相的組織。本發(fā)明中所謂的塊狀馬氏體，是在軋制后的冷卻過程中由未相變奧氏體在原Y晶界(prioraustenitegrainboundary)或原Y晶粒中生成的馬氏體。本發(fā)明中，使這種塊狀馬氏體分散在原Y晶界或作為主相的貝氏體鐵素體晶粒與貝氏體鐵素體晶粒之間。馬氏體與主相相比是硬質(zhì)的，加工時(shí)可以向貝氏體鐵素體中大量導(dǎo)入可動(dòng)位錯(cuò)(mobiledislocation),可以使屈服行為(yieldbehavior)為連續(xù)屈服型(continuousyieldtype)。此外，由于馬氏體具有高于貝氏體鐵素體的拉伸強(qiáng)度，因此可以實(shí)現(xiàn)低屈服比。此外，通過使馬氏體形成為長(zhǎng)寬比:小于5.0的塊狀馬氏體，可以向周圍的貝氏體鐵素體導(dǎo)入更多的可動(dòng)位錯(cuò)，從而發(fā)揮提高變形能的效果。如果馬氏體的長(zhǎng)寬比增大至超過5.0,則會(huì)形成棒狀的馬氏體(非塊狀馬氏體)，無(wú)法實(shí)現(xiàn)所希望的低屈月艮比，但只要其相對(duì)于馬氏體總量的面積率小于30%，則可被允許。優(yōu)選使塊狀馬氏體相對(duì)于馬氏體總量的面積率為70%以上。[0087]為了確保該效果，必須分散以面積率計(jì)為1.4%以上的塊狀馬氏體。圖2是使用實(shí)施例中表3的數(shù)據(jù)來表示塊狀馬氏體的面積率與鋼板的屈服比(YR)的關(guān)系的圖。如圖2所示，當(dāng)塊狀馬氏體小于1.4%時(shí)，難以確保所希望的低屈服比，即85%以下。[0088]另一方面，如果塊狀馬氏體以面積率計(jì)超過15%，則低溫韌性顯著下降。因此，將塊狀馬氏體限定為1.4~15%的范圍。另外，優(yōu)選為10%以下。[0089]此外，塊狀馬氏體的尺寸優(yōu)選最大為5μm以下，平均為0.5~3.0μm。如果塊狀馬氏體的尺寸平均超過3.Ομπι而粗大化,則容易成為脆性破壞(brittlefracture)的起點(diǎn)，或者容易促進(jìn)裂紋的傳播(crackpropagation),導(dǎo)致低溫韌性(low-temperaturetoughness)下降。此外,如果平均小于0.5μm,則晶粒變得過細(xì)，向周邊的貝氏體鐵素體的可動(dòng)位錯(cuò)導(dǎo)入量變少。因此，塊狀馬氏體的尺寸優(yōu)選最大為5.Ομπι以下，平均為0.5~3.0μπι。另外，尺寸是以長(zhǎng)邊長(zhǎng)度和短邊長(zhǎng)度之和的1/2作為“直徑”。并且，將其中的最大值作為“最大”，將所得各晶粒的“直徑”進(jìn)行算術(shù)平均(arithmeticaverage)后的值作為“平均”。另外，測(cè)定的馬氏體為100個(gè)以上。[0090]接著，對(duì)本發(fā)明熱軋鋼板的優(yōu)選制造方法進(jìn)行說明。[0091]在本發(fā)明中，對(duì)具有上述組成的鋼原材實(shí)施熱軋工序、冷卻工序、卷取工序，形成熱軋鋼板。[0092]另外，使用的鋼原材的制造方法不需要進(jìn)行特別限定，優(yōu)選使用轉(zhuǎn)爐、電爐等通常公知的熔煉方法，對(duì)上述組成的鋼水進(jìn)行熔煉，并通過連鑄法等通常公知的熔煉方法形成鋼坯等鋼原材。[0093]對(duì)所得的鋼原材實(shí)施熱軋工序。[0094]熱軋工序如下:將具有上述組成的鋼原材加熱至加熱溫度(heatingtemperature):1050~130CTC,實(shí)施粗軋(roughrolling)而形成薄板還(sheetbar)后，對(duì)該薄板坯實(shí)施在930°C以下的溫度范圍內(nèi)的累積軋制率:50%以上的精軋(finishingrooling),形成熱軋鋼板(hotrolledsteelsheet)。