CN105143489B - 管线管用钢板和管线管 - Google Patents

管线管用钢板和管线管 Download PDF

Info

Publication number
CN105143489B
CN105143489B CN201480022395.3A CN201480022395A CN105143489B CN 105143489 B CN105143489 B CN 105143489B CN 201480022395 A CN201480022395 A CN 201480022395A CN 105143489 B CN105143489 B CN 105143489B
Authority
CN
China
Prior art keywords
thickness
slab
less
steel plate
line
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201480022395.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105143489A (zh
Inventor
篠原康浩
原卓也
藤城泰志
土井直己
鲇川直史
山下英
山下英一
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN105143489A publication Critical patent/CN105143489A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105143489B publication Critical patent/CN105143489B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Rigid Pipes And Flexible Pipes (AREA)

Abstract

一种管线管用钢板，其以质量％计含有C：0.040～0.080％、Si：0.05～0.40％、Mn：1.60～2.00％、P：0.020％以下、S：0.0025％以下、Mo：0.05～0.20％、Ca：0.0011～0.0050％、Al：0.060％以下、Nb：0.010～0.030％、Ti：0.008～0.020％、N：0.0015～0.0060％和O：0.0040％以下，Ca/S为0.90～2.70，Ti/N为2.20以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，下述Ceq为0.380～0.480，板厚的1/4位置的铁素体分率F1为20～60％并且剩余部分是贝氏体，板厚的1/2位置的铁素体分率F2为5～60％并且剩余部分是贝氏体或贝氏体和马氏体，F1/F2为1.00～5.00，板厚的1/4位置的铁素体的平均粒径为2.0～15.0μm，板厚的1/2位置的铁素体的平均粒径为5.0～20.0μm，板厚的1/2位置的硬度为400Hv以下，并且MnS的长度为1.00mm以下，板厚为25mm以上。Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5。

