TWI384080B

TWI384080B - Hot rolled steel sheet and method of manufacturing the same

Info

Publication number: TWI384080B
Application number: TW100123286A
Authority: TW
Inventors: 橫井龍雄; 阿部博; 吉田治; 宮谷康裕; 荒木慎一; 河野�治
Original assignee: 新日本製鐵股份有限公司
Priority date: 2010-06-30
Filing date: 2011-06-30
Publication date: 2013-02-01
Also published as: RU2518830C1; CN102959114A; US9200342B2; EP2589673A4; US20130092295A1; MX338539B; EP2589673B1; EP2589673A1; JPWO2012002481A1; JP4970625B2; BR112012033496B1; BR112012033496A2; KR20130014616A; TW201211278A; CN102959114B; KR101302298B1; WO2012002481A1; MX2012014602A

Description

熱軋鋼板及其製造方法

發明領域

本發明係有關於低溫韌性優異之螺旋管線用途的高強度之熱軋鋼板及其製造方法者。

發明背景

近年來，原油、天然氣等能源資源之開發區域正朝北海、西伯利亞、北美、庫頁島等寒冷地、或北海、墨西哥灣、黑海、地中海、印度洋等深海，自然環境嚴苛之地域發展。又，由重視地球環境之觀點來看，於增加開發天然氣的同時，由管線系統之經濟性的觀點來看，正在追求操作壓力之高壓化。對應於該等環境條件的變化，對管線所要求之特性係日益高度化且多樣化，大致分成：(a)厚壁/高強度化、(b)高韌性化、(c)隨著現場焊接性提升之低碳當量(Ceq)化、(d)耐蝕性之嚴格化、(e)於凍土、地震、斷層地帶之高變形性能的要求。又，隨著使用環境複合地要求該等特性係為普通。

此外，以最近原油、天然氣需求之增大為背景，將正式地開發迄今因不符利益而尚未開發的偏遠地域或自然環境嚴苛之地域。特別是對使用於長距離輸送原油、天然氣之管線的管線，除了用以提升輸送效率之厚壁、高強度化，亦強烈地追求可耐寒冷地之使用的高韌性化，而該等要求特性之兩全即成為技術性之課題。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：專利第3846729號(特表2005-503483號公報)

專利文獻2：日本專利特開2004-315957號公報

專利文獻3：日本專利特開2008-240151號公報

專利文獻4：日本專利特開2005-281838號公報

非專利文獻

非專利文獻1：新日鐵技報No.380 2004 70頁

各個計畫中作為低溫韌性之指標所預設的評價脆性破壞之傳播停止性能的DWTT(落錘撕裂：Drop Weight Tear Test)試驗中延性破裂率(SA)係依據API規格所測定之值，一般而言隨著厚壁、高強度化而減少係眾所周知。特別是，厚壁化係藉由板厚之增加，試驗片凹口前端之應力狀態由平面應力遷移至平面應變，使三軸應力度的方向，於板厚大於16mm時，該影響將更為顯著。用以使SA提升的方法，眾所周知的係控制軋延之強化，即沃斯田鐵於未再結晶區域溫度下之軋縮率的增加係有效。

如天然氣管路用鋼管地，由防止延性破壞進展至裂縫之傳播速度較內壓高，破裂後之減壓波的速度快時的觀點來看，追求高之衝擊吸收能。分離(separation)之產生看起來雖可提升SA，但因使吸收能下降故不佳。又，預設為「無分離」之需求者亦有增加的傾向。因此，兼顧該SA之提升與分離之抑制係回應市場需求的技術上之方向性。

另一方面，管線用鋼管藉由其製造製程，可分成無縫鋼管、UOE鋼管、電縫鋼管及螺旋鋼管，可依其用途、尺寸等選擇，但除了無縫鋼管以外，均具有將板狀之鋼板、鋼帶成形成管狀後藉由熔接接縫商品化成鋼管(以下，亦稱「管」。)的特徴。此外，該等熔接鋼管依據使用熱軋鋼板(以下，亦稱為「捲料(hot coil)」。)作為素材、或使用板料作為素材，可分類前者為電縫鋼管及螺旋鋼管、後者為UOE鋼管。於高強度、大直徑、厚壁之用途一般係使用後者之UOE鋼管，於成本、交期面而言，前者以捲料作為素材之電縫鋼管及螺旋鋼管係有利，且對其高強度化、大直徑化、厚壁化之要求日益劇增。

以捲料作為素材之電縫鋼管與螺旋鋼管的最大差異係其造管方法。前者之電縫鋼管與UOE鋼管同樣地，管的長度方向與軋延方向一致，且管的圓周方向與軋延之寬度方向一致，相對於此，後者之螺旋鋼管因將熔接線造管成螺旋狀，故軋延方向與管長度方向、軋延之寬度方向與管的圓周方向未必一致。此處，重要的是，作為管所預設之特性幾乎與管的圓周方向有關，於螺旋鋼管時係捲料之R方向。R方向係指於造管成螺旋鋼管時相當於鋼管的圓周方向之方向。依據造管時之管徑所決定，但大約係相對於軋延方向30~45°之方向。一般而言，因捲料於軋延之寬度方向上強度、韌性均為良好，故電縫鋼管之圓周方向成為軋延之寬度方向而為佳。然而，螺旋鋼管的圓周方向係捲料之R方向，因與軋延方向傾斜某角度，故強度、韌性均下降。因此，螺旋鋼管用捲料即使同樣地為API-X80規格(YS：550MPa、TS：620~827MPa)之鋼管，換算軋延之寬度方向時，光是強度就需提高70~90MPa左右，故要求更嚴格之強度-韌性平衡。

於非專利文獻1中，揭示了UOE鋼管中相當於X120規格之高強度鋼管的製造技術。

然而，前述技術係以厚板(板料)作為素材為前提，為兼具高強度與厚壁化，使用厚板製造步驟之特徴的中途冷卻停止型直接淬火法(IDQ：Interrupted Direct Quench)，以高冷卻速度、低冷卻停止溫度所達成者，特別是為了確保強度而活用淬火硬化(組織強化)係其特徴。

於第1圖顯示製造板料之各步驟的一例。此處，於加熱步驟進行扁鋼胚之再加熱。因不需考量析出強化，故以低溫加熱使加熱沃斯田鐵粒細粒化。

用以使韌性提升的控制軋延之強化，即沃斯田鐵於未再結晶區域溫度下之軋縮率的增加，因該輥軋機並非串聯而係單座之反向輥軋機，故無論如何均可排程。因此，若進行控制軋延開始溫度之管理，即可得目標之韌性。

又，厚板製造製程中，一般係隔有距離地分隔最後滾軋機與冷卻裝置，由軋延結束至冷卻開始因有40秒左右的時間，由於沃斯田鐵之再結晶或擴散之肥粒鐵變態集合組織的配向變弱，分離之產生亦受到抑制。此外，最近於厚板製程中，利用強力之冷卻裝置的ACC(急速冷卻：Accelerated Cooling)正蔚為一般，於冷卻速度之觀點上亦有抑制分離產生的傾向。

於第2圖顯示製造作為本發明對象之電縫鋼管及螺旋鋼管素材的捲料之各步驟的一例。此處，於精煉步驟，調整鋼之元素構成為目的之鋼成分。於連續鑄造步驟，藉由電磁攪拌與輕軋縮鑄造降低中心偏析。於扁鋼胚再加熱步驟，抑制沃斯田鐵之再結晶化，且將得到因析出物產生之析出強化的Nb溶體化。於粗軋延步驟，於沃斯田鐵之再結晶溫度區域軋延，將再結晶沃斯田鐵粒細粒化。於最後軋延步驟，於沃斯田鐵未再結晶溫度區域軋延，藉由控制軋延效果將變態後之α粒細粒化。於捲取步驟，藉以適當之溫度捲取得到NbC之析出強化。

該捲料之製造中，該步驟之特徴係捲取步驟，因捲取裝置(盤捲器)之設備能力限制，不易低溫捲取厚壁材，故淬火硬化所需之低溫冷卻停止係不可能。因此，利用淬火硬化進行強度之確保係為困難。又，軋延後之冷卻速度上，使板厚16mm以上之板厚中心部的冷卻速度與厚板製造製程一樣快，將花費設備成本。

並且，雖有粗輥軋機具有單座之反向輥軋機的情形，但最後滾軋機為6、7座之串聯輥軋機係為普通，因溫度、軋縮率、速度必定受其質量流量所控制，故限制多。又，由粗軋延移至最後軋延之粗輥厚度亦受裁剪機或F1座之輥隙所限制，無法如厚板(板料)步驟般地增大再結晶區域溫度下之軋縮率。

專利文獻1中，揭示了一種發明，係以管線用捲料兼具高強度、厚壁化與低溫韌性之技術，該技術係藉於精煉時添加Ca-Si，將夾雜物球狀化，除了Nb、Ti、Mo、Ni等強化元素，亦添加具結晶粒微細化效果之V，且組合低溫軋延與低溫捲取，以確保強度。

然而，該技術因最後軋延溫度為790~830℃之較低溫，故因分離之產生使吸收能下降、或因低溫軋延使軋延負載變高，操作穩定性令人疑慮。

專利文獻2中，揭示了以電縫鋼管用捲料實現強度、低溫韌性均優異之現場焊接性的技術，係藉由限定PCM值，抑制熔接部之硬度上升，並使顯微組織為變韌肥粒鐵單相，再限定Nb之析出比例，而兼具高強度與低溫韌性。然而，因該技術亦需實質地低溫軋延以得到微細之組織，故因分離之產生使吸收能下降、或因低溫軋延使軋延負載變高，操作穩定性令人疑慮。

專利文獻3中，揭示了藉由限定電縫鋼管及螺旋鋼管用捲料於軋延後之冷卻速度的下限，控制集合組織，以減少分離之技術。然而，為以16mm以上之板厚並兼具X80之強度與韌性，不僅抑制分離，亦需藉由控制軋延製程來改善顯微組織本身。又，確保板厚16mm以上之板厚中心部的冷卻速度，就現狀而言，於鋼板形狀、通板性及被捲入盤捲器心軸之容易度的觀點上，技術性之障礙多。