[0095]加熱溫度:1050~1300°C[0096]如上所述，本發(fā)明中使用的鋼原材必須含有Nb、Ti。為了通過析出強(qiáng)化而確保所希望的高強(qiáng)度，需要將這些粗大的碳化物、氮化物等暫時(shí)溶解，然后再使其微細(xì)析出。因此，將鋼原材的加熱溫度設(shè)定為1050°C以上。在低于1050°C時(shí),各兀素仍為未固溶的狀態(tài),無(wú)法得到所希望的鋼板強(qiáng)度。另一方面，如果為超過1300°C的高溫，則會(huì)發(fā)生晶粒的粗大化，鋼板韌性下降。因此，將鋼原材的加熱溫度限定為1050~1300°C。[0097]對(duì)于加熱至上述加熱溫度的鋼原材實(shí)施粗軋而形成薄板坯的粗軋條件不需要特別限定，只要是可以確保形成所希望的尺寸形狀的薄板坯的條件即可。[0098]對(duì)于所得的薄板坯，接著進(jìn)行精軋，形成所希望尺寸形狀的熱軋鋼板。精軋優(yōu)選為在930°C以下的溫度范圍內(nèi)的累積軋制率:50%以上的軋制。[0099]在930°C以下的溫度范圍內(nèi)的累積軋制率:50%以上[0100]為了貝氏體鐵素體的微細(xì)化和塊狀馬氏體的微細(xì)分散，使930°C以下的溫度范圍內(nèi)的累積軋制率為50%以上。當(dāng)930°C以下的溫度范圍內(nèi)的累積軋制率低于50%時(shí)，軋制量不足，無(wú)法確保作為主相的微細(xì)的貝氏體鐵素體。此外，形成促進(jìn)Y—α相變的核生成的NbC等析出位點(diǎn)的位錯(cuò)不足，貝氏體鐵素體的晶粒內(nèi)生成不足，無(wú)法微細(xì)并且大量分散殘留用于形成塊狀馬氏體的塊狀未相變Y。因此，將精軋中在930°C以下的溫度范圍內(nèi)的累積軋制率限定為50%以上。另外，累積軋制率優(yōu)選為80%以下。即使軋制率增大至超過80%，效果飽和，而且分離的產(chǎn)生變得顯著，導(dǎo)致夏比吸收能的下降。[0101]另外，從鋼板韌性、鋼板強(qiáng)度、軋制負(fù)荷(rollingload)等觀點(diǎn)考慮，精軋的軋制結(jié)束溫度優(yōu)選為850~760°C。如果精軋的軋制結(jié)束溫度為超過850°C的高溫，則為了使930°C以下的溫度范圍內(nèi)的累積軋制率為50%以上，需要增大每I道次的軋制量，導(dǎo)致軋制載荷(rollingload)的增大。另一方面，如果為低于750°C的低溫，則軋制中生成鐵素體，導(dǎo)致組織、析出物的粗大化，低溫韌性、強(qiáng)度下降。[0102]接著，對(duì)所得的熱軋鋼板實(shí)施冷卻工序。[0103]冷卻工序如下:在精軋結(jié)束后立即開始冷卻，進(jìn)行以5~30°C/秒的板厚中央部的平均冷卻速度冷卻至板厚中央部的溫度為600~450°C的溫度范圍的冷卻停止溫度的一次冷卻，并進(jìn)一步以2°C/秒以下的平均冷卻速度從該冷卻停止溫度冷卻至卷取溫度，或者在所述冷卻停止溫度至卷取溫度的溫度范圍內(nèi)滯留20秒以上作為二次冷卻。[0104]精軋結(jié)束后，立即并優(yōu)選在15秒以內(nèi)開始冷卻。使一次冷卻的冷卻速度以板厚中央部在750~600°C下的平均冷卻速度計(jì)為5~30°C/秒的范圍。當(dāng)平均冷卻速度小于5°C/秒時(shí)，形成多邊形鐵素體為主體的組織，難以確保以所希望的貝氏體鐵素體作為主相的組織。另一方面，如果是平均冷卻速度超過30°C/秒的驟冷，則合金元素向未相變奧氏體中的濃縮不充分，在之后的冷卻中無(wú)法微細(xì)分散所希望量的塊狀馬氏體，難以形成具有所希望的低屈服比、所希望的優(yōu)良低溫韌性的熱軋鋼板。