Description

管线管用钢板和管线管
技术领域
本发明涉及管线管用钢板和管线管。
背景技术
目前，原油和天然气的生产地正扩展至极地，输送原油或天然气的管线管的铺设环境越来越严酷。例如，根据管线管的情况，输送含有硫化氢的原油或天然气的情况有所增加。因此，对管线管和作为管线管的素材的管线管用钢板来说，有时要求具有耐酸性。此外，耐酸性是指在含有硫化氢的腐蚀环境中的耐氢诱导裂纹性(耐HIC性)(Hydrogen-InducedCracking Resistance)和耐硫化物应力裂纹性(耐SSC性)(Sulfide Stress CrackingResistance)。
然而，我们知道钢的耐酸性因沿轧制方向伸长的MnS或簇状的夹杂物的存在而劣化。
为了提高钢板的耐酸性，提出了下述方法：降低P、S、O、N等杂质元素的含量，对因Ca的含有而使MnS得到了形态控制(Shape Control)的钢进行控制轧制、并进行水冷(例如，参照下述专利文献1)。
另外，有关陆地管线管，从提高流体的输送效率和降低铺设成本的观点出发，有时要求使管线管高强度化并减少壁厚。
针对上述要求，提出了一种在板厚方向上均匀地生成了微细的贝氏体的、具有X70左右的耐酸性的高强度钢板(例如，参照下述专利文献2)。
另一方面，有关海底管线管，尝试了超过水深2000m的深海下的铺设。在深海中，管线管容易因水压而压坏(collapse)。因此，对于海底管线管，有时要求一般制成壁厚为25mm以上的较厚的钢管以及具有较高的圆周方向的压缩强度。
针对上述要求，提出了一种确保80％以上的贝氏体分率、并且压缩强度优良的高压缩强度耐酸管线管用焊接钢管(例如，参照下述专利文献3)。
另外，制作较厚的钢板(例如，板厚为25mm以上的钢板)时，再结晶区域和未再结晶区域的压下变得不充分，在韧性评价、特别是利用落锤撕裂试验(Drop Weight Tear Test；DWTT)进行的韧性评价中，有可能难以确保特性(以下也称作“DWTT特性”)。
对此，提出了通过生成微细的铁素体与70％以上的贝氏体的复相组织来制造DWTT特性优良的厚壁耐酸管线管用钢板的方法(例如，参照下述专利文献4)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭62-112722号公报
专利文献2：日本特开昭61-165207号公报
专利文献3：日本特开2011-132600号公报
专利文献4：日本特开2010-189722号公报
发明内容
发明所要解决的问题
如上所述，为了获得耐酸性和高压缩强度，提出了生成尽可能微细的单一组织(例如，微细的贝氏体单一组织)的技术，与之对照，为了获得DWTT特性，提出了生成含有微细的铁素体的多相组织的技术。
可是，迄今为止，还未提出过追求耐酸性、压缩强度和DWTT特性之中的所有特性的组织控制方针，满足这些所有特性是困难的。
另一方面，最近，开始研究将耐酸性评价的环境(条件)从以NACE(国家腐蚀与工程师协会)的TM0284的“溶液A”(pH2.7)为代表的严重酸环境放宽到接近实际环境的温和酸环境。
在该温和的酸环境下，存在着满足耐酸性、压缩强度和DWTT特性之中的所有特性的管线管用钢板和管线管的可能性。
本发明是鉴于上述情况而完成的，提供耐HIC性(特别是在pH为5.0以上的酸环境下的耐HIC性)优良、压缩强度和DWTT特性能够得以兼顾的管线管用钢板和使用该管线管用钢板制造的管线管。
解决问题的手段
本发明的发明者们对耐HIC性(特别是在pH为5.0以上的酸环境下的耐HIC性)优良、压缩强度和DWTT特性能够得以兼顾的管线管用钢板应该满足的条件进行了深入研究，从而完成了本发明。
即，用于解决上述课题的具体的手段如下所述。
<1>一种管线管用钢板，其以质量％计含有：
C：0.040～0.080％、
Si：0.05～0.40％、
Mn：1.60～2.00％、
P：0.020％以下、
S：0.0025％以下、
Mo：0.05～0.20％、
Ca：0.0011～0.0050％、
Al：0.060％以下、
Nb：0.010～0.030％、
Ti：0.008～0.020％、
N：0.0015～0.0060％、和
O：0.0040％以下，
Ca相对于S的含量比(Ca/S)为0.90～2.70，
Ti相对于N的含量比(Ti/N)为2.20以上，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
由下述式(1)定义的Ceq为0.380～0.480，
板厚的1/4位置的铁素体分率(F1)为20～60％并且剩余部分是由贝氏体构成的组织，
板厚的1/2位置的铁素体分率(F2)为5～60％并且剩余部分是由贝氏体构成的组织或由贝氏体和马氏体构成的组织，
所述铁素体分率(F1)与所述铁素体分率(F2)之比(F1/F2)为1.00～5.00，
板厚的1/4位置的铁素体的平均粒径为2.0～15.0μm，板厚的1/2位置的铁素体的平均粒径为5.0～20.0μm，
板厚的1/2位置的硬度为400Hv以下，并且板厚的1/2位置的MnS的长度为1.00mm以下，
板厚为25mm以上，
Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5(1)
式(1)中，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo和V分别表示各元素的含量(质量％)。
<2>根据<1>所述的管线管用钢板，其中，Al的含量以质量％计为0.008％以下。
<3>根据<1>或<2>所述的管线管用钢板，其以质量％计含有下述元素中的1种或2种以上：
Ni：0.50％以下、
Cr：0.50％以下、
Cu：0.50％以下、
Mg：0.0050％以下、
REM：0.0050％以下、和
V：0.100％以下。
<4>一种管线管，其是使用<1>～<3>中任一项所述的管线管用钢板来制造的。
发明效果
根据本发明，可以提供耐HIC性(特别是在pH为5.0以上的酸环境下的耐HIC性)优良、压缩强度和DWTT特性能够得以兼顾的管线管用钢板以及使用该管线管用钢板制造的管线管。
附图说明
图1是本发明例10的钢板的板厚的1/2位置的截面(研磨和用LePera试剂腐蚀后的截面)的光学显微镜照片(倍率为500倍)。
具体实施方式
以下，对本发明的管线管用钢板和管线管进行详细说明。
本说明书中，使用“～”表示的数值范围是指包含“～”的前后记载的数值作为下限值和上限值的范围。
另外，本说明书中，表示成分(元素)的含量的“％”是指“质量％”。
另外，本说明书中，“板厚的1/2位置”是指相当于钢板的板厚的1/2的位置、即钢板的板厚中心部。
另外，本说明书中，“板厚的1/4位置”是指距离钢板的板厚中心部(板厚的1/2位置)的板厚方向上的距离为板厚的1/4的位置。
另外，本说明书中，有时将C(碳)的含量记为“C量”。其它的元素有时也同样地记录。
〔管线管用钢板〕
本发明的管线管用钢板(以下也称作“钢板”)以质量％计含有C：0.040～0.080％、Si：0.05～0.40％、Mn：1.60～2.00％、P：0.020％以下、S：0.0025％以下、Mo：0.05～0.20％、Ca：0.0011～0.0050％、Al：0.060％以下、Nb：0.010～0.030％、Ti：0.008～0.020％、N：0.0015～0.0060％和O：0.0040％以下，Ca相对于S的含量比(Ca/S)为0.90～2.70，Ti相对于N的含量比(Ti/N)为2.20以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，由下述式(1)定义的Ceq为0.380～0.480，板厚的1/4位置的铁素体分率(F1)为20～60％并且剩余部分是由贝氏体构成的组织，板厚的1/2位置的铁素体分率(F2)为5～60％并且剩余部分是由贝氏体构成的组织或由贝氏体和马氏体构成的组织，所述铁素体分率(F1)与所述铁素体分率(F2)之比(F1/F2)为1.00～5.00，板厚的1/4位置的铁素体的平均粒径为2.0～15.0μm，板厚的1/2位置的铁素体的平均粒径为5.0～20.0μm，板厚的1/2位置的硬度为400Hv以下，并且板厚的1/2位置的MnS的长度为1.00mm以下，板厚为25mm以上。
Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (1)
式(1)中，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo和V分别表示各元素的含量(质量％)。
本发明的钢板通过设定成上述构成，耐HIC性(特别是在pH为5.0以上的环境下的耐HIC性)提高，并且能够使压缩强度和DWTT特性得以兼顾。
本发明是基于以下的研究结果而完成的。
本发明的发明者们使用组成不同的各种钢板，对于在pH5.0以上的酸环境下不会发生氢诱导裂纹(Hydrogen-Induced Cracking；HIC)的钢材所应该具备的条件进行了研究。
本发明中，耐酸性是通过研究HIC有无发生和HIC断口率(以下也称作“HIC试验的CAR”)来评价的。
该评价是通过如下方法来进行：将钢板浸渍于饱和了硫化氢气体的pH5.0的溶液(例如，NACE的TM0284的“溶液B”)中，研究96小时后的HIC断口率(HIC试验的CAR)。HIC断口率如果为5％以下，则记为耐酸性良好。
本发明的发明者们接着对发生了HIC的试样的组织、和成为HIC的起点的夹杂物进行了研究。结果查明，HIC均是以存在于板厚的1/2位置的伸长的MnS(以下也称作“伸长MnS”或仅称作“MnS”)为起点而发生的，该伸长MnS的长度超过1.00mm。
因此发现，通过将板厚的1/2位置的MnS的长度控制为1.00mm以下，能够在pH5.0以上的酸环境下抑制HIC的发生。
本发明的发明者们接着还发现，为了将MnS的长度设定为1.00mm以下，以下的条件是必要的。
即，将S量设定为0.0025％以下和将含量比(Ca/S)设定为0.90～2.70。
本发明的发明者们弄清了，含量比(Ca/S)如果低于0.90，则有时无法将MnS的长度控制为1.00mm以下。另外，本发明的发明者们还弄清了，含量比(Ca/S)如果超过2.70，则有时形成Ca系氧化物的粗大的凝聚体，该凝聚体成为起点而发生HIC。
本发明的发明者们接着还发现，通过将钢板的板厚的1/2位置的硬度设定为400Hv以下，能够在pH5.0以上的酸环境下抑制HIC。
进而，详细研究了板厚的1/2位置的硬度与铁素体分率的关系，结果发现，板厚的1/2位置的组织的铁素体分率如果高于60％，则钢板的硬度有可能超过400Hv。其理由据认为是因为如果在板厚的1/2位置生成铁素体，则剩余部分中C量浓化，结果形成含有高C量的贝氏体或马氏体的缘故。
即，本发明的钢板中，通过将板厚的1/2位置的铁素体分率设定为60％以下，则板厚的1/2位置的硬度变成400Hv以下。
进而确认，钢板的板厚的1/2位置包含在该钢板的中心偏析部中。
这里，中心偏析部是指用EPMA(电子探针显微分析仪；Electron Probe MicroAnalyzer)测定钢板的板厚方向的Mn浓度分布时，Mn浓度最高的部位。
此外，板厚的1/2位置的硬度和铁素体分率(F1、F2)的测定方法如后述的实施例所示。
下面，对满足压缩强度、DWTT特性和耐HIC性的钢材组织进行深入研究。
结果新发现了，只要将板厚的1/4位置的铁素体分率(F1)设定为20～60％，并且将板厚的1/2位置的铁素体分率(F2)设定为5～60％即可。
压缩强度与铁素体分率(F1)的相关性高，在板厚的1/4位置，软质的铁素体的分率如果变高，则压缩强度下降。铁素体分率(F1)和铁素体分率(F2)如果分别超过60％，则压缩强度的降低量变得显著。
即，本发明的钢板由于铁素体分率(F1)和铁素体分率(F2)分别为60％以下，所以显示高的压缩强度。
另一方面，如果钢板的铁素体分率变高，则钢板的DWTT特性提高。我们发现，为了发挥该效果，钢板中，只要铁素体分率(F1)为20％以上并且铁素体分率(F2)为5％以上即可。
进而，本发明的发明者们发现，为了使压缩强度和DWTT特性得以兼顾，只要板厚的1/4位置的铁素体分率(F1)与板厚的1/2位置的铁素体分率(F2)之比(F1/F2)为1.00以上即可。
即，本发明的钢板的比(F1/F2)由于为1.00以上，压缩强度和DWTT特性能够得以兼顾。比(F1/F2)如果低于1.00，则特别是DWTT特性劣化(例如，参照后述的比较例6)。
以上的研究结果是，本发明中，将比(F1/F2)设定为1.00以上。
另外，由于将比(F1/F2)设定为超过5.00在制造上是困难的，所以本发明中将比(F1/F2)设定为5.00以下。
有关上述比(F1/F2)，通常的钢板由于以下的理由，所以上述比(F1/F2)低于1.00。
即，通常，在用于获得钢板的轧制后的冷却过程中，冷却速度最慢的是板厚的1/2位置(板厚中心部)。因此，通常的钢板中，板厚方向上铁素体分率最高的是板厚的1/2位置。所以，通常的钢板中，上述比(F1/F2)低于1.00(例如，参照后述的比较例6)。
可是，本发明的发明者们在生成铁素体的600～700℃的温度区域，通过使板厚的1/4位置的冷却速度(V1)比板厚的1/2位置的冷却速度(V2)慢，成功地将比(F1/F2)设定为1.00以上。
此外，本发明的钢板只要比(F1/F2)为1.00～5.00即可，其制造方法(例如轧制后的冷却方法)没有特别限制。
本发明的钢板中，板厚的1/4位置的剩余部分是由贝氏体构成的组织。由此，可抑制HIC的发生。板厚的1/4位置的剩余部分如果是珠光体，则会发生HIC。
另外，本发明的钢板中，板厚的1/2位置的剩余部分是由贝氏体构成的组织、或由贝氏体和马氏体构成的组织。由此，可抑制HIC的发生。板厚的1/2位置的剩余部分如果是珠光体，则会发生HIC。
另外，本发明中，钢板的压缩强度是通过将钢板成型(造管)为钢管(管线管)，然后实施以腐蚀为目的的涂装加热后，测定钢管圆周方向的压缩强度来评价的，或者如后述的实施例所示那样，通过测定实施了相当于上述造管和上述涂装加热的处理的钢板的压缩强度来评价。
其理由是，因为管线管等钢管的压坏是与钢管的圆周方向的压缩强度的相关性最高的。
另外，钢管的圆周方向的压缩强度因造管带来的包氏效应而大幅下降，但涂装加热时强度恢复。该恢复是基于涂装加热时的C(碳)扩散至造管时导入的位错中而制造科特雷耳气氛的、所谓静态应变时效而产生的。
本发明的发明者们以提高钢板的压缩强度为目的，对充分发挥静态应变时效的合金元素进行了深入研究。其结果发现，作为该合金元素，Mo是有效的。
作为上述合金元素，Mo是有效的理由可以考虑如下。
即，Mo由于与C具有弱的相互作用，所以在含有Mo的钢板中，Mo固定了大量的C。可是，因加热使得上述相互作用再变弱，C原子离开Mo原子而移动到位错。可以认为通过该移动而使静态应力时效被充分发挥。
为了发生上述的效果，本发明中将Mo量设定为0.05％以上。
另外，本发明的发明者们新发现，Mo量如果过多，则板厚的1/2位置(板厚中央部)的硬度显著提高，因此Mo量的上限为0.20％即可。
对根据以上的研究结果而完成的本发明，下面进行详细说明。
首先，对本发明的钢板的成分(组成)进行说明。
本发明的钢板含有C(碳)：0.040～0.080％、Si(硅)：0.05～0.40％、Mn(锰)：1.60～2.00％、P(磷)：0.020％以下、S(硫)：0.0025％以下、Mo(钼)：0.05～0.20％、Ca(钙)：0.0011～0.0050％、Al(铝)：0.060％以下、Nb(铌)：0.010～0.030％、Ti(钛)：0.008～0.020％、N(氮)：0.0015～0.0060％和O(氧)：0.0040％以下，含量比(Ca/S)为0.90～2.70，含量比(Ti/N)为2.20以上，剩余部分由Fe(铁)和不可避免的杂质构成，上述Ceq为0.380～0.480。
C：0.040～0.080％
C是提高钢的强度的元素。从其效果的观点出发，C量的下限为0.040％。另一方面，C量如果超过0.080％，则会促进碳化物的生成，损害耐HIC性。因此，C量的上限设定为0.080％。另外，为了抑制耐HIC性、焊接性和韧性的下降，优选将C量的上限设定为0.060％。
Si：0.05～0.40％
Si是脱氧元素。从其效果的观点出发，Si量的下限为0.05％。另一方面，Si量如果超过0.40％，则焊接热影响区(HAZ；Heat Affected Zone)的韧性(以下也称作“HAZ韧性”)下降。因此，Si量的上限设定为0.40％。