專利文獻4中，揭示了於電縫鋼管用捲料中使顯微組織為變韌肥粒鐵單相，得到藉Nb、V等微細析出物所得之穩定的強度，並藉將該組織之平均粒徑規定於細粒之範圍，以確保韌性的技術。

然而，因係電縫鋼管用，以板厚頂多半吋(12.7mm)之薄者為對象，完全未記載到關於板厚16mm以上，用以得到韌性之顯微組織、用以得到粒徑範圍之製造方法。又，未考量到如螺旋鋼管用捲料地使用於要求較電縫鋼管用嚴格之強度-韌性平衡的用途。

此處，本發明之課題係由輸送效率或現場熔接施工性等觀點來看，提供一種於要求嚴苛之耐破壞特性的地域(特別係寒冷地)仍兼具耐用之高韌性、及API5L-X80規格以上之強度的螺旋盤管用之熱軋鋼板。因此，本發明之目的係提供以DWTT之延性破裂率(SA)於-20℃之試驗溫度中為85%以上、實質上不會因分離之產生造成吸收能下降的分離指數(separation index)為0.06mm/mm² 以下、因分離之產生的吸收能為240J以上，作為低溫韌性之指標，且由高強度化之觀點來看，板厚16mm以上之達API5L-X80規格(抗拉強度係710~740MPa左右以上)的高強度之螺旋管線用熱軋鋼板(捲料)及可便宜且穩定地製造該熱軋鋼板的方法。

本發明人等為解決前述課題反覆致力檢討後，結果，分別發現SA與鋼板厚度方向之中心部中顯微組織的結晶粒系統、吸收能與顯微組織之共析前肥粒鐵分率、SI與該部分之反射X射線強度非常相關，而完成本發明。並且，本發明之要旨係如以下所述。

(1)一種熱軋鋼板，係滿足以質量%計：C=0.02~0.08%、Si=0.05~0.5%、Mn=1~2%、Nb=0.03~0.12%、Ti=0.005~0.05%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物元素所構成者，其特徵在於：於由該鋼板表面板厚1/2厚之深度中的顯微組織中，共析前肥粒鐵分率係3%以上、20%以下，其他係低溫變態相及1%以下之波來鐵，前述顯微組織全體之個數平均結晶粒徑係1μm以上、2.5μm以下且區域平均粒徑係3μm以上、9μm以下，前述區域平均粒徑之標準偏差係0.8μm以上、2.3μm以下，又由鋼板表面板厚1/2厚之深度中，平行於鋼板表面之面的{211}方向與{111}方向之反射X射線強度比{211}/{111}係1.1以上。

此處，「不可避免的不純物元素」係指非有意地添加者，於原料中或製造步驟中不可避免地混入等，欲去除亦無法去除之不純物。

(2)如(1)記載之熱軋鋼板，其中前述鋼板更以質量%計含有：P≦0.03%、S≦0.005%、O≦0.003%、Al=0.005~0.1%、N=0.0015~0.006%、Ca=0.0005~0.003%、V≦0.15%(不包含0%)、Mo≦0.3%(不包含0%)，且滿足0<S/Ca<0.8，N-14/48×Ti≧0%。

(3)如(2)記載之熱軋鋼板，其中前述鋼板更以質量%計含有：Cr=0.05~0.3%、Cu=0.05~0.3%、Ni=0.05~0.3%、B=0.0002~0.003%中之一種或二種以上。

(4)如(1)~(3)中任1項記載之熱軋鋼板，其中前述鋼板更以質量%計含有REM=0.0005~0.02%。

(5)如(1)~(4)中任1項記載之熱軋鋼板，其中前述鋼板之中心偏析部的最高硬度係300Hv以下，母材之平均硬度+50Hv以上的偏析帶寬係200μm以下。

(6)一種熱軋鋼板之製造方法，係將用以得到以質量%計滿足C=0.02~0.08%、Si=0.05~0.5%、Mn=1~2%、Nb=0.03~0.12%、Ti=0.005~0.05%，剩餘部分由Fe及不可避免的不純物元素所構成的熱軋鋼板所熔製、鑄造之扁胚加熱至藉由式(1)所求之SRT溫度以上、1260℃以下後，保持在該溫度區域20分鐘以上，之後於藉由熱軋延製造熱軋鋼板時，進行以式(2)所求之有效累積應變(ε_eff. )計，粗軋延之有效累積應變係0.4以上、最後軋延之有效累積應變係0.9以上且粗軋延之有效累積應變與最後軋延之有效累積應變的積係0.38以上的熱軋延，於Ar3變態點溫度以上結束該熱軋延後，於至650℃之溫度區域中以2℃/sec以上、50℃/sec以下之冷卻速度冷卻前述鋼板之板厚中心部後，於520℃以上、620℃以下之溫度區域捲取前述鋼板。

SRT(℃)=6670/(2.26-log[%Nb][%C])-273　…(1)

此處，[%Nb]、[%C]分別顯示Nb與C於鋼板中之含量(質量%)。

E_eff =Σε_i (t,T)　…(2)

此處，

E_i (t,T)=ε_i0 /exp{(t/τ_R )^2/3 }、

τ_R =τ₀ ‧exp(Q/RT)、

τ₀ =8.46×10^-6 、

Q=183200J、

R=8.314J/K‧mol、

t於粗軋延時係該道次至最後軋延前的累積時間，於最後軋延時係至冷卻前的累積時間，T係顯示該道次之軋延溫度。

此處，「有效累積應變」係有助於提升韌性之結晶粒的細粒化之指標。換言之，新結晶粒之生成位置數與再結晶粒之晶粒成長速度相關，該值越大生成位置數越增加，且晶粒成長受到抑制。

「粗軋延之有效累積應變」係定義為至最後軋延前，即至未再結晶區域軋延前之有效累積應變。「最後軋延之有效累積應變」係將軋延結束後之冷卻前，即γ→α變態前之應變使用式(2)算出的數值。

「熱軋延」係指於沃斯田鐵溫度區域內，使材料通過軋輥間，軋縮減少板厚，塑性加工成預定之形狀。

(7)如(6)記載之熱軋鋼板之製造方法，其中於前述熱軋延時，於熱軋延之各軋延道次間進行冷卻。

(8)如(5)或(6)記載之熱軋鋼板之製造方法，其中於連續鑄造用以得到前述熱軋鋼板之扁胚時，藉由感應電磁攪拌一面使熔鋼旋轉一面鑄造，控制前述連續鑄造之軋縮量，以平衡扁胚之最終凝固位置的凝固收縮。

「感應電磁攪拌」係指於連續鑄造製程中，為了避免中心濃縮偏析，藉由利用模具內電磁攪拌裝置所作成之交流移動磁場，於作為導電體之熔鋼中渦電流受到感應後，以於該渦電流與移動磁場之間產生的電磁力攪拌扁胚內未凝固部分之熔鋼本身的技術。

「最終凝固位置」係指經連續鑄造之扁鋼胚以全部厚度完成凝固的位置。

(9)如(6)記載之熱軋鋼板之製造方法，其中前述熱軋鋼板之於由該鋼板表面板厚1/2厚之深度中的顯微組織中，共析前肥粒鐵分率係3%以上、20%以下，其他係低溫變態相及1%以下之波來鐵，前述顯微組織全體之個數平均結晶粒徑係1μm以上、2.5μm以下且區域平均粒徑係3μm以上、9μm以下，前述區域平均粒徑之標準偏差係0.8μm以上、2.3μm以下，又由鋼板表面板厚1/2厚之深度中，平行於鋼板表面之面的{211}方向與{111}方向之反射X射線強度比{211}/{111}係1.1以上。

(10)如(6)記載之熱軋鋼板之製造方法，其中前述熱軋鋼板更以質量%計含有：P≦0.03%、S≦0.005%、O≦0.003%、Al=0.005~0.1%、N=0.0015~0.006%、Ca=0.0005~0.003%、V≦0.15%(不包含0%)、Mo≦0.3%(不包含0%)，且滿足0<S/Ca<0.8，N-14/48×Ti≧0%。

(11)如(10)記載之熱軋鋼板之製造方法，其中前述熱軋鋼板更以質量%計含有：Cr=0.05~0.3%、Cu=0.05~0.3%、Ni=0.05~0.3%、B=0.0002~0.003%中之一種或二種以上。

藉將本發明之熱軋鋼板使用於電縫鋼管及螺旋鋼管，不僅於要求較嚴苛之耐破壞特性的寒冷地仍可製造板厚16mm以上且API5L-X80規格以上之高強度的螺旋管線，藉由本發明之製造方法，可便宜且穩定地得到螺旋鋼管用捲料。

圖式簡單說明

第1圖係顯示製造板料之各步驟之一例的步驟圖。

第2圖係顯示製造以本發明作為對象之電縫鋼管及螺旋鋼管素材的捲料之各步驟之一例的步驟圖。

第3圖係顯示由DWTT試驗片採取微量樣本之位置的概念圖。

第4圖係於顯微組織之區域平均粒徑與個數平均粒徑之關係上顯示顯微組織之SA(-20℃)的圖。

第5圖係顯示顯微組織之個數平均粒徑的標準偏差與SA(-20℃)之差異(ΔSA)之關係的圖。

第6圖係顯示鋼板板厚方向中央部之反射X射線強度比與S.I.之關係的圖。

第7圖係顯示顯微組織之共析前肥粒鐵分率(%)與沙丕吸收能之關係的圖。

第8圖係於偏析部最高硬度(Hv)與偏析寬度之關係上顯示顯微組織之SA與S.I.的圖。

第9圖係顯示粗有效累積應變與區域平均粒徑之關係的圖。

第10圖係顯示最後有效累積應變與個數平均粒徑之關係的圖。

第11A圖係對於圖形1，顯示粗軋延之有效累積應變(ε_eff )與抽出後的延長時間(粗軋延之道次排程(pass schedule))之關係的特性圖。

第11B圖係對於圖形2，顯示粗軋延之有效累積應變(ε_eff )與抽出後的延長時間(粗軋延之道次排程)之關係的特性圖。

第11C圖係對於圖形3，顯示粗軋延之有效累積應變(ε_eff )與抽出後的延長時間(粗軋延之道次排程)之關係的特性圖。

第11D圖係對於圖形4，顯示粗軋延之有效累積應變(ε_eff )與抽出後的延長時間(粗軋延之道次排程)之關係的特性圖。

用以實施發明之形態

本發明人等首先想到以螺旋管線用途為前提之強度與韌性優異的熱軋鋼板，關於於捲料製造步驟所生產之熱軋鋼板的DWTT之-20℃下的延性破裂率SA(-20℃)及分離，詳細地觀察其破斷面。