此外，在平均冷卻速度超過30°C/秒的驟冷中，表層部形成為馬氏體單相組織，然后回火而形成回火馬氏體單相組織，屈服比變高。因此，將精軋結(jié)束后的冷卻速度限定為平均5~30°C/秒的范圍。另外，優(yōu)選為5~25°C/秒。[0105]使上述冷卻的冷卻停止溫度為600~450°C范圍的溫度。當(dāng)冷卻停止溫度為高于上述溫度范圍的高溫時(shí)，難以確保以所希望的貝氏體鐵素體作為主相的組織。另一方面，當(dāng)冷卻停止溫度為低于上述溫度范圍的低溫時(shí)，未相變Y基本結(jié)束相變，無(wú)法確保所希望量的塊狀馬氏體。[0106]本發(fā)明中，在上述一次冷卻之后，作為二次冷卻，如圖1示意性所示進(jìn)行從上述冷卻停止溫度至卷取溫度的溫度范圍的緩慢冷卻。通過在該溫度范圍進(jìn)行緩慢冷卻，C等合金元素進(jìn)一步擴(kuò)散至未相變Y中，使未相變Y穩(wěn)定化，從而通過之后的冷卻容易生成塊狀馬氏體。作為該緩慢冷卻，是以平均為2°c/秒以下的冷卻速度，優(yōu)選1.5°C/秒以下，從上述冷卻停止溫度冷卻至卷取溫度，或者在上述冷卻停止溫度至卷取溫度的溫度范圍內(nèi)滯留20秒以上的冷卻。如果以平均超過2V/秒的冷卻速度從冷卻停止溫度冷卻至卷取溫度，則C等合金元素?zé)o法充分?jǐn)U散至未相變Y中，未相變Y的穩(wěn)定化不充分，并且如圖1中虛線表示的冷卻所示，未相變Y以殘留在貝氏體鐵素體間的形式生成棒狀馬氏體，難以生成所希望的塊狀馬氏體。需要說明的是，這是和專利文獻(xiàn)3的方法基本相同的方法。[0107]另外，該二次冷卻優(yōu)選通過在輸出輥道(runouttable)的后段停止注水而進(jìn)行。對(duì)于板厚較薄的鋼板，為了確保所希望的冷卻條件，優(yōu)選通過完全除去殘留在鋼板上的冷卻水、設(shè)置保溫蓋等來進(jìn)行調(diào)整。此外，為了確保在上述溫度范圍內(nèi)20秒以上的滯留時(shí)間，優(yōu)選調(diào)整輸送速度。[0108]二次冷卻后，對(duì)熱軋鋼板實(shí)施卷取工序。[0109]卷取工序如下:在以表面溫度計(jì)卷取溫度:450°C以上的條件下進(jìn)行卷取。當(dāng)卷取溫度低于450°C時(shí)，無(wú)法實(shí)現(xiàn)所希望的低屈服比化。因此，將卷取溫度限定為450°C以上。通過進(jìn)行上述工序，可以在鐵素體與奧氏體共存的溫度范圍滯留規(guī)定時(shí)間以上。將上述制造方法所制造的熱軋鋼板作為造管原材，經(jīng)過通常的造管工序，形成螺旋鋼管、電焊鋼管。造管工序不需要特別限定，通常的工序均可適用。[0110]以下，基于實(shí)施例，對(duì)本發(fā)明作更詳細(xì)地說明。[0111]實(shí)施例[0112]通過連鑄法將表1所示組成的鋼水制成鋼坯(壁厚為220mm)，作為鋼原材。接著實(shí)施熱軋工序，即，將這些鋼原材加熱至表2所示的加熱溫度，進(jìn)行粗軋，形成薄板坯后，在表2所示的條件下對(duì)該薄板坯進(jìn)行精軋，形成熱軋鋼板(板厚:7.8~25.4mm)。在精軋結(jié)束后立即(在表2所示的時(shí)間內(nèi))對(duì)所得的熱軋鋼板開始冷卻，以表2所示的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻至表2所示的冷卻停止溫度(卷取溫度)的一次冷卻，并在表2所示的條件下進(jìn)行二次冷卻，由此實(shí)施冷卻工序。在冷卻工序后，實(shí)施在表2所示的卷取溫度下卷取為卷材狀，然后放冷的卷取工序。[0113]從所得的熱軋鋼板上裁取試驗(yàn)片，實(shí)施組織觀察、拉伸試驗(yàn)、沖擊試驗(yàn)。