Mn：1.60～2.00％
Mn是提高强度和韧性的元素。从其效果的观点出发，Mn量的下限为1.60％。另一方面，Mn量如果超过2.00％，则HAZ韧性下降。因此，Mn量的上限设定为2.00％。另外，为了抑制HIC，优选将Mn量设定为低于1.75％。
P：0.020％以下
P是杂质，含量如果超过0.020％，则会损害耐HIC性，另外，HAZ的韧性下降。因此，P量限制为0.020％以下。
另一方面，P量越少越优选，所以P量的下限没有特别限制。不过，从制造成本的观点出发，P量优选为0.001％以上。
S：0.0025％以下
S是在热轧时会在轧制方向上生成伸长的MnS从而使耐HIC性下降的元素。因此，本发明中，减少S量是必要的，将S量限制为0.0025％以下。S量越少越优选，所以S量的下限没有特别限制。不过，从二次精炼的制造成本和制造受制约的观点出发，S量可以设定为0.0008％以上。
Mo：0.05～0.20％
Mo是在提高淬透性的同时形成碳氮化物并改善强度的元素。另外，如上所述，本发明中是从促进制成钢管(管线管)后的涂装加热时的静态应变时效、确保高的压缩强度的观点出发而含有Mo的。本发明中，为了获得上述效果，
Mo量的下限设定为0.05％。
另一方面，Mo量如果过多，则钢的强度上升，HIC性和韧性(例如DWTT特性)有可能下降。因此，Mo量的上限设定为0.20％。
Ca：0.0011～0.0050％
Ca是生成硫化物CaS、抑制在轧制方向上伸长的MnS的生成、对耐HIC性的改善有显著作用的元素。Ca量低于0.0011％时，不能获得上述效果，因此本发明中，Ca量的下限设定为0.0011％。另一方面，Ca量如果超过0.0050％，则氧化物聚集，会损害耐HIC性，所以将Ca量的上限设定为0.0050％以下。
含量比(Ca/S)：0.90～2.70
本发明中，通过使钢板中含有Ca而形成CaS，由此可固定S。因此，本发明中，Ca相对于S的含量比(Ca/S)是重要的指标。含量比(Ca/S)低于0.90时，会生成MnS，轧制时形成伸长的MnS。其结果是，耐HIC性劣化。另一方面，含量比(Ca/S)如果超过2.70，则Ca系的氧化物凝聚，使耐HIC性劣化。
因此，本发明中，将含量比(Ca/S)限定为0.90～2.70。
Al：0.060％以下
Al通常是作为脱氧元素而含有的元素。
可是，Al量如果过多，则夹杂物增加，延展性和韧性受到损害。因此，Al量的上限为0.060％。
另外，Al也是促进MA(马氏体-奥氏体)的混合组织形成的元素。从降低MA的分率的观点出发，Al量优选为0.008％以下。另外，Al量如果为0.008％以下，则在HAZ韧性提高方面也是有利的。
另一方面，从更有效地获得作为脱氧元素的效果的观点出发，Al量优选为0.0002％以上。
此外，Al不只是在钢中有意地含有的情况，还有可能是作为杂质混入钢中的情况。当Al是作为杂质混入钢中的情况时，Al量越少越优选，因此Al量的下限没有特别限制。
Nb：0.010～0.030％
Nb是形成碳化物、氮化物，有助于强度的提高的元素。为了获得该效果，本发明中，将Nb量设定为0.010％以上。可是，Nb量如果过多，则会引起粗大的Nb的碳氮化物的聚集，韧性下降。因此，本发明中，将Nb量设定为0.030％以下。另外，Nb量优选为0.020％以下。
Ti：0.008～0.020％
Ti通常是作为脱氧剂或氮化物形成元素、被利用于结晶粒的细粒化的元素。为了获得该效果，本发明中，将Ti量设定为0.008％以上。可是，Ti如果过剩地含有，则会因形成粗大的碳氮化物而成为使韧性下降的元素。因此，本发明中，将Ti量限制为0.020％以下。
N：0.0015～0.0060％
N(氮)是形成TiN、NbN等氮化物的元素。本发明中，为了利用氮化物而使加热时的奥氏体粒径变得微细，将N量设定为0.0015％以上。可是，N的含量如果超过0.0060％，则Ti和Nb的碳氮化物变得容易聚集，损害韧性。因此，本发明中，将N量的上限设定为0.0060％。
含量比(Ti/N)：2.20以上
本发明中，为了将加热时的奥氏体粒径变得微细，Ti相对于N的含量比(Ti/N)是重要的。含量比(Ti/N)低于2.20时，不能发生充分的TiN析出，奥氏体的微细化不能实现。因此，本发明中，将含量比(Ti/N)设定为2.20以上。含量比(Ti/N)优选为3.00以上。
另一方面，从进一步抑制由过剩的Ti碳化物引起的韧性劣化的观点出发，含量比(Ti/N)优选为5.00以下，更优选为4.00以下。
O：0.0040％以下
O是杂质元素。本发明中，将O量限制为0.0040％以下。O越少越优选，因此O量的下限没有特别限制。不过，从制造成本和制造受制约的观点出发，O量可以设定为0.0010％以上。
Ceq：0.380～0.480
Ceq是由下述式(1)规定的量。
Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (1)
上述式(1)中，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo和V分别表示C(碳)、Mn(锰)、Ni(镍)、Cu(铜)、Cr(铬)、Mo(钼)和V(钒)的各元素的含量(质量％)。
这些元素中，Ni、Cu、Cr和V是任意的元素，各自的含量也可以为0％。有关这些任意的元素的优选含量将在后面进行说明。
本发明中，将由上述式(1)定义的Ceq限定为0.380～0.480。Ceq如果低于0.380，则由本发明的钢板得到的管线管的强度下降。例如，Ceq如果低于0.380，则上述管线管不能满足强度等级为X60以上的要求抗拉强度(520MPa以上)。另一方面，Ceq如果超过0.480，则韧性(例如DWTT特性)和耐酸性(例如耐HIC性)劣化。
因此，本发明中，将Ceq限定为0.380～0.480。
本发明的钢板中，不可避免的杂质是指原材料中所含的成分或在制造的过程中混入的成分，其不是有意地在钢中含有的成分。
作为不可避免的杂质，具体地可以列举出Sb(锑)、Sn(锡)、W(钨)、Co(钴)、As(砷)、Pb(铅)、Bi(铋)、B(硼)、H(氢)。
通常，Sb、Sn、W、Co和As有可能有含量为0.1％以下的混入，Pb和Bi有可能有含量为0.005％以下的混入，B和H有可能有含量为0.0004％以下的混入，有关其它的元素的含量，只要是通常的范围就行，没有必要特别控制。
另外，本发明的钢板还可以含有选自下述元素中的1种或2种以上：Ni(镍)：0.50％以下、Cr(铬)：0.50％以下、Cu(铜)：0.50％以下、Mg(镁)：0.0050％以下、REM(稀土类元素)：0.0050％以下和V(钒)：0.100％以下。
例如，本发明的钢板也可以含有Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下和Cu：0.50％以下中的1种或2种以上。另外，也可以含有Mg：0.0050％以下、REM：0.0050％以下和V：0.100％以下中的1种或2种以上。
这些元素除了有意地在钢中含有的情况以外，还可能有作为不可避免的杂质混入到钢中的情况。因此，这些元素的含量的下限没有特别限制。
以下，对这些元素、本发明的钢板含有这些元素时的优选含量进行说明。
Ni：0.50％以下
Ni(镍)是对韧性和强度的改善有效的元素。
可是，Ni量如果过多，则耐HIC性和焊接性有可能下降。因此，Ni量优选为0.50％以下。
另一方面，Ni量优选为0.05％以上。
Cr：0.50％以下
Cr(铬)是对于利用析出强化来提高钢的强度来说有效的元素。
可是，Cr量如果过多，则会使淬透性上升，贝氏体变得过剩，韧性有可能下降。因此，Cr量优选为0.50％以下。
另一方面，Cr量优选为0.05％以上。
Cu：0.50％以下
Cu是对于在不降低韧性的情况下使强度上升来说有效的元素。
可是，Cu量如果过多，则在钢坯加热时或焊接时容易产生开裂。因此，Cu量优选为0.50％以下。
另一方面，Cu量优选为0.05％以上。
Mg：0.0050％以下
Mg是作为脱氧剂和脱硫剂而有效的元素，特别是，是可以生成微细的氧化物从而也有助于HAZ韧性提高的元素。