結果，針對於看起來可得100%之SA的破斷面者中分離亦顯著地產生者，詳細地調查該發生的形態，可知(1)產生位置並非板厚中心部，係短且多數產生者，(2)雖於板厚中心部產生，但可分類成二種形態。然而，於作為分離指數(以下：S.I.)定量化時，形態(2)之影響小，確認大部分的情況係只要可抑制形態(1)的話，即為實用上無問題的程度。

詳細地調查形態(1)時，藉由斷面之SEM觀察可知等該分離係主要係於認為是結晶粒界處所分離。換言之，可知造成形態(1)之分離產生的原因與各結晶粒之結晶方位相關。

又，詳細地調查形態(2)時，使用SEM觀察由板厚中心附近產生之裂縫面與均垂直於試驗片板厚方向之分離時，推定為與所謂之類似劈開之裂痕相同。換言之，可知於S之添加量受到限制或未添加Ca時，可能成為破壞起點的粗大之MnS等夾雜物未必於被視為該起點處所觀察到。此外，亦可知因劈開部分與中心偏析，Mn等元素濃化之部位一致。換言之，強烈地暗示於形態(2)之分離產生的原因內中心偏析占有些微比例的可能性。

一般而言，分離之產生因將低溫化遷移溫度，故視為對低溫韌性為佳。然而，於如氣體管線地耐不安定延性破壞性係為問題時，為使之提升需提升上限衝擊能(upper shelf energy)，因此需抑制分離之產生，且低溫化遷移溫度。

於是，為了調查DWTT之-20℃下的延性破裂率SA(-20℃)及分離與鋼板之顯微組織、粒徑、集合組織及中心偏析的關係，進行假定以API5L-X80規格為例之調查，利用以下方法。

於連續鑄造表1所示之成分的熔鋼時，添加REM(稀土類元素)以改變扁鋼胚中心偏析的程度，並藉由感應電磁攪拌一面使熔鋼旋轉一面鑄造，以實施、未實施一面控制軋縮量一面輕軋縮之「感應電磁攪拌+輕軋縮」的兩個標準進行扁鋼胚鑄造，使扁胚之最終凝固位置中的凝固收縮平衡。

此外，為使作為製品鋼板之結晶粒徑、顯微組織變化，於熱軋延所得之扁胚時，使軋延條件及冷卻條件進行各種變化。特別是，詳細地檢討再結晶溫度區域內之道次排程(pass schedule)與未再結晶溫度區域之道次排程的效果。另外，製品之鋼板板厚係18.4mm。

由所得之製品捲料的尾部10m位置採取試樣，並由其切出各種試驗片。抗拉試驗係由R方向切出JIS Z 2201中記載之5號試驗片，並依據JIS Z 2241的方法實施。DWTT(落錘撕裂：Drop Weight Tear Test)試驗係由R方向切出300mmL×75mmW×板厚(t)mm之薄長狀的試驗片，並製作於其施行5mm之壓痕press notch的試片後實施。

於實施DWTT試驗後，測定延性破裂率(SA(-20℃))並測定用以數值化產生於破斷面之分離程度的分離指數(以下：S.I.)。S.I.係定義為以斷面面積(板厚×(75-凹口深度))除平形於板面之分離全長(Σ_i li：l_i 係各分離長度)的值。

此外，如第3圖所示地切出微量樣本，以調查DWTT試驗片之各結晶粒徑、集合組織、顯微組織及中心偏析。

首先，使用EBSP-OIM^TM (電子背向散射繞射圖取向影像顯微術：Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)由切出之微量樣本測定結晶粒徑與顯微組織。試樣係以膠體二氧化矽研磨劑研磨30~60分鐘，並以倍率400倍、160μm×256μm區域、測定間距0.5μm之測定條件實施EBSP測定。

EBSP-OIM^TM 法係由對經於掃描式電子顯微鏡(SEM)內高傾斜之試料照射電子束，以高感度照相機拍攝背向散射所形成之菊池圖形，藉電腦影像處理以短時間測定照射點之結晶方位的裝置及軟體所構成。以EBSP法可定量地解析大量試料表面之微細構造及結晶方位，分析區域係可以SEM觀察之領域，雖亦與SEM之分解能有關，但可以最小20nm之分解能分析。解析係花數小時將欲分析之領域製圖成數萬點等間隔之格狀地進行。多結晶材料中可見試料內之結晶方位分布或結晶粒之大小。於本發明中，將該結晶粒之方位差定義為一般作為結晶粒界所認知的大傾斜角粒界之閾值的15°後製圖之圖像，藉此將粒可視化，求得平均結晶粒徑。之後將詳細地說明，將取得結晶粒之各粒徑的個數分布時之平均粒徑(粒徑之總和/結晶粒個數)作為「個數平均粒徑」，又，將取得各結晶粒徑之個數分布乘以粒徑之平均面積者的分布時之平均粒徑(相當於平均面積之粒徑)作為「區域平均粒徑」。「個數平均粒徑」、「區域平均粒徑」、及區域平均粒徑之「標準偏差」係以EBSP-OIM^TM 所得之值。

又，關於顯微組織，係以加於EBSP-OIM^TM 之Kernel Average Misorientation(KAM)法求得共析前肥粒鐵體積比。KAM法係於各像素進行計算，即將測定資料中某正六角形像素之相鄰的6個(第一近似)或其外側12(第二近似)，抑或其外側之18個(第三近似)像素間的方位差平均，並將該平均值作為其中心之像素的值。

藉不超越粒界地實施該計算，可作成表現粒內之方位變化的圖。換言之，該圖表示依據粒內局部之方位變化的應變之分布。另外，本發明中解析條件係將計算EBSP-OIM^TM 中鄰接之像素間的方位差之條件作為第三近似，並顯示該方位差為5°以下者。此處共析前肥粒鐵係多邊形肥粒鐵之意。本發明中，將共析前肥粒鐵定義成算出為前述方位差第三近似1°以下之像素的面積分率。

這是因為，高溫下變態之多邊形共析前肥粒鐵因係擴散變態所生成，故差排密度小、粒內之歪斜少，故結晶方位之粒內差小，由迄今發明人等所實施之各種調查結果，以光學顯微鏡觀察所得之多邊形肥粒鐵體積比與以KAM法測定之方位差第三近似1°所得的區域之面積比大致一致的緣故。

此外，測定反射X射線面強度比以得到結晶方位之資訊。反射X射線面強度比(以下：面強度比)係定義為鋼板之板厚中心部(由鋼板表面計板厚之1/2深度部分)之平行於鋼板表面的{211}方向與{111}方向之反射X射線面強度(以下，若未特別否定即以{211}、{111}表示。)的比，即{211}/{111}之值，係以ASTM Standards Designation 81-63所示之方法，使用X射線所測定之值。本實驗之測定裝置係使用理學電機製，RINT1500型，X射線測定裝置。測定係以測定速度40次/分進行，使用Mo-Kα作為X射線源，以管電壓60kV、管電流200mA之條件，使用Zr-Kβ作為濾光片。測角器係使用廣角測角器，步寬係0.010°，狹縫係發散狹縫1°、散射狹縫1°、接收狹縫0.15mm。

接著，中心偏析之定量化，藉由EPMA(電子微探儀：Electron Probe Micro Analyzer)、或可利用EPMA之測定結果進行影像處理的CMA(電腦輔助微探儀：Computer Aided Micro Analyzer)，測定鋼板之Mn濃度分布。

此時，藉由EPMA(或CMA)之探針徑，最大Mn偏析量之數值產生變化。本發明人等發現藉將探針徑設為2μm，可適當地評價Mn之偏析。另外，於存在MnS等夾雜物時，因所見之Mn偏析量變大，故於有夾雜物時，係去除該值後進行評價。

以該測定方法測定鋼板之中心偏析部，即鋼板之斷面的中央部至少板厚方向1mm、板寬度方向3mm的區域，以各板厚方向位置之板寬度方向的平均值作為Mn濃度，並將該Mn濃度中中心偏析部之最大的Mn量(wt%)定義為本發明中最大Mn偏析量。

以微維克氏(micro-Vickers)硬度計測定經如此測定之Mn的中心偏析部位，亦可以硬度定義中心偏析部。例如，利用微維克氏硬度計以25g×15秒，並以中心偏析部為中心地以50μm節距測定板厚方向1mm、板寬度方向3mm之區域，將於各板厚方向位置板寬度方向之微維克氏硬度的平均值中最大之硬度定義為中心偏析部之最高硬度。並且，於各板厚方向位置之平均硬度中去除中心偏析部之最高硬度後的平均硬度再平均者定義為母材之平均硬度。可將為該母材之平均硬度+50Hv以上的硬度之區域定義為中心偏析部。

於第4圖顯示抗拉強度為710~740MPa之範圍的條件之SA(-20℃)與「個數平均粒徑」、「區域平均粒徑」的關係。可知於「個數平均粒徑」為2.5μm以下且「區域平均粒徑」為9μm以下時，SA(-20℃)≧85%。

又，亦可知藉由實施「REM添加+感應電磁攪拌+輕軋縮」而為相同之顯微組織，SA(-20℃)將更為提升。

於該試驗中，詳細地觀察破斷面時，發現推定為由DWTT試驗片之壓痕下產生的脆性裂縫所造成的脆性破裂雖暫時地變化成延性破裂，但於板厚中心附近產生之裂縫面與均與試驗片板厚方向垂直的擬劈開，將會再度成為脆性破裂之起點。換言之，可知中心偏析對SA(-20℃)造成影響。即，可知中心偏析降低，有SI減少，因此之吸收能增加的效果。