試驗(yàn)方法如下所述。[0114](I)組織觀察(microstructureobservation)[0115]以軋制方向截面(L截面)為觀察面的方式，從所得的熱軋鋼板上裁取組織觀察用試驗(yàn)片。研磨試驗(yàn)片，進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕(nitaletching),使用光學(xué)顯微鏡(opticalmicroscope)(倍率:500倍)或電子顯微鏡(electronmicroscope)(倍率:2000倍)進(jìn)行組織觀察，拍照，使用圖像分析裝置測(cè)定組織的種類、各相的組織百分率(面積率)、平均粒徑。作為主相的貝氏體鐵素體的平均粒徑，根據(jù)JISG0552使用切割法求出。另外，馬氏體晶粒的長(zhǎng)寬比，由各晶粒的長(zhǎng)度方向的長(zhǎng)度(長(zhǎng)邊)與和其成直角方向的長(zhǎng)度(短邊)的比，(長(zhǎng)邊)/(短邊)而算出。將長(zhǎng)寬比小于5.0的馬氏體晶粒定義為塊狀馬氏體。長(zhǎng)寬比為5.0以上的馬氏體，稱為“棒狀”馬氏體。此外，塊狀馬氏體的尺寸是以塊狀馬氏體各晶粒的長(zhǎng)邊長(zhǎng)度與短邊長(zhǎng)度之和的1/2作為直徑，并對(duì)所得的各晶粒的直徑進(jìn)行算術(shù)平均，作為該鋼板中塊狀馬氏體尺寸的平均值。另外，塊狀馬氏體各晶粒的直徑中的最大值為塊狀馬氏體的尺寸最大值。測(cè)定的馬氏體晶粒為100個(gè)以上。[0116](2)拉伸試驗(yàn)(tensiletest)[0117]以拉伸方向?yàn)橄鄬?duì)于軋制方向(rollingdirection)的直角方向(板寬方向)以及與軋制方向成30°方向的方式，從所得的熱軋鋼板上分別裁取拉伸試驗(yàn)片(AP1-5L所規(guī)定的全厚試驗(yàn)片；GL50mm、寬度38.1mm),并根據(jù)ASTMA370的規(guī)定實(shí)施拉伸試驗(yàn),求出拉伸特性(屈服強(qiáng)度YS、拉伸強(qiáng)度TS)。[0118](3)沖擊試驗(yàn)(impacttest)[0119]以試驗(yàn)片長(zhǎng)度方向與軋制方向成直角方向的方式，從所得的熱軋鋼板上裁取V型缺口試驗(yàn)片，并根據(jù)ASTMA370的規(guī)定,實(shí)施夏比沖擊試驗(yàn)(Charpyimpacttest),求出斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs(0C)0[0120]將所得的結(jié)果示于表3。[0121]此外，將所得的熱軋鋼板作為管原材，并通過螺旋造管工序，制造螺旋鋼管(外徑:1067mm(p)。以拉伸方向?yàn)楣苤芟虻姆绞?，從所得的鋼管上裁取拉伸試?yàn)片(API所規(guī)定的試驗(yàn)片)，并根據(jù)ASTMA370的規(guī)定，實(shí)施拉伸試驗(yàn)，測(cè)定拉伸特性(屈服強(qiáng)度YS、拉伸強(qiáng)度TS)。由所得的結(jié)果算出AYS(=鋼管YS—鋼板YS)，評(píng)價(jià)造管所導(dǎo)致的強(qiáng)度下降程度。[0122]將所得的結(jié)果一并記在表3中。圖2是使用實(shí)施例中表3的數(shù)據(jù)來表示塊狀馬氏體的面積率與鋼板的屈服比(YR)的關(guān)系的圖。如圖2所示，當(dāng)塊狀馬氏體小于1.4%時(shí)，難以確保所希望的低屈服比，即85%以下。