可是，Mg量如果过多，则氧化物变得容易凝聚和粗大化，有可能导致耐HIC性的劣化以及导致母材和HAZ的韧性下降。因此，Mg量优选为0.0050％以下。
另一方面，Mg量优选为0.0001％以上。
REM：0.0050％以下
本说明书中，“REM”是指稀土类元素，是由Sc(钪)、Y(钇)、La(镧)、Ce(铈)、Pr(镨)、Nd(钕)、Pm(钷)、Sm(钐)、Eu(铕)、Gd(钆)、Tb(铽)、Dy(镝)、Ho(钬)、Er(铒)、Tm(铥)、Yb(镱)和Lu(镥)构成的17种元素的总称。另外，“REM：0.0050％以下”是指上述17种元素的总含量为0.0050％以下。
REM是作为脱氧剂和脱硫剂而有效的元素。
可是，REM量如果过多，则会生成粗大的氧化物，有可能导致耐HIC性的劣化以及导致母材和HAZ的韧性下降。因此，REM量优选为0.0050％以下。
另一方面，REM量优选为0.0001％以上。
V：0.100％以下
V是形成碳化物、氮化物、有助于强度提高的元素。
可是，V量如果过多，则有可能导致韧性的下降。因此，V量优选为0.100％以下。
另一方面，V量优选为0.010％以上。
以下，对本发明的钢板的组织形态等进行说明。
如上所述，本发明的钢板由于板厚的1/4位置的组织中的铁素体分率(F1)为20％以上、并且板厚的1/2位置的组织中的铁素体分率(F2)为5％以上，所以DWTT特性提高。如果满足铁素体分率(F1)低于20％和铁素体分率(F2)低于5％中的至少一方，则DWTT特性劣化。
另外，如上所述，本发明的钢板由于铁素体分率(F1)为60％以下、并且铁素体分率(F2)为60％以下，所以压缩强度提高。如果满足铁素体分率(F1)超过60％和铁素体分率(F2)超过60％中的至少一方，则压缩强度下降。
另外，如上所述，本发明的钢板由于比(F1/F2)为1.00以上，所以压缩强度和DWTT特性能够得以兼顾。比(F1/F2)如果低于1.00，则特别是DWTT特性劣化。
另外，要将比(F1/F2)设定为超过5.00在制造上是困难的。
上述比(F1/F2)为1.00～5.00，优选为超过1.00但为5.00以下，更优选为1.05～5.00。
另外，本发明的钢板中，板厚的1/2位置的硬度为400Hv以下，并且板厚的1/2位置的MnS的长度为1.00mm以下。
由此，耐HIC性提高。另外，对DWTT特性也是有利的。
板厚的1/2位置的MnS的长度如上所述为1.00mm以下，但从进一步提高耐HIC性的观点出发，更优选为满足下述式(2)的范围。
板厚的1/2位置的MnS的长度≤10{(1350-X)/350}/1000 (2)
〔式(2)中、X为板厚的1/2位置的硬度(Hv)，是400(Hv)以下的值〕
作为使板厚的1/2位置的MnS的长度满足上述式(2)的方法，可以列举出下述方法：对钢坯的中心偏析部的最大Mn偏析度为2.2以下、并且中心偏析部厚度为1.0mm以下的钢坯依次实施再加热、厚板轧制(粗轧和终轧)和冷却的处理，从而制造钢板。有关各处理的优选形态，后面进行说明。
另外，本发明的钢板中，板厚的1/4位置的铁素体的平均粒径为2.0～15.0μm。
板厚的1/4位置的铁素体的平均粒径如果为15.0μm以下，则DWTT特性提高。
板厚的1/4位置的铁素体的平均粒径如果为2.0μm以上，则可以抑制轧制负荷的增大，因而在制造成本方面是有利的。
另外，本发明的钢板中，板厚的1/2位置的铁素体的平均粒径为5.0～20.0μm。
板厚的1/2位置的铁素体的平均粒径如果为20.0μm以下，则DWTT特性提高。
板厚的1/2位置的铁素体的平均粒径如果为5.0μm以上，则可以抑制轧制负荷的增大，因而在制造成本方面是有利的。
另外，本发明的钢板的板厚为25mm以上。
由此，可以确保高的压缩强度。
板厚优选为超过25mm，更优选为30mm以上，进一步优选为32mm以上，特别优选为35mm以上。
板厚的上限没有特别限制，板厚例如可以设定为45mm以下。
本发明的钢板可以通过下述方法来制造：在制钢工序中熔炼后，通过连续铸造来制成钢坯，对钢坯依次实施再加热、厚板轧制和冷却。
从容易获得板厚为25mm以上的钢板的观点出发，上述钢坯的厚度优选为300mm以上。
另外，从进一步提高耐HIC性的观点出发，对钢坯进行再加热时的再加热温度优选为950℃以上。
另外，从进一步抑制DWTT特性的劣化的观点出发，上述再加热温度优选为1150℃以下。
另外，上述厚板轧制中，优选在再结晶温度区域(例如超过900℃的温度区域)内以每1个道次的平均压下率为10％以上进行粗轧直到120mm以上为止。“将每1个道次的平均压下率设定为10％以上”这在能够促进奥氏体的再结晶，使粒径变细方面是有利的。另外，“进行粗轧直到120mm以上为止”这对于在之后的未再结晶区域轧制中能够增大累积压下量方面是有利的。即，如果增大未再结晶区域轧制中的累积压下量，则能够在奥氏体粒中大量导入位错。奥氏体粒中导入的位错在之后的冷却过程中会成为向铁素体相变的成核点，所以有助于粒径的微细化。
另外，上述厚板轧制优选是在上述粗轧后在未再结晶区域(例如750～900℃的温度区域)进行轧制(终轧)，直到达到25mm以上的最终板厚为止。
厚板轧制结束后的冷却(例如水冷)优选将冷却开始温度设定为700～820℃来进行。“将冷却开始温度设定为700℃以上”这从容易使板厚的1/2位置的铁素体分率(F2)为60％以下的方面和容易使板厚的1/2位置的最大高度为400Hv以下的方面考虑是有利的。“将冷却开始温度设定为820℃以下”这从容易将铁素体分率(F2)调整为5％以上、容易提高DWTT特性的方面考虑是有利的。
另外，从进一步提高强度的观点出发，上述冷却中的冷却速度优选设定为10℃/秒以上。
另外，从进一步抑制板厚的1/2位置的HIC，进一步抑制韧性的劣化的观点出发，冷却停止温度优选为200℃以上。另外，从进一步提高强度的观点出发，冷却停止温度优选为450℃以下。
另外，上述冷却优选在600～700℃的温度区域，使板厚的1/4位置的冷却速度(V1)比板厚的1/2位置的冷却速度(V2)慢。由此，可以使板厚的1/4位置的铁素体生成量比板厚的1/2位置的铁素体生成量高，所以容易将比(F1/F2)调整为1.00以上。
此外，如前所述，在通常的钢板的制造中，由于冷却速度(V1)比冷却速度(V2)快，所以得到的钢板的比(F1/F2)低于1.00。
另外，上述冷却优选将600℃以下的温度区域的冷却速度(V3)设定为15℃/秒以上。由此，能够进一步抑制板厚的1/4位置和板厚的1/2位置的剩余部分组织中的珠光体组织的生成，所以能够进一步抑制HIC。
〔管线管〕
本发明的管线管是使用上述本发明的管线管用钢板制造的钢管。
因此，本发明的管线管与本发明的钢板同样，耐HIC性(特别是在pH为5.0以上的环境下的耐HIC性)优良，并且压缩强度和DWTT特性能够得以兼顾。
本发明的管线管可以使用上述本发明的管线管用钢板作为素材，通过公知的造管方法来制造。
作为公知的造管方法，可以列举出UOE成型法、JCOE成型法等。
实施例
下面，通过实施例来更详细地说明本发明，但本发明不限于以下的实施例。
〔本发明例1～10、比较例1～12〕
<钢板的制作>
熔炼具有下述表1所示的化学成分的钢(钢1～钢15)，通过连续铸造来制造下述表2所示厚度(钢坯厚度)的各钢坯。在连续铸造中，为了抑制中心偏析部的Mn的偏析，实施了最终凝固时的轻压下。
这里，钢中，下述表1中所示的成分以外的成分(剩余部分)是Fe和不可避免的杂质。
另外，钢6中的“REM”具体为Ce，钢9中的“REM”具体为La。
将上述得到的钢坯加热至950～1150℃(但是，比较例2中是1180℃)，在超过900℃的温度下进行平均压下率为10％以上(但是，比较例3是8％)的粗轧，直到厚度达到120mm以上(但是，比较例4是100mm)为止，然后，在900℃以下(但是，比较例5是930℃)的未再结晶温度区域进行终轧直到达到最终板厚为止。
热轧后，在700～820℃的温度区域开始加速冷却(水冷)，在200～450℃的温度下停止加速冷却(水冷)，制作下述表2所示的各种不同板厚(最终板厚)的钢板。
各例中的详细条件如下述表2所示。