然而，該等SA(-20℃)之值均係2試料的平均值，於各個試驗片中亦存在有不滿足SA(-20℃)≧85%者。因此，調查2試料之SA(-20℃)的差(ΔSA)與以上述EBSP-OIM^TM 所得之區域平均粒徑的標準偏差之關係。於第5圖顯示結果。可知若區域平均粒徑之「標準偏差」為2.3μm以下，ΔSA(-20℃)為20%以下，可抑制韌性的差異於該範圍。若ΔSA(-20℃)為20%以下，可確保作為平均值之SA(-20℃)≧85%，且成為可抑制SA(-20℃)之最小值為75%左右之實用上容許的範圍。

於第6圖顯示面強度比與S.I.之關係。可知面強度比為1.1以上，S.I.將穩定於低位，為0.03以下之值。換言之，可知只要抑制面強度比為1.1以上即可抑制分離於實用上無問題之程度。更佳者是，藉抑制面強度比為1.2以上，可使S.I.為0.02以下。

又，亦可知藉由抑制分離，DWTT試驗之上限衝擊能提升之明顯傾向。換言之，若面強度比{211}/{111}為1.1以上，分離之產生受到抑制，S.I.穩定地於0.03以下之低位，作為耐不穩定延性破壞之指標的上限衝擊能之起因於分離的產生之下降受到抑制，可得10000J以上之能量。

另外，由抑制面內塑性異向性之觀點來看，以將面強度比設為0.9以下為佳。

分離係起因於分布成帶狀之{111}與{100}的結晶學之群體(colony)的塑性異向性，認為係於該等鄰接之群體的邊界面產生。可知該等之結晶學之群體中，{111}特別於小於Ar3變態點溫度之α(肥粒鐵)+γ(沃斯田鐵)二相域軋延下更為發達。另一方面，可知於Ar3變態點溫度以上之γ域的未再結晶溫度下實施軋延時，將大量地形成作為代表FCC金屬之軋延集合組織的Cu型之集合組織，於γ→α變態後亦形成{111}發達的集合組織，藉由亦至該等集合組織之發達，可避免分離之產生。

接著，為了調查吸收能與顯微組織之關係實施V凹口沙丕試驗，由該破斷面附近切出微量樣本，調查該吸收能(vE(-20℃))與共析前肥粒鐵分率之關係。另外，沙丕衝撃試驗係由板厚中心之R方向切出JIS Z 2202記載之試驗片，依據JIS Z 2242之方法實施。共析前肥粒鐵分率係以上述之EBSP-OIM^TM 法所得的值。於第7圖顯示抗拉強度為710~740MPa之範圍的條件之共析前肥粒鐵分率與vE(-20℃)的關係。

可知共析前肥粒鐵分率與vE(-20℃)有關，共析前肥粒鐵分率為3%以上時，vE(-20℃)可得240J之目標值。

於第8圖顯示針對中心偏析對SA(-20℃)與S.I.造成之影響更詳細地調查的結果。中心偏析部係指包含於鋼板之斷面中央部的C、P、Mn、Nb、Ti等容易凝固偏析之元素的偏析層，亦為包含前述Mn之中心偏析者。中心偏析部之硬度(維克氏硬度Hv)係最高硬度≦300Hv，且母材之平均硬度+50Hv以上之偏析帶的寬度(鋼板寬度方向之長度)為200μm以下時，SA(-20℃)≧85%、S.I.≦0.03mm^-2 ，可知SA(-20℃)、S.I.均可達到目標值。

本發明中使用之熱軋鋼板係以質量%計，含有以下之化學成分，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物元素所構成之鋼板。含有：C=0.02~0.08%、Si=0.05~0.5%、Mn=1~2%、Nb=0.03~0.12%、Ti=0.005~0.05%、P≦0.03%、S≦0.005%、O≦0.003%、Al=0.005~0.1%、N=0.0015~0.006%、Ca=0.0005~0.003%、V≦0.15%(不包含0%)、Mo≦0.3%(不包含0%)，且0<S/Ca<0.8，N-14/48×Ti≧0%，此時，熱軋鋼板亦可更以質量%計含有以下元素中之一種或二種以上。

Cr=0.05~0.3%、

Cu=0.05~0.3%、

Ni=0.05~0.3%、

B=0.0002~0.003%。

接著，對於本發明之熱軋鋼板，說明其化學成分的限定理由。

C係用以得到目的之API5L-X80規格以上的強度、顯微組織所需之元素。然而，小於0.02%時未能得到所需之強度，於添加大於0.06%時，作為破壞起點之碳化物大量地形成，不僅使韌性，特別是吸收能下降，現場焊接性亦顯著地劣化。因此，將C之添加量設為0.02%以上、0.06%以下。又，於軋延後之冷卻中欲不依賴冷卻速度而得到均質之強度，以0.05%以下為佳。

Si因有抑制作為破壞起點之碳化物析出的效果，故添加0.05%以上，但添加大於0.5%時，現場焊接性劣化。於現場焊接性之觀點上考量到通用性，以0.3%以下為佳。此外，因大於0.15%時將產生虎紋狀之鱗型(scale pattern)，有損害表面之美觀的疑慮，故較佳者是將其上限設為0.15%。

Mn因係固溶強化元素故可視需要添加。然而，於鑄造時將朝扁胚中心偏析，形成成為分離起點之硬質偏析帶。因此，添加大於2%時，無論如何鑄造，最大Mn偏析量大於2%之可能性大，使SI惡化，而無法滿足本發明之要件。考量到最大Mn偏析量之變動，為了減少SI，以設為1.8%以下為佳。

P係不純物，以越少越佳，含有大於0.03%時，因將朝連續鑄造鋼片之中心部偏析，產生粒界破壞，顯著地降低低溫韌性，故設為0.03%以下。

此外，因P對造管及現場之熔接性造成不良之影響，考量到該等，以設為0.015%以下為佳。

S因不僅引起熱軋延時之破裂，過多時將使低溫韌性劣化，故設為0.005%以下。此外，S係朝連續鑄造鋼片之中心附近作為MnS偏析，軋延後形成經延伸之MnS，不僅成為脆性破壞之起點，亦成為二片板破裂等擬分離(本發明中作為分離處理)產生的原因。又，考量到耐酸性，以0.001%以下為佳。

O係不純物，為了抑制氧化物之累積，使耐氫誘導破裂性提升，限制上限為0.003%以下。為了抑制氧化物之生成，使母材及HAZ韌性提升，以將O量之上限值設為0.002%以下為佳。

Al係脫氧元素，為了得到其效果係添加0.005%以上。另一方面，即使添加之添加量大於0.1%效果仍飽和。又，於大於0.03%時，因確認有Al氧化物之累積群，故以設為0.03%以下為佳。於要求更嚴格之低溫韌性時，以將Al量之上限設為0.017%以下為佳。

Nb係本發明中最重要之元素之一。Nb藉由固溶狀態下之拖曳效應(dragging effect)及/或作為碳氮化析出物之釘扎效應(pinning effect)，抑制於軋延中或軋延後之沃斯田鐵之回復、再結晶及晶粒成長，具有將變態後之平均結晶粒徑細粒化，提升低溫韌性的效果。此外，於捲料製造步驟之特徵的捲取步驟中生成微細之碳化物，藉由該析出強化有助於強度之提升。然而，為得到該等效果至少需添加0.05%以上。另一方面，即使添加大於0.12%，不僅其效果飽和，於熱軋延前之加熱步驟亦不易固溶，有形成粗大之碳氮化物成為破壞之起點，使低溫韌性或耐酸性劣化的疑慮。

Ti係本發明中最重要之元素之一。Ti於連續鑄造或錠塊鑄造所得之扁胚的凝固後之高溫下開始作為氮化物析出。包含該Ti氮化物之析出物於高溫下穩定，於之後之扁鋼胚再加熱中亦完全未固溶，發揮釘扎效應，抑制扁鋼胚再加熱中之沃斯田鐵粒的粗大化，微細化顯微組織改善低溫韌性。為了得到如此之效果，至少需添加0.005%以上之Ti。另一方面，即使添加大於0.02%，其效果飽和。此外，於Ti添加量多如與N之化學計量組成為(N-14/48×Ti≦0%)時，有剩餘之Ti與C結合，使耐HIC性或韌性下降的疑慮。

Ca係生成硫化物CaS，抑制朝軋延方向伸長之MnS的生成，顯著地有助於低溫韌性之改善的元素。於Ca之添加量小於0.0005%時，因得不到效果，故將下限值設為0.0005%以上。另一方面，於Ca之添加量大於0.003%時，因Ca氧化物累積，同樣地有成為脆性破壞之起點的疑慮，故將上限設為0.003%以下。

本發明中，藉由添加Ca形成CaS，為了固定S，S/Ca之比係重要的指標。相較於S與Ca之原子量，化學計量學而言應為S/16=Ca/20。換言之，S/Ca之比為0.8以上時，生成MnS，形成於軋延時延伸化之MnS。結果，低溫韌性劣化。因此，將S/Ca之比設為小於0.8。

N如上述地形成Ti氮化物，抑制扁鋼胚再加熱中之沃斯田鐵粒的粗大化，於之後的控制軋延中藉細粒化沃斯田鐵粒徑，並細粒化變態後之平均粒徑，改善低溫韌性。然而，於其含量小於0.0015%時，未能得到該效果。另一方面，於含有大於0.006%時，延性隨著時效下降，造管時之成形性下降。於N含量少如與Ti之化學計量組成為(N-14/48×Ti≦0%)時，有剩餘之Ti與C結合，使耐HIC性或韌性下降的疑慮。

接著，說明添加V、Mo、Cr、Ni、Cu之理由。於基本之成分中更添加該等元素，主要的目的係為了於不損及本發明之鋼的優異特徴的情況下，提升可製造之板厚的擴大或母材之強度、韌性等特性。