[0123]本發(fā)明例均未實(shí)施特別的熱處理，便形成了與軋制方向成30度方向的屈服強(qiáng)度為480MPa以上，板寬方向的拉伸強(qiáng)度為600MPa以上，斷裂轉(zhuǎn)變溫度vTrs為一80°C以下，并且具有屈服比為85%以下的低屈服比的低屈服比高強(qiáng)度熱軋鋼板。[0124]此外，本發(fā)明例在進(jìn)行造管形成鋼管后，因造管而導(dǎo)致的強(qiáng)度下降(AYS)均較小，形成了適合作為螺旋鋼管或電焊鋼管用原材的熱軋鋼板。[0125]另一方面，落在本發(fā)明范圍之外的比較例，屈服強(qiáng)度不足、拉伸強(qiáng)度下降、韌性下降、或無(wú)法確保低屈服比，因?yàn)闊o(wú)法得到具有所希望特性的熱軋鋼板。[0126]以下進(jìn)行具體描述。[0127]比較例的鋼板N0.7，由于加熱溫度超出本發(fā)明的范圍，因此貝氏體鐵素體的平均粒徑超出本發(fā)明的范圍，韌性變差。[0128]比較例的鋼板N0.8，冷卻工序的二次冷卻的平均冷卻速度超出本發(fā)明的范圍，因此塊狀馬氏體的面積率在本發(fā)明的范圍以下，YR超出本發(fā)明的范圍，強(qiáng)度下降(AYS)變大。[0129]比較例的鋼板N0.9，由于累積軋制率在本發(fā)明的范圍以下，并且冷卻工序的二次冷卻的平均冷卻速度在本發(fā)明的范圍以下，因此貝氏體鐵素體的平均粒徑超出本發(fā)明的范圍，韌性變差。[0130]比較例的鋼板N0.10，由于冷卻工序的一次冷卻的平均冷卻速度超出本發(fā)明的范圍，因此塊狀馬氏體的面積率在本發(fā)明的范圍以下，屈服比YR超出本發(fā)明的范圍，強(qiáng)度下降(AYS)變大。[0131]比較例的鋼板N0.11和12，由于冷卻工序的一次冷卻的冷卻停止溫度落在本發(fā)明的范圍之外，因此未生成塊狀馬氏體，屈服比YR超出本發(fā)明的范圍，強(qiáng)度下降(AYS)變大。[0132]比較例的鋼板N0.18~21、23，由于化學(xué)組成的范圍落在本發(fā)明的范圍之外，因此貝氏體鐵素體的平均粒徑超出本發(fā)明的范圍，或者由于塊狀馬氏體的面積率在本發(fā)明的范圍以下，因此屈服比YR超出本發(fā)明的范圍，強(qiáng)度下降(AYS)變大。[0133]比較例的鋼板N0.22，由于化學(xué)組成的Nb范圍超出本發(fā)明的范圍，因此屈服強(qiáng)度增加，屈服比超出本發(fā)明的范圍，強(qiáng)度下降(AYS)變大?！緳?quán)利要求】1.一種熱軋鋼板，其具有如下組成:以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.03~0.10%、S1:0.10~0.50%、Mn:1.4~2.2%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005~0.10%、Nb:0.02~0.10%,Ti:0.001~0.030%,Mo:0.05~0.50%、Cr:0.05~0.50%,Ni:0.01~0.50%，且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且具有如下組織:以貝氏體鐵素體作為主相，含有以面積率計(jì)為1.4~15%的長(zhǎng)寬比:小于5.0的塊狀馬氏體作為第二相，所述貝氏體鐵素體的平均粒徑為10μm以下。2.如權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板，其特征在于，所述組成為以質(zhì)量％計(jì)下述(I)式定義的Moeq滿足1.4~2.2%的范圍的組成，Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(I)其中，Mn、N1、Cr、Mo:各元素的含量(質(zhì)量％)。3.