特别是，关于本发明例1～10和比较例1～5和7～13中的加速冷却(水冷)，在铁素体生成的600～700℃的温度区域，按照使板厚的1/4位置的冷却速度(V1)比板厚的1/2位置的冷却速度(V2)慢的方式来控制加速冷却(水冷)。具体地说，将终轧后的钢板要通过的水冷区进行细分，设定成出水的区域和不出水的区域，间歇地对钢板进行水冷。由此，适当地控制表面的冷却和换热，使V1比V2慢。
另外，关于比较例6中的加速冷却(水冷)，与通常的钢板的制造方法同样，通过对钢板连续地进行水冷而使V1比V2快。
<测定和评价>
对以上得到的钢板进行以下的测定和评价。
结果示于下述表3中。
-铁素体分率(F1、F2)、铁素体粒径、剩余部分组织-
对将钢板在板厚的1/2位置切断后的截面和将钢板在板厚的1/4位置切断后的截面进行铁素体分率(铁素体面积率)和铁素体粒径(铁素体的平均粒径)的测定，进而进行剩余部分组织的确定。
详细地说，将钢板截面进行研磨并用LePera试剂进行腐蚀后，使用光学显微镜以500倍的倍率拍摄组织的照片。基于得到的光学显微镜照片(倍率为500倍)，通过图像处理求出铁素体分率(铁素体面积率)和铁素体粒径(铁素体的平均粒径)，进而对剩余部分组织进行确定。
图像处理是使用株式会社Nireco制的小型通用图像解析装置LUZEX AP来进行。
另外，铁素体的平均粒径可以通过对30个铁素体分别求出圆当量径并对得到的30个圆当量径进行简单平均来求出。
根据以上方法分别求出下述表3所示的板厚的1/4位置的铁素体分率F1、板厚的1/2位置的铁素体分率F2、板厚的1/4位置的铁素体粒径和板厚的1/2位置的铁素体粒径，分别对下述表3所示的板厚的1/4位置的剩余部分组织和板厚的1/2位置的剩余部分组织进行确定。
图1中，作为一个例子，示出了本发明例10的钢板中的板厚的1/2位置的截面(研磨和用LePera试剂腐蚀后的截面)的光学显微镜照片(倍率为500倍)。
-比(F1/F2)的计算-
根据上述测定的板厚的1/4位置的铁素体分率(F1)和板厚的1/2位置的铁素体分率(F2)，求出比(F1/F2)。
-板厚的1/2位置的硬度-
将上述得到的钢板沿着板厚方向切断，将得到的截面进行镜面研磨，对镜面研磨后的截面，根据JIS Z 2244(2009)在25g的荷重下进行维氏硬度试验。
上述维氏硬度试验是对板厚的1/2位置的400点进行。将得到的400点的测定结果中的最大值作为“板厚的1/2位置的硬度”(下述表3)。
-板厚的1/2位置的MnS长度-
从钢板上采集较大试验片，然后对采集的较大试验片根据NACE TM0284进行腐蚀试验。由此，对于较大试验片，使其强制地发生伸长MnS引起的开裂，然后，在液氮中使其强制断裂。由此，使伸长MnS在断口上显现，用扫描型电子显微镜观察断口，测定观察的全部的伸长MnS的长度。由该长度的测定结果选定存在于板厚的1/2位置的伸长MnS的长度，将选定的值(长度)中的最大值作为“板厚的1/2位置的MnS长度”(下述表3)。
-抗拉强度-
从钢板上按照使钢板的宽度方向与试验片的长度方向平行的方式采集抗拉试验用的试验片。这里，试验片的形状为按照美国石油协会标准API 5L(以下仅记为“API 5L”)的平板形状。
对采集的试验片，在室温下根据API 5L进行抗拉试验。根据该抗拉试验中的最大荷重求出抗拉强度。
-压缩强度-
压缩强度的测定是将钢板制成钢管(管线管)，并且为了评价以防腐蚀为目的的涂装加热后的钢管圆周方向的特性，使用以下的方法来进行。
从钢板上按照使钢板的宽度方向与该试验片的长度方向平行的方式采集宽幅的试验片(全厚试验片)。对采集的宽幅的试验片，为了施加与造管相当的应变，赋予了2％的预应变。
接着，从赋予了预应变的宽幅的试验片上采集压缩试验片。
这里，压缩试验片按照下述方式来采集：可设定成直径22mm×长度66mm的圆柱形状，包含钢板的板厚中央部，并且钢板的宽度方向与压缩试验片的长度方向(压缩试验的试验方向)平行。
将采集的压缩试验片在220℃的盐浴中热处理5分钟后，对热处理后的压缩试验片根据ASTM E9-09进行压缩试验。求出压缩试验中的0.5％残余变形屈服强度作为屈服强度(压缩强度)。
-DWTT特性的评价(DWTT断口率(-20℃))-
从钢板上按照使钢板的宽度方向与DWTT试验片的长度方向平行的方式采集DWTT试验片。
这里，DWTT试验片设定成带有挤压缺口的形状的全厚试验片。
对采集的DWTT试验片，在-20℃下根据API 5L进行DWTT试验，测定所有断口中延展性断口所占的比率(DWTT断口率(％))。
本评价中，DWTT断口率(％)的数值越高(最优选为100％)，表示DWTT特性越优良。
-耐HIC性的评价(HIC试验的CAR)-
从上述钢板上采取耐HIC性评价用的试验片(全厚试验片)。
将采集的试验片在NACE TM0284的“溶液B”的溶液中浸渍96小时后，对浸渍后的试验片用超声波探伤机测定HIC有无发生。根据该测定结果，求出开裂(裂纹)的面积率(CAR)。
本评价中，CAR越小(最优选为0％)，表示耐HIC性越优良。
如表1～表3所示，具有本发明例的钢1～钢10的成分组成并且铁素体分率(F1)、铁素体分率(F2)、比〔F1/F2〕、板厚的1/4位置的剩余部分组织、板厚的1/2位置的剩余部分组织、板厚的1/4位置的铁素体粒径、板厚的1/2位置的铁素体粒径、板厚的1/2位置的硬度和板厚的1/2位置的MnS的长度为本发明的范围内的本发明例1～10的钢板具有优良的压缩强度、DWTT特性和耐HIC性。
与之对照，具有本发明例的钢8～钢10的成分组成但铁素体分率(F1)、铁素体分率(F2)、比〔F1/F2〕、板厚的1/4位置的剩余部分组织、板厚的1/2位置的剩余部分组织、板厚的1/4位置的铁素体粒径、板厚的1/2位置的铁素体粒径、板厚的1/2位置的硬度和板厚的1/2位置的MnS长度中的至少一项为本发明的范围以外的比较例1～7的钢板在压缩强度、DWTT特性和耐HIC性中的至少一个特性上较差。
另外，具有比较例的钢11～钢15的成分组成的比较例8～12的钢板在压缩强度、DWTT特性和耐HIC性中的至少一个特性上较差。
〔管线管的制作〕
<管线管1的制作和评价>
使用UOE成型法将本发明例10的钢板进行造管，得到表4所示的外径和壁厚的管线管1。
对得到的管线管1测定抗拉强度、屈服强度、压缩强度、DWTT断口率(-20℃)、HIC试验的CAR、HAZ韧性和WM(焊缝金属)韧性。
测定结果示于表4中。
其中，有关抗拉强度、DWTT断口率(-20℃)和HIC试验的CAR，与上述的钢板中的各测定同样地测定。
屈服强度、压缩强度、HAZ韧性和WM韧性的测定是如下所述地进行。
-屈服强度的测定-
根据ASTM E9-09，测定管线管的长度方向的屈服强度。这里，将0.5％欠载屈服强度定义为屈服强度。
-压缩强度的测定-
根据ASTM E9-09，测定管线管的圆周方向的压缩强度。这里，将0.5％欠载屈服强度定义为压缩强度。
-HAZ韧性的测定-
从距离管线管的外周面深度为2mm的位置采集带有V型缺口的夏氏试验片。该试验片的V型缺口是按照使夏氏冲击试验后的断口按面积比计各含50％的HAZ和WM的方式来设置。
使用得到的带有V型缺口的夏氏试验片，在-20℃的温度条件下，根据JIS Z2242(2005)进行夏氏冲击试验，将夏氏吸收能(J)作为HAZ韧性(J)。
-WM韧性的测定-
从距离管线管的外周面深度为2mm的位置采集带有V型缺口的夏氏试验片。该试验片的V型缺口是按照使V型缺口的中心成为WM的中心的方式来设置。
使用得到的带有V型缺口的夏氏试验片，在-20℃的温度条件下，根据JIS Z2242(2005)进行夏氏冲击试验，将夏氏吸收能(J)作为WM韧性(J)。
<管线管2的制作和评价>
对于本发明例10的钢板，准备仅将板厚变更为45mm的钢板。
将准备的厚度为45mm的钢板通过JCOE成型法进行造管，得到表4所示的外径和壁厚的管线管2。
对管线管2进行与管线管1同样的测定。结果示于表4中。
如表4所示，使用本发明例的钢板制作的管线管1和2也与本发明例的钢板同样，具有优良的压缩强度、DWTT特性和耐HIC性。
进而，管线管1和2在HAZ韧性和WM韧性方面也得到了良好的结果。
日本申请2013-155063和日本申请2013-155064的公开的全部内容以参考的方式纳入本说明书。
本说明书中记载的所有文献、专利申请和技术标准以参考的方式纳入本说明书中，其以与具体地且分别地记载各个文献、专利申请和技术标准以参考的方式纳入的情况相同程度。