V係於捲料製造步驟之特徴的捲取步驟中生成微細之碳氮化物，藉由該析出強化，有助於強度之提升。然而，即使添加大於0.15%，該效果亦飽和。又，因添加0.1%以上時有使現場焊接性下降之疑慮，故以小於0.1%為佳。又，即使添加微量亦有效果，但以添加0.02%以上為佳。

Mo有提升可硬化性，使強度上升的效果。又，Mo與Nb共存於控制軋延時強力地抑制沃斯田鐵之再結晶，微細化沃斯田鐵組織，有使低溫韌性提升的效果。然而，即使添加大於0.3%，該效果亦飽和。又，於添加0.2%以上時，延性下降，有使造管際時之成形性下降的疑慮，故以小於0.2%為佳。又，即使添加微量亦有效果，但以添加0.02%以上為佳。

Cr具有使強度上升的效果。然而，即使添加大於0.3%，該效果亦飽和。又，因添加0.15%以上時有使現場焊接性下降的疑慮，故以小於0.15%為佳。又，即使添加小於0.05%，仍無法期待該效果，故以添加0.05%以上為佳。

Cu有提升耐蝕性、耐氫誘導破裂特性之效果。然而，即使添加大於0.3%，該效果亦飽和。又，因添加0.2%以上時有熱軋延時產生脆化破裂，成為表面瑕疵之原因的疑慮，故以小於0.2%為佳。又，即使添加小於0.05%，仍無法期待該效果，故以添加0.05%以上為佳。

相較於Mn或Cr、Mo，Ni於軋延組織(特別是扁鋼胚之中心偏析帶)中形成對低溫韌性、耐酸性有害之硬化組織較少，因此，有不會使低溫韌性或現場焊接性劣化地提升強度的效果。然而，即使添加大於0.3%，該效果亦飽和。又，因有防止Cu之熱脆化的效果，故以添加Cu量之1/3以上為佳。添加小於0.05%，仍無法期待該效果，故將下限設為0.05%以上。

B有提升可硬化性，容易地得到連續冷卻變態組織之效果。此外，B有提升Mo之可硬化性提升效果、及與Nb共存且相乘地增加可硬化性的效果。因此，可視需要添加。然而，於小於0.0002%時，欲得之效果係不充分，於添加大於0.003%時，扁鋼胚產生破裂。

REM藉由重組氧化鋁系夾雜物，使微細之氧化物於熔鋼中均勻地分散，並有使該等氧化物容易成為等軸晶生成之核的效果。然而，若添加小於0.0005%，則無該效果，若添加大於0.02%時，將大量地生成該等之氧化物，生成叢集、粗大夾雜物，對熔接縫之低溫韌性的劣化、或現場焊接性均造成不良影響。又，係使成為破壞起點且造成耐酸性劣化之非金屬夾雜物的形態變化，使其無害化之元素。

接著，詳細地說明本發明中鋼板之顯微組織等。

鋼板之顯微組織方面，為達成目的之強度及低溫韌性等，於鋼板板厚之1/2厚深度的顯微組織中，共析前肥粒鐵分率係3%以上、20%以下，其他係低溫變態生成物，顯微組織全體之個數平均結晶粒徑2.5μm以下，且區域平均粒徑9μm以下，其標準偏差2.3μm以下係為必要。

於16mm以上之板厚的情形，於板之表裡面與板厚中心產生大之溫度偏差，由軋延開始至結束為止各板厚位置之溫度經歷將直接地影響顯微組織等的形成。特別是，板厚中心部之3軸應力度最高，破壞起點係板厚中心部。此外，由該顯微組織等與SA等之材質最為相關的事實來看，將1/2厚之顯微組織等作為全板厚的代表。

此處，說明個數平均結晶粒徑與區域平均粒徑的差異。該等數值均藉由上述之EBSP-OIM^TM 法所得。均將粒界定義為一般作為結晶粒界所認知的大傾斜角粒界之閾值的15°，包圍該粒界之領域係結晶粒。以直方圖描繪經該測定之粒的尺寸分布，其平均值係本發明中定義之「個數平均結晶粒徑」。另一方面，描繪將該直方圖之各尺寸階距的數值乘以該平均面積(求積)後的直方圖，其平均值係本發明中定義之「區域平均粒徑」。該值係係較光學顯微鏡觀察等以肉眼所見之顯微組織的印象或JIS中所定義之比較法、切斷法接近的值。

此處，詳細地觀察作為本發明對象之螺旋管線用的捲料之顯微組織，除了相當於本發明中定義之「共析前肥粒鐵」的非常細粒之組織，亦與其以外即粒徑較粗大之舊沃斯田鐵粒徑相關，其係分類至被推定變態成塊狀之「低溫變態相」。換言之，「個數平均結晶粒徑」主要係代表該「共析前肥粒鐵」之粒徑，「區域平均粒徑」係代表「低溫變態相」之粒徑。又，「標準偏差」係表示該等之粒徑差的指標。

依據本發明人等之詳細研究成果，於目前為止所考量到之「結晶粒」與「韌性」的關係中，越細粒化韌性越提升之解釋並非通用之法則，係僅於顯微組織為肥粒鐵或變韌鐵等大致單一相下成立的關係。如本發明將API-X80級之高強度鋼作為對象時，因顯微組織必然係混合有「共析前肥粒鐵」與「低溫變態相」的顯微組織，故一般之平均結晶粒徑僅代表「區域平均粒徑」即「低溫變態相」之粒徑，並非適當。

此外，提出了劈開破裂中之最弱環鏈模式。這是例如於劈開破裂時，不僅是裂縫前端附近，於塑性區域全部均可能成為裂縫產生起點。於將其定義為製程帶時，若破壞其中最弱之單位，將造成全體之破壞者。此時，與「共析前肥粒鐵」與「低溫變態相」之哪一個係最弱的單位無關，需分別規定其弱度之下限的閾值(此時係「個數平均結晶粒徑」與「區域平均粒徑」)。又，該等之差異亦為重要，為得到穩定之韌性，亦需規定其「標準偏差」。

於本發明中，考量到操作上之困難性，以個數平均結晶粒徑為1μm以上、區域平均粒徑為3μm以上、標準偏差為0.8μm以上為佳。於本發明中該等之閾值係個數平均結晶粒徑為1μm以上、2.5μm以下，且區域平均粒徑為3μm以上、9μm以下，其標準偏差為0.8μm以上、2.3μm以下。

共析前肥粒鐵係較富有延性之顯微組織，藉由該效果，增加體積比即能增加吸收能。為得到目的之吸收能，需3%以上之共析前肥粒鐵，但若大於20%不僅該效果飽和，強度亦顯著地下降。

因此，共析前肥粒鐵需為3%以上、20%以下。另，共析前肥粒鐵之存在有助於降低造管後之鋼管的降伏比。特別是，最近漸以Strain Based Design設計為主流，期待降低造管後之降伏強度。為使造管後之降伏比為所期之0.93以下，以至少以體積比含有3%以上之共析前肥粒鐵為佳，且以抑制於20%以下，於吸收能之增加與分離之抑制上具有顯著的效果。這可推測係由於傳播共析前肥粒鐵與低溫變態相之邊界的擬劈開破裂受到抑制的緣故。

分離中，關於推測為未受板厚中心之中心偏析的影響者，可視為起因於帶狀地分布之{111}與{100}的結晶學之群體的塑性異向性，於該等鄰接之群體的邊界面產生。因此該等之指標，使用平行於板厚中央部之板面的{211}面與{111}面之反射X射線強度比{211}/{111}，於該值為1.1以上時，結晶學之群體的塑性異向性可抑制分離至大致可抑制的程度。

於鑄造扁鋼胚時產生的中心偏析將對DWTT試驗中脆性裂縫之傳播造成不良影響，更助長分離之產生。DWTT試驗係評價如何以形成延性破裂之塑性變形，延遲於試驗時由壓痕部產生的脆性裂縫之傳播的試驗方法，但作為中心偏析之結果產生的硬質之帶狀組織因不易塑性變形，故將促進脆性裂縫之傳播。又，中心偏析使成為分離起點之擬劈開產生。因此，為了提升作為低溫韌性之指標的DWTT之SA並抑制分離之產生，特別應極力降低Mn之中心偏析。然而，若中心偏析部之最高硬度為300Hv以下，且母材平均硬度+50Hv以上之偏析帶寬為200μm以下，即可於擔保SA之下抑制分離之產生。又，板厚方向之硬質之帶狀組織的之寬亦小時，若Mn濃度1.8%以上之偏析帶的厚度於板厚方向上為140μm以下，可更加抑制分離之產生。

為得到鋼板之強度，若僅於前述顯微組織中含有強度較高之低溫變態相，仍有強度不足的情況，此時為了析出強化顯微組織全體，細密地分散包含奈米尺寸之Nb的析出物係為重要。該等奈米尺寸之析出物的組成雖以Nb作為主體，但亦可包含形成碳氮化物之Ti、V、Mo、Cr。又，將捲取溫度之範圍設為520℃~620℃，以使該等析出物適當地有助於強化。

然而，若輸送台(run out table)上之冷卻速度於板厚中心快如20℃/sec以上，且捲取溫度為500℃以下時，共析前肥粒鐵體積比≦20%，即使包含奈米尺寸之Nb的析出物為未能顯現充分之析出強化能的亞時效(subage)狀態，仍可藉由低溫變態相之組織強化確保X80級的強度。

於預計天然氣管路時，為提升作為所需之延性破壞停止性能之指標的吸收能，需不包含含有雪明碳鐵等粗大之碳化物的顯微組織。換言之，本發明之低溫變態相中不含含有雪明碳鐵等粗大之碳化物的顯微組織。

此處，低溫變態相係代表於輸送台上冷卻時或捲取後，較平衡狀態過冷時出現之顯微組織，例如，依據記載於日本鋼鐵協會基礎研究會變韌鐵調查研究部會/編；關於低碳鋼之變韌鐵組織與變態行為的最近研究-變韌鐵調查研究部會最終報告書-(1994年日本鋼鐵協會)的連續冷卻變態組織(Zw)之顯微組織。