如權(quán)利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有選自Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I種或2種以上。4.如權(quán)利要求1至3中任一項(xiàng)所述的熱軋鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量%計(jì)進(jìn)一步含有Ca:0.0005~0.0050%ο5.如權(quán)利要求1至4中任一項(xiàng)所述的熱軋鋼板，其特征在于，所述塊狀馬氏體的尺寸最大為5μm以下，平均為0.5~3.0μm。6.一種熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在對(duì)鋼原材實(shí)施熱軋工序、冷卻工序、卷取工序而形成熱軋鋼板時(shí)，所述鋼原材具有以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.03~0.10%、S1:0.10~0.50%、Mn:1.4~2.2%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005~0.10%、Nb:0.02~0.10%,Ti:0.001~0.030%,Mo:0.05~0.50%、Cr:0.05~0.50%,Ni:0.01~0.50%，且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成，所述熱軋工序如下:將所述鋼原材加熱至加熱溫度:1050~130(TC，對(duì)該加熱后的鋼原材實(shí)施粗軋而形成薄板坯，再對(duì)該薄板坯實(shí)施在930°C以下的溫度范圍內(nèi)的累積軋制率:50%以上的精軋，形成熱軋鋼板，所述冷卻工序如下:在精軋結(jié)束后立即開始冷卻，進(jìn)行以5~30°C/秒的板厚中央部的平均冷卻速度冷卻至600~450°C的溫度范圍的冷卻停止溫度的一次冷卻，并進(jìn)一步以20C/秒以下的平均冷卻速度從該冷卻停止溫度冷卻至卷取溫度，或者在所述冷卻停止溫度至卷取溫度的溫度范圍內(nèi)滯留20秒以上作為二次冷卻，所述卷取工序如下:在以表面溫度計(jì)卷取溫度:450°C以上的條件下進(jìn)行卷取。7.如權(quán)利要求6所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述組成為以質(zhì)量％計(jì)下述(O式定義的Moeq滿足1.4~2.2%的范圍的組成，Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(I)其中，Mn、Ni>Cr>Mo:各元素的含量(質(zhì)量％)。8.一種熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有選自Cu:0.50%以下、V:0.10%以下、B:0.0005%以下中的I種或2種以上。9.如權(quán)利要求6至8中任一項(xiàng)所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Ca:0.0005~0.0050%?！疚臋n編號(hào)】B21B1/26GK103687975SQ201280035821【公開日】2014年3月26日申請(qǐng)日期:2012年6月13日優(yōu)先權(quán)日:2011年7月20日【發(fā)明者】后藤聰太,中田博士,上力,安部俊史,玉井崇登申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社