Claims (4)

1.一种管线管用钢板，其以质量％计含有：
C：0.040～0.080％、
Si：0.05～0.40％、
Mn：1.60～2.00％、
P：0.020％以下、
S：0.0025％以下、
Mo：0.05～0.20％、
Ca：0.0011～0.0050％、
Al：0.060％以下、
Nb：0.010～0.030％、
Ti：0.008～0.020％、
N：0.0015～0.0060％、和
O：0.0040％以下，
Ca相对于S的含量比即Ca/S为0.90～2.70，
Ti相对于N的含量比即Ti/N为2.20～5.00，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
由下述式(1)定义的Ceq为0.380～0.480，
板厚的1/4位置的铁素体分率F1为20～60％并且剩余部分是由贝氏体构成的组织，
板厚的1/2位置的铁素体分率F2为5～60％并且剩余部分是由贝氏体构成的组织或由贝氏体和马氏体构成的组织，
所述铁素体分率F1与所述铁素体分率F2之比即F1/F2为1.00～5.00，
板厚的1/4位置的铁素体的平均粒径为2.0～15.0μm，板厚的1/2位置的铁素体的平均粒径为5.0～20.0μm，
板厚的1/2位置的硬度为400Hv以下，并且板厚的1/2位置的MnS的长度为1.00mm以下，
板厚为25mm以上，
Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (1)
式(1)中，C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo和V分别表示各元素的以质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的管线管用钢板，其中，Al的含量以质量％计为0.008％以下。
3.根据权利要求1或2所述的管线管用钢板，其以质量％计含有下述元素中的1种或2种以上：
Ni：0.50％以下、
Cr：0.50％以下、
Cu：0.50％以下、
Mg：0.0050％以下、
REM：0.0050％以下、和
V：0.100％以下。
4.一种管线管，其是使用权利要求1～3中任一项所述的管线管用钢板来制造的。
CN201480022395.3A 2013-07-25 2014-07-23 管线管用钢板和管线管 Active CN105143489B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-155064 2013-07-25
JP2013155064 2013-07-25
JP2013155063 2013-07-25
JP2013-155063 2013-07-25
PCT/JP2014/069471 WO2015012317A1 (ja) 2013-07-25 2014-07-23 ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105143489A CN105143489A (zh) 2015-12-09
CN105143489B true CN105143489B (zh) 2017-03-08