換言之，連續冷卻變態組織(Zw)係定義為，如前述參考文獻第125~127項所述，作為光學顯微鏡觀察組織之該顯微組織主要係由Bainitic ferrite(α°_B )：變韌肥粒鐵、Granular bainitic ferrite(α_B )：粒狀變韌肥粒鐵、Quasi-polygonal ferrite(α_q )：準多邊形肥粒鐵所構成，更包含少量之殘留沃斯田鐵(γ_r )、Martensite-austenite(MA)：麻田散鐵-沃斯田鐵之顯微組織。α_q 藉與多邊形肥粒鐵(PF)同樣地蝕刻，雖未顯現內部構造，但形狀為針狀，可明確地與PF區別。此處，於將作為對象之結晶粒的周圍長度訂為lq、其圓等效直徑訂為dq時，該等之比(lq/dq)滿足lq/dq≧3.5之粒係α_q 。

此外，為提升低溫韌性，需將含有該等之顯微組織全體的個數平均結晶粒徑設為2.5μm以下，且區域平均粒徑設為9μm以下，其標準偏差設為2.3μm以下。這是因為，與視為與脆性破壞之劈開破裂傳播的主要影響因子之破裂單位有直接之關係的結晶粒徑細粒化，而低溫韌性提升的緣故。

接著，於以下詳細地敘述本發明之製造方法的限定理由。

於本發明中，先於連續鑄造步驟中進行之製造方法並未特別限定。換言之，由豎爐流出後經熔鐵脫磷及熔鐵脫硫等熔鐵預處理，再利用轉爐進行精煉、或以電爐等熔解廢料等冷鐵源之步驟，緊接著進行成分調整，使以各種之2次精煉達到目的之成分含量，然後除了利用通常之連續鑄造、鑄錠法鑄造以外，亦可以薄扁鋼胚鑄造等方法鑄造。

然而，於鑄造扁鋼胚時，為降低中心偏析，於連續鑄造區段中施行未凝固軋縮等偏析對策。或者，需使扁鋼胚鑄造厚度變薄，抑制中心偏析之板厚方向的寬度。

為了抑制Mn之偏析，首先，藉由添加REM，將Al₂ O₃ 系夾雜物重組為包含REM微細之氧化物，使該氧化物均一地分散於熔鋼中，再加以電磁攪拌使熔鋼之過熱度下降，藉此，將微細地分散之氧化物作為等軸晶生成之核有效地活用，於扁胚內生成微細之等軸晶。

接著，連續鑄造中之最終凝固時的輕軋縮係最為適合。最終凝固時之輕軋縮係以濃化熔鋼對因凝固收縮等造成濃化熔鋼移動產生的中心部之未凝固部的流動，補償凝固收縮份，而抑制凝固收縮，藉此，可降低中心偏析。

具體而言，以於本發明範圍內添加REM，由鑄模內彎月面(meniscus)至鑄模下10m之位置藉由感應電磁攪拌之熔鋼的旋轉流速為30~100cm/s的條件鑄造熔鋼時，於中心固相率為0.3~0.7之凝固末期所在的位置之輥節距為250~360mm的設備中，以鑄造速度(m/min)與軋縮設定梯度(mm/m)之積所表示的軋縮速度為0.7~1.1mm/min的範圍地連續鑄造。

藉由連續鑄造或薄扁鋼胚鑄造等得到扁鋼胚時，可直接以高溫扁胚送入熱軋延機，亦可於冷卻至室溫後以加熱爐再加熱後進行熱軋延。然而，於進行直接送入扁鋼胚之軋延(HCR：Hot Charge Rolling)時，因γ→α→γ變態，破壞鑄造組織，為縮小扁鋼胚再加熱時之沃斯田鐵粒徑，以冷卻至小於Ar3變態點溫度為佳。更佳者是冷卻至小於Ar1變態點溫度。

於熱軋延時，扁鋼胚再加熱溫度(SRT)係以下式(1)所算出之溫度以上。

SRT(℃)=6670/(2.26-log[%Nb][%C])-273‧‧‧(1)

[%Nb][%C]係分別顯示鋼材中之Nb及C的含量(質量%)。該式係以NbC之溶度積顯示NbC之溶體化溫度者，小於該溫度時，不僅於扁鋼胚製造時生成之Nb的粗大之碳氮化物未能充分溶解，而於之後的軋延步驟中無法得到Nb產生的抑制沃斯田鐵之回復、再結晶及晶粒成長或γ/α變態之延遲造成的結晶粒之細粒化效果，亦於捲料製造步驟之特徴的捲取步驟中生成微細之碳化物，而無法得到藉由該析出強化提升強度的效果。然而，於加熱小於1100℃時，剝離量變少，有無法藉由之後的去銹去除扁鋼胚表層之夾雜物與銹垢的可能，故扁鋼胚再加熱溫度以1100℃以上為佳。

另一方面，大於1260℃時，沃斯田鐵之粒徑粗大化，之後的控制軋延中舊沃斯田鐵粒粗大化，變態後之平均結晶粒徑亦粗大化，而無法期待低溫韌性的改善效果。更佳者是1230℃以下。

為使Nb之碳氮化物的溶解充分地進行，扁鋼胚加熱時間於達到該溫度後維持20分鐘以上。小於20分鐘時，於扁鋼胚製造時生成之Nb的粗大之碳氮化物未能充分溶解，熱軋延中抑制沃斯田鐵之回復、再結晶及晶粒成長或γ/α變態之延遲造成的結晶粒之細粒化效果，與於捲取步驟中生成微細之碳化物，並藉由該析出強化提升強度的效果，均無法得到。

緊接著之熱軋延步驟，通常係藉由包含反向輥軋機之數段的輥軋機所構成之粗軋延步驟，與串聯地配列有6~7段之輥軋機的最後軋延步驟所構成。一般而言，粗軋延步驟具有可自由地設定道次(pass)數與各道次之軋縮量的優點，但有各道次間時間長，於道次間進行回復、再結晶的疑慮。另一方面，最後軋延步驟因係串聯式，道次數雖與輥軋機之數目相同，但有各道次間時間短，容易得到控制軋延效果的特徴。因此，為實現優異之低溫韌性，除了鋼之成分，充分地運用該等軋延步驟之特徴的步驟設計亦為必要。

又，例如，於製品厚度大於16mm時，最後軋延1號機之軋入間隙受到設備上的限制時，因僅以最後軋延步驟並無法得到本發明要件之未再結晶溫度區域的軋縮率而提升韌性，故有效地活用粗軋延步驟，以再結晶區域軋延將未再結晶區域軋延前之再結晶沃斯田鐵粒徑細粒化係非常重要。

本發明係以製品厚度16mm以上為對象，如何將該再結晶沃斯田鐵粒徑細粒化係本發明之本質。然而，與使用若決定道次排程、軋延開始溫度及軋延速度，亦決定了冶金學上重要之軋延應變、軋延溫度及道次間時間的多段串聯輥軋機進行連續軋延之最後軋延不同，粗軋延係單座輥軋機之組合，其操作自由度大之反面，將上述再結晶沃斯田鐵粒徑細粒化之最適道次排程、軋延開始溫度及軋延速度的組合係無數地存在，本發明人等對於定量化用以實現本發明之手法下了一番苦心。

於是，確立了可一律地評價道次排程、軋延開始溫度及軋延速度，更具體而言，係溫度、道次間時間、軋延應變的指標。換言之，發現了藉由使用以下述式(2)所算出之有效累積應變(ε_eff. )，於軋延16mm以上之板厚的厚鋼板時，可統一地表示該等條件。

E_eff =Σε_i (t,T)　…(2)

此處，

E_i (t,T)=ε_i0 /exp{(t/τ_R )^2/3 }、

τ_R =τ₀ ‧exp(Q/RT) τ₀ =8.46×10^-6 、

Q=183200J、

R=8.314J/K‧mol，

t於粗軋延時係該道次中至最後軋延前的累積時間，於最後軋延時係至冷卻前的累積時間，T係顯示該道次之軋延溫度。

於第9圖顯示粗有效累積應變與區域平均粒徑之關係，於第10圖顯示最後有效累積應變與個數平均粒徑之關係。換言之，由第9圖可知於粗軋延之有效累積應變(ε_eff )為0.4以上時，未再結晶區域軋延前之再結晶沃斯田鐵係為細粒，可得目的之韌性。由依據粗軋延之軋延負載負荷的粗輥軋機之耐久性的觀點來看，粗軋延之有效累積應變(ε_eff )以0.6以下為佳。

於第11A圖~第11D圖顯示粗軋延之有效累積應變(ε_eff )與抽出後的延長時間(粗軋延之道次排程)之關係。第11A圖~第11D圖中，粗軋延之圖形相異，軋延時間、粗輥之溫度、有效累積應變亦相異。分別於第11A圖顯示圖形1、第11B圖顯示圖形2、第11C圖顯示圖形3、第11D圖顯示圖形4。於第11A圖~第11D圖中，R1、R2、R4表示粗輥軋機之道次。因僅R2為反向輥軋機，故如R2-1~R2-9地進行奇數次之軋延。經於該等各道次導入之ε_eff ，依據前述式(2)，以累積時間t與軋延溫度T之函數衰減，該等相加者係有效累積應變(ε_eff )。

本發明中，如前述地將ε_eff 設為0.4以上。圖形1(比較例)中相對於ε_eff 較為重視生產性(抽出後的延長時間)，圖形3(比較例)中相對於生產性較為重視ε_eff 。圖形2(比較例)中，對於該於何處等候溫度方面，於軋道初期時等候時，因粗輥厚故至溫度下降為止需要長時間，生產性下降。另一方面，於粗輥薄處等候時，雖可以短時間冷卻粗輥，但到此為止之有效累積應變衰減，全體之有效累積應變將低於本發明規定的0.4。圖形4(本發明例)中，為了兼顧生產性與ε_eff ，於粗軋延中藉將本發明定義之ε_eff 作為指標，可使生產性與累積應變最適化。

於該粗軋延步驟雖進行再結晶溫度區域軋延，但本發明並未限定各軋縮道次之軋縮率。然而，粗軋延之各道次的軋縮率為10%以下時，有未能導入再結晶所需之充分的應變，產生僅來自於粒界移動之晶粒成長，生成粗大之粒，低溫韌性劣化的疑慮，故再結晶溫度區域中各軋縮道次以大於10%之軋縮率進行為佳。同樣地，於再結晶溫度領域之各軋縮道次的軋縮率為25%以上時，特別是於後段之低溫域中，藉於軋縮中重複差排之導入與回復，形成差排胞壁，產生由亞晶界變化至高角度晶界化之動態再結晶，因於混合有如該動態再結晶粒主體之顯微組織的差排密度高之粒與其他之粒的組織中，短時間內產生晶粒成長，故於未再結晶區域軋延前成長為較粗大之粒，因有藉由之後的未再結晶區域軋延生成粒，使低溫韌性劣化的疑慮，故以將再結晶溫度區域中各軋縮道次之軋縮率小於25%為佳。又，對應於此，可花時間等候溫度降低至未再結晶溫度區域，亦可利用冷卻裝置進行冷卻。後者因可縮短等待的時間，於生產性性上較為佳。

另一方面，由第10圖所示之最後軋延的有效累積應變與個數平均粒徑之關係，可知於最後軋延之有效累積應變為0.9以上時，藉由作為未再結晶區域軋延之最後軋延的控制軋延效果，可得目的之韌性。

此處，由依據最後軋延之軋延負載負荷的最後輥軋機之耐久性的觀點來看，最後軋延之有效累積應變以1.2以下為佳。

該最後軋延步驟中，本發明並未限定各軋縮道次之軋縮率。未再結晶溫度區域中之軋延於粗軋延結束時的溫度未達未再結晶溫度區域時，可視需要等候溫度下降至未再結晶溫度區域，亦可視需要利用粗/最後軋延座間之冷卻裝置進行冷卻。後者因可縮短等候時間，不僅提升生產性，由抑制再結晶粒之成長，可改善低溫韌性來看較佳。

然而，於該最後軋延之合計軋縮率大於85%時，因過度之軋延使成為肥粒鐵變態之核的差排密度增大，顯微組織中共析前肥粒鐵之生成量過於增大，又，因高溫下之肥粒鐵變態，Nb之析出強化超過時效，強度下降，且因結晶旋轉使變態後之集合組織的異向性變得顯著，塑性異向性增大且有因分離之產生導致吸收能下降的疑慮，故將未再結晶溫度區域之合計軋縮率設為85%以下。

由板形狀精度之觀點來看，最終座(stand)中之軋延率以小於15%為佳。

並且，以該等之相乘效果為目標，發現於粗軋延之有效累積應變與最後軋延之有效累積應變的積為0.38以上時，亦係得到目的之韌性所需之充分條件。由依據粗、最後軋延之軋延負載負荷的輥軋機之耐久性的觀點來看，前述積以0.72以下為佳。此處，粗軋延之有效累積應變係左右再結晶沃斯田鐵之結晶粒徑，即鋼板之結晶粒徑(區域平均粒徑)的指標之一。最後有效累積應變係未再結晶區域中累積軋縮率(與變態前之差排密度有關)之指標，亦為左右鋼板之結晶粒徑(個數平均粒徑)的指標。分別需要規定該等有效累積應變之下限值，且該積為0.38以下時無法得到目的之結晶粒徑。

此處，未再結晶溫度區域係可由，例如Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite 129項；The Effect of Microalloy Concentration on The Recrystallization of Austenaite During Hot Deformation(1982年The Metallurgical Society of AIME)之Fig.2所記載的Nb含量與未再結晶上限溫度之關係估計。

此外，亦可於粗軋延與最後軋延之間接合單體或複數之粗輥，連續地進行最後軋延。此時，亦可暫時將粗輥捲成螺旋狀，視需要收納於具有保溫機能之遮罩，於再次反捲後進行接合。

最後軋延結束溫度係於Ar3變態點溫度以上結束。特別地，於較板厚1/2t靠近板厚中心側小於Ar3變態點溫度時，帶狀地分布之{111}與{100}的結晶學上之群體的影響增大，使用{211}面與{111}面之反射X射線強度比{211}/{111}，該值小於1.1，結晶學之群體的塑性異向性變得顯著，於延性破壞破裂產生顯著之分離，吸收能顯著地下降，故最後軋延結束溫度於板厚1/2t為Ar3變態點溫度以上結束。較佳的是，若為830℃以上，可某種程度地抑制分離之產生。又，板表面溫度亦以設為Ar3變態點溫度以上為佳。另一方面，若大於870℃，藉由道次間之回復，成為變態核之差排的密度減少，失去細粒化效果，有低溫韌性劣化的疑慮。因此，以較佳地於830℃~870℃之溫度範圍結束軋延為佳。

此處Ar₃ 變態點溫度係藉由例如以下之計算式，以與鋼成分之關係簡單地顯示。即，

Ar₃ =910-310×%C+25×%Si-80×%Mneq

但，Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)、或Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)+1：添加B的情形。

於最後軋延結束後，開始冷卻。冷卻開始溫度並未特別限定，但以小於Ar₃ 變態點溫度開始冷卻時，因晶粒成長平均結晶粒徑粗大化，有強度下降的疑慮，故冷卻開始溫度以Ar₃ 變態點溫度以上為佳。

將由冷卻開始至650℃之溫度區域的冷卻速度設為2℃/sec以上、50℃以下。大於650℃時，強化共析前肥粒鐵之Nb的析出超過時效，強度下降。該冷卻速度小於2℃/sec時，因晶粒成長平均結晶粒徑粗大化，有強度下降的疑慮。另一方面，大於50℃/sec之冷卻速度有因熱應變造成板翹曲的疑慮，故設為50℃/sec以下。

由650℃至捲取之溫度區域下的冷卻速度可使用空氣冷卻或與其相當的冷卻速度。然而，為了最大限度地享受Nb等之析出強化效果，不因析出物之粗大化造成過時效，以由650℃至捲取之平均冷卻速度為5℃/sec以上為佳。

冷卻後有效地活用捲料製造步驟之特徴的捲取步驟。將冷卻停止溫度及捲取溫度設為520℃以上、620℃以下之溫度區域。於大於620℃停止冷卻，之後捲取時，Nb等析出物將超過時效，析出強化將不易充分地顯現。又，包含Nb等之粗大碳氮化物形成，成為破壞之起點，有延性破壞停止能、低溫韌性或耐酸性劣化的疑慮。另一方面，於小於520℃結束冷卻，捲取時無法得到對得到目的之強度十分有效之Nb等微細的碳化析出物，而無法得到目的之強度。因此，停止冷卻，捲取溫度區域設為520℃以上、620℃以下。

【實施例】

以下，藉由實施例更加說明本發明。

以轉爐熔製具有表2所示之化學成分的A~K之鋼，以CAS或RH實施二次精煉。脫酸處理係於二次精煉步驟實施。該等鋼於連續鑄造後，直接送入或再加熱，以緊接於粗軋延之最後軋延軋縮成18.4mm之板厚，於輸送台冷卻後捲取。但，表中之化學組成的表示係質量%。

於表3顯示製造條件之詳細內容。此處，「成分」係顯示表2所示之各扁胚的記號、「電磁攪拌+輕軋縮」係顯示有無於連續鑄造時實施用以減低中心偏析之「磁攪拌」與「輕軋縮」、「加熱溫度」係顯示扁鋼胚加熱溫度實際紀錄、「溶體化溫度」係顯示以SRT(℃)=6670/(2.26-log[%Nb][%C])-273所算出之溫度、「保持時間」係顯示實際紀錄扁鋼胚加熱溫度下之保持時間、「粗有效累積應變」係顯示以下述(2)式所算出之粗軋延所實施的軋延之有效累積應變、「輥冷卻」係顯示有無以對應於軋延條件適當地進行為目的之軋延座間冷卻、「最後有效累積應變」係顯示以下述(2)式所算出之最後軋延所實施的軋延之有效累積應變、「粗‧最後積」係顯示於最後與粗所實施之軋延的有效累積應變之積，

以下述式(2)所算出之有效累積應變(ε_eff. )中，

E_eff =Σε_i (t,T) ε_i (t,T)=ε_i0 /exp{(t/τ_R )^2/3 }

T_R =τ₀ ‧exp(Q/RT) τ₀ =8.46×10^-6

Q=183200J R=8.314J/K‧mol　…(2)

「FT」係顯示最後軋延結束溫度、「Ar3變態點溫度」係顯示計算Ar3變態點溫度、「至650℃之冷卻速度」係顯示通過冷卻開始溫度~650℃之溫度區域時的平均冷卻速度、「CT」係顯示捲取溫度。

於表4顯示如此所得之鋼板的材質。於以下顯示調查方法。

抗拉試驗係由R方向切出JIS Z 2201記載之5號試驗片，依據JIS Z2241之方法實施。沙丕衝撃試驗係由板厚中心之R方向切出JIS Z 2202記載的試驗片，依據JIS Z 2242之方法實施。

DWTT(落錘撕裂：Drop Weight Tear Test)試驗係由R方向切出300mmL×75mmW×板厚(t)mm之薄長狀的試驗片，並製作於其施行5mm之壓痕的試片後實施。

接著，首先如第3圖所示地，對由各試驗後之DWTT試驗片切出微量樣本，使用EBSP-OIM^TM (電子背向散射繞射圖取向影像顯微術：Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)以測定結晶粒徑與顯微組織。試樣係以膠體二氧化矽研磨劑研磨30~60分鐘，並以倍率400倍、160×256μm區域、測定間距0.5μm之測定條件實施EBSP測定。

又，關於顯微組織，係使用加於EBSP-OIM^TM 之Kernel Average Misorientation(KAM)法求得共析前肥粒鐵體積比。

此外，最大Mn偏析量之測定，係藉由EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)、或可利用EPMA之測定結果進行影像處理的CMA(Computer Aided Micro Analyzer)，測定製品板之Mn濃度分布。探針徑2μm，測定範圍係中心製品板之中心偏析部中至少板厚方向1mm、板寬度方向3mm的區域。

以利用微維克氏硬度計以25g×15秒，並以中心偏析部為中心地以50μm節距於板厚方向1mm、板寬度方向3mm的區域，測定經如此測定之Mn的中心偏析部位，將各板厚方向位置上之板寬度方向的平均值作為平均母材硬度，並將該硬度中中心偏析部最大之硬度的板寬度方向平均值定義為最高硬度。

於表4中，「顯微組織」係指由試驗後之各DWTT試驗片切出的微量樣本之1/2t中的顯微組織。

其中，「最大Mn偏析量」係指該試樣中以上述手法測定之值，「共析前肥粒鐵體積比」係指以上述EBSP-OIM^TM 之KAM法測定的值，「個數平均粒徑」、「區域平均粒徑」、「標準偏差」係同樣地為以EBSP-OIM^TM 之測定結果。

「抗拉試驗」結果係顯示R方向JIS5號試驗片之結果、「SA(-20℃)」係顯示-20℃下之DWTT試驗中的延性破裂率、「分離指數」係同樣地顯示-20℃下之DWTT試驗中的破斷面之分離指數、「吸收能vE-20℃」係顯示沙丕衝撃試驗中之-20℃下所得的吸收能。

依據本發明者係1、2、3、12、13、14、15號鋼之7種鋼，含有預定量之鋼成分，特徵在於：顯微組織下共析前肥粒鐵分率為3%以上、20%以下，其他係低溫變態相，顯微組織全體之個數平均結晶粒徑係2.5μm以下，且區域平均粒徑係9μm以下，其標準偏差係2.3μm以下，平行於板厚中央部之板面的{211}面與{111}面之反射X射線強度比{211}/{111}係1.1以上，可得具有相當於X80級之抗拉強度的低溫韌性優異之螺旋盤管用高強度熱軋鋼板，作為造管前的素材。

前述以外之鋼因以下理由而為本發明範圍外。

4號鋼因加熱溫度為本發明範圍外，故Nb之溶體化不充分，無法得到相當於X80級之抗拉強度，且SA(-20℃)低。

5號鋼因加熱保持時間為本發明範圍外，故Nb之溶體化不充分，無法得到相當於X80級之抗拉強度，且SA(-20℃)低。

6號鋼因粗有效累積應變為本發明範圍外，故無法得到目的之顯微組織，SA(-20℃)低。

7號鋼因最後有效累積應變為本發明範圍外，故無法得到目的之顯微組織，SA(-20℃)低。

8號鋼因粗有效累積應變與最後有效累積應變之積為本發明範圍外，故無法得到目的之顯微組織，SA(-20℃)低。

9號鋼之最後軋延溫度為Ar3變態點以下，成為二相域軋延，面強度比為本發明範圍外，分離之產生顯著。

10號鋼因冷卻速度為本發明範圍外，冷卻中晶粒成長，無法得到目的之顯微組織，SA(-20℃)低。

11號鋼因CT為本發明範圍外，故無法得到充分之析出強化效果，未能得到作為素材之相當於X80級的抗拉強度。

16號鋼因C含量為本發明範圍外，故無法得到目的之顯微組織，vE(-20℃)低。

17號鋼因Nb含量為本發明範圍外，故無法得到充分之析出強化的效果，不僅未能得到作為素材之相當於X80級的抗拉強度，因未能得到充分之控制軋延效果，故無法得到目的之顯微組織，vE(-20℃)低。

18號鋼因S/Ca為本發明申請專利範圍第1項範圍外，故MnS等夾雜物成為脆性破壞之起點，SA(-20℃)低。

19號鋼因Ti含量為本發明範圍外，加熱沃斯田鐵粒徑變得粗大，無法得到目的之顯微組織，SA(-20℃)低。

20號鋼因N*為本發明範圍外，故SA(-20℃)低。

21號鋼因Mn含量為本發明範圍外，故SA(-20℃)低，分離之產生亦顯著，故vE(-20℃)低。

另外，前述實施形態均僅為顯示實施本發明時之具體化的例，藉由該等並無法限定解釋本發明之技術範圍。換言之，本發明於不脫離其技術思想、或其主要特徴，可以各種形式實施。

產業上之可利用性

本發明可製造、利用於鋼鐵業之電縫鋼管及螺旋鋼管所使用的熱軋鋼板。特別是，使用上要求更為嚴苛之耐破壞特性的寒冷地，仍可製造並利用板厚16mm以上之API5L-X80規格以上的高強度之螺旋管線。

第1圖係顯示製造板料之各步驟之一例的步驟圖。

第3圖係顯示由DWTT試驗片採取微量樣本之位置的概念圖。

第9圖係顯示粗有效累積應變與區域平均粒徑之關係的圖。

Claims

一種熱軋鋼板，係滿足以質量%計：C=0.02~0.06%、Si=0.05~0.5%、Mn=1~2%、Nb=0.05~0.12%、Ti=0.005~0.02%、P≦0.03%、S≦0.005%、O≦0.003%、Al=0.005~0.1%、N=0.0015~0.006%、Ca=0.0005~0.003%、V≦0.15%(不包含0%)、Mo≦0.3%(不包含0%)、及N-14/48×Ti≧0%，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物元素所構成者，其特徵在於：於由該鋼板表面板厚1/2厚之深度中的顯微組織中，共析前肥粒鐵分率係3%以上、20%以下，其他係低溫變態相及1%以下之波來鐵，前述顯微組織全體之個數平均結晶粒徑係1μm以上、2.5μm以下且區域平均粒徑係3μm以上、9μm以下，前述區域平均粒徑之標準偏差係0.8μm以上、2.3μm以下，又由鋼板表面板厚1/2厚之深度中，平行於鋼板表面之面的 {211}方向與{111}方向之反射X射線強度比{211}/{111}係1.1以上。
如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板更以質量%計含有：Cr=0.05~0.3%、Cu=0.05~0.3%、Ni=0.05~0.3%、B=0.0002~0.003%中之一種或二種以上。
如申請專利範圍第2項之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板更滿足0<S/Ca<0.8。
如申請專利範圍第1至3項中任1項之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板更以質量%計含有REM=0.0005~0.02%。
如申請專利範圍第1至3項中任1項之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板之中心偏析部的最高硬度係300Hv以下，母材之平均硬度+50Hv以上的偏析帶寬係200μm以下。
一種熱軋鋼板之製造方法，係將用以得到以質量%計滿足C=0.02~0.06%、Si=0.05~0.5%、Mn=1~2%、Nb=0.05~0.12%、Ti=0.005~0.02%、P≦0.03%、S≦0.005%、O≦0.003%、Al=0.005~0.1%、N=0.0015~0.006%、Ca=0.0005~0.003%、V≦0.15%(不包含0%)、Mo≦0.3%(不包含0%)、及N-14/48×Ti≧0%，且剩餘部分由Fe及不可避免的不純物元素所構成的熱軋鋼板所熔製、鑄造之扁胚加熱至藉由式(1)所求之SRT溫度以上、1260℃以下後，保持在該溫度區域20分鐘以上，之後於藉由熱軋延製造熱軋鋼板時，進行以式(2)所求之有效累積應變(ε_eff. )計，粗軋延之有效累積應變係0.4以上、最後軋延之有效累積應變係0.9以上且粗軋延之有效累積應變與最後軋延之有效累積應變的積係0.38以上的熱軋延，於Ar3變態點溫度以上結束該熱軋延後，於至650℃之溫度區域中以2℃/sec以上、50℃/sec以下之冷卻速度冷卻前述鋼板之板厚中心部後，於520℃以上、620℃以下之溫度區域捲取前述鋼板，SRT(℃)=6670/(2.26-log[%Nb][%C])-273………(1)此處，[%Nb]、[%C]分別顯示Nb與C於鋼板中之含量(質量%)，ε_eff =Σε_i (t,T)………(2)此處，ε_i (t,T)=ε_i0 /exp{(t/τ_R )^2/3 }、τ_R =τ₀ ．exp(Q/RT)、τ₀ =8.46×10^-6 、Q=183200J、R=8.314J/K．mol、t於粗軋延時係該道次至最後軋延前的累積時間，於最後軋延時係至冷卻前的累積時間，T係顯示該道次之軋延溫度。
如申請專利範圍第6項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述熱軋鋼板更以質量%計含有：Cr=0.05~0.3%、 Cu=0.05~0.3%、Ni=0.05~0.3%、B=0.0002~0.003%中之一種或二種以上。
如申請專利範圍第7項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述熱軋鋼板更滿足0<S/Ca<0.8。
如申請專利範圍第6至8項中任1項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述熱軋鋼板更以質量%計含有REM=0.0005~0.02%。
如申請專利範圍第6至8項中任1項之熱軋鋼板之製造方法，其中於前述熱軋延時，於熱軋延之各軋延道次間進行冷卻。
如申請專利範圍第6至8項中任1項之熱軋鋼板之製造方法，其中於連續鑄造用以得到前述熱軋鋼板之扁胚時，藉由感應電磁攪拌一面使熔鋼旋轉一面鑄造，控制前述連續鑄造之軋縮量，以平衡扁胚之最終凝固位置的凝固收縮。
如申請專利範圍第6至8項中任1項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述熱軋鋼板之於由該鋼板表面板厚1/2厚之深度中的顯微組織中，共析前肥粒鐵分率係3%以上、20%以下，其他係低溫變態相及1%以下之波來鐵，前述顯微組織全體之個數平均結晶粒徑係1μm以上、2.5μm以下且區域平均粒徑係3μm以上、9μm以下，前述區域平均粒徑之標準偏差係0.8μm以上、2.3μm以下，又由鋼板表面板厚1/2厚之深度中，平行於鋼板表面之面的{211}方向與{111}方向之反射X射線強度比{211}/{111}係1.1以上。