Family

ID=52393350

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480022395.3A Active CN105143489B (zh) 2013-07-25 2014-07-23 管线管用钢板和管线管

Country Status (7)

Country Link
EP (1) EP3026140B1 (zh)
JP (1) JP5748032B1 (zh)
KR (1) KR101709887B1 (zh)
CN (1) CN105143489B (zh)
BR (1) BR112015029358B1 (zh)
RU (1) RU2623569C1 (zh)
WO (1) WO2015012317A1 (zh)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20170074319A (ko) * 2015-12-21 2017-06-30 주식회사 포스코 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법
JP6645373B2 (ja) * 2016-07-19 2020-02-14 日本製鉄株式会社 厚鋼板とその製造方法
JP6869151B2 (ja) * 2016-11-16 2021-05-12 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法
KR101908819B1 (ko) 2016-12-23 2018-10-16 주식회사 포스코 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
JP6834550B2 (ja) * 2017-02-08 2021-02-24 日本製鉄株式会社 タンク用鋼材及びその製造方法
RU2648426C1 (ru) * 2017-08-24 2018-03-26 Акционерное общество "Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения", АО "НПО "ЦНИИТМАШ" Хладостойкая сталь
JP6344538B1 (ja) * 2017-09-19 2018-06-20 新日鐵住金株式会社 鋼管及び鋼板
WO2019064459A1 (ja) * 2017-09-28 2019-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP7216902B2 (ja) * 2018-10-10 2023-02-02 日本製鉄株式会社 油井用電縫鋼管およびその製造方法
JP7163777B2 (ja) * 2019-01-09 2022-11-01 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用鋼板
JP7149352B2 (ja) * 2019-02-13 2022-10-06 日本製鉄株式会社 燃料噴射管用鋼管およびそれを用いた燃料噴射管
CN113025892B (zh) * 2021-02-07 2022-04-19 首钢集团有限公司 一种可用于柔性生产的相强化钢及其柔性生产方法

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61165207A (ja) 1985-01-14 1986-07-25 Nippon Steel Corp 耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法
JPS62112722A (ja) 1985-11-13 1987-05-23 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法
JPS6338520A (ja) * 1986-08-01 1988-02-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法
JPH1180833A (ja) * 1997-09-05 1999-03-26 Nkk Corp 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法
JP3968011B2 (ja) * 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
JP4940886B2 (ja) * 2006-10-19 2012-05-30 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法
JP4972451B2 (ja) * 2007-04-20 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法
US8801874B2 (en) * 2007-11-07 2014-08-12 Jfe Steel Corporation Steel plate and steel pipe for line pipes
JP4490472B2 (ja) * 2007-11-12 2010-06-23 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法
ES2402548T3 (es) * 2007-12-04 2013-05-06 Posco Lámina de acero con alta resistencia y excelente dureza a baja temperatura y método de fabricación de la misma
JP2009228099A (ja) * 2008-03-25 2009-10-08 Sumitomo Metal Ind Ltd ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管及びその製造方法
RU2458996C1 (ru) * 2008-11-06 2012-08-20 Ниппон Стил Корпорейшн Способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочного трубопровода
JP4700741B2 (ja) 2009-02-18 2011-06-15 新日本製鐵株式会社 靭性に優れた厚肉耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法
WO2011027900A1 (ja) * 2009-09-02 2011-03-10 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP5131715B2 (ja) * 2009-09-09 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
WO2011052095A1 (ja) * 2009-10-28 2011-05-05 新日本製鐵株式会社 強度、延性の良好なラインパイプ用鋼板およびその製造方法
JP5857400B2 (ja) 2009-11-25 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
KR101688082B1 (ko) 2009-11-25 2016-12-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 내사우어성을 갖는 라인파이프용 용접 강관
CN101942978B (zh) * 2010-08-12 2012-01-11 中国石油天然气集团公司 一种高强度高塑韧性连续膨胀管的制备方法
JP5811591B2 (ja) * 2011-05-24 2015-11-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐圧潰性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度ラインパイプ及びその製造方法
TWI432585B (zh) * 2011-09-27 2014-04-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Pipeline heat coil and its manufacturing method
JP2013155064A (ja) 2012-01-27 2013-08-15 Tdk Corp 誘電体磁器組成物および電子部品
JP2013155063A (ja) 2012-01-27 2013-08-15 Nippon Electric Glass Co Ltd 結晶化ガラスの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2015012317A1 (ja) 2017-03-02
WO2015012317A1 (ja) 2015-01-29
BR112015029358A2 (pt) 2017-07-25
KR101709887B1 (ko) 2017-02-23
EP3026140A1 (en) 2016-06-01
EP3026140B1 (en) 2018-09-05
KR20150138301A (ko) 2015-12-09
JP5748032B1 (ja) 2015-07-15
CN105143489A (zh) 2015-12-09
BR112015029358B1 (pt) 2020-12-01
EP3026140A4 (en) 2017-03-08
RU2623569C1 (ru) 2017-06-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105143489B (zh) 管线管用钢板和管线管
US7879287B2 (en) Hot-rolled steel sheet for high-strength electric-resistance welded pipe having sour-gas resistance and excellent weld toughness, and method for manufacturing the same
US9809869B2 (en) Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet having excellent hydrogen induced cracking resistance and manufacturing method thereof
CN103459635B (zh) 耐应力腐蚀开裂性优异的耐磨损钢板及其制造方法
KR101600146B1 (ko) 신선성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재와 그의 제조방법, 및 고강도 스프링
KR101231270B1 (ko) 내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 저온용 고강도 강관 및 그 제조 방법
KR101664635B1 (ko) 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법
KR102379935B1 (ko) 강관 및 강판
CN104350168B (zh) 电阻焊钢管
JP5679114B2 (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN101755068A (zh) 变形特性优良的钢管及其制造方法
CN103649351A (zh) 耐酸性优良的面向管线管用焊接钢管的高强度热轧钢板及其制造方法
CN103108974A (zh) 韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
AU2003264947A1 (en) High strength seamless steel pipe excellent in hydrogen-induced cracking resistance and its production method
US10196702B2 (en) Electric resistance welded steel pipe for oil well
CN103687975A (zh) 低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法
KR20210132698A (ko) 전봉 강관 및 그의 제조 방법, 그리고 강관 말뚝
JPWO2020178943A1 (ja) ラインパイプ用電縫鋼管
KR20180085791A (ko) 용접 열영향부의 저온 인성 열화 및 용접 열영향부의 경도를 억제한 고항복강도를 갖는 비조질 강판
JP7115200B2 (ja) ラインパイプ用鋼板
CN113330125A (zh) 厚钢板及其制造方法
JP2003301236A (ja) 耐ｈｉｃ特性に優れた高強度鋼材
JP2021161524A (ja) 母材靭性および継手靭性に優れた高張力鋼板とその製造方法
JPH07179987A (ja) 耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性の優れた高強度鋼

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation