CN111094610B9 - 钢管和钢板 - Google Patents

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Abstract

一种钢管，具有由筒状的钢板构成的母材部、和设于所述钢板的对接部且在所述钢板的长度方向上延伸的焊接部；所述钢板具有规定的化学组成；所述钢板满足ESSP：1.5～3.0、且Ceq：0.20～0.50；从所述母材部的表面起直到深度1.0mm为止的范围即表层部的金属组织含有面积率的合计超过80％的选自粒状贝氏体、针状铁素体、回火贝氏体和回火马氏体之中的1种或两种以上；所述母材部的所述表层部中的最高硬度Hvmax为250Hv以下；屈服比为85％以上。

Description

钢管和钢板
技术领域
本发明涉及钢管和适合作为该钢管的原料的钢板。
背景技术
近年来，有油井、气井(以下有时总称为“油井”。)的钻井深度越来越 深的倾向。与此相伴，对油井用钢管要求高强度化。另外，由于油井用钢 管暴露于含有腐蚀性气体的酸性的严苛环境(高压硫化氢环境)中，因此 硫化物应力开裂(硫化物应力腐蚀开裂：Sulfide Stress Cracking，以下有 时称为“SSC”。)、氢致开裂(Hydrogen Induced Cracking，以下有时称为 “HIC”。)成为问题。另外，输送油、气的管线所使用的钢管也暴露与从油 井生产出的腐蚀性气体中。因此，对管线所使用的钢管(线管)也要求耐 硫化物应力开裂性(耐SSC性)和耐氢致开裂性(耐HIC性)。
以下，有时将耐硫化物应力开裂性(耐SSC性)和耐氢致开裂性(耐 HIC性)总称为“耐酸性”。
SSC、HIC主要在夹杂物和焊接部的近旁发生。因此，以往在要求高 强度和耐酸性的用途中主要使用无缝钢管。另外，在高压硫化氢环境下， 不是使用普通钢、低合金钢而是使用不锈钢钢管、高合金钢管。可是，最 近，从削减制造成本的观点出发，期望得到能够在高压硫化氢环境下使用 的便宜的钢管。
作为提高在高压硫化氢环境下的耐酸性的方法，例如在非专利文献1 中提出了：在125ksi级的高强度油井管中，(a)使非金属夹杂物微细分散 从而防止点蚀、(b)有效利用纳米尺寸的碳化物，通过高温回火来减少位 错密度、(c)通过M3C的球状化和防止粗大碳化物M23C6的生成，来改善 晶界碳化物的形态等等的组织控制。
在非专利文献1中公开了：改变环境条件来评价应用这些方法开发的 钢的耐SSC性，开发钢具有比以往钢优异的性能。
可是，非专利文献1涉及无缝钢管，不能够应用于干线等所使用的大 径焊接钢管，另外，作为对管线所使用的钢管很重要的特性的焊接性差等 等，存在应用范围受限的课题。
对此，在专利文献1和非专利文献2中，提出了一种基于硬度影响到 耐酸性这一见解而将母材部和焊接部的硬度规定为220Hv以下的耐酸性优 异的焊接钢管或该钢管用的钢板。
另外，在专利文献2中，提出了一种耐酸线管用高强度钢板，其中， 以质量％计，作为表示中心偏析部的硬度的指标的CP值(＝4.46×[％C] +2.37×[％Mn]/6+(1.74×[％Cu]+1.7×[％Ni])/15+(1.18×[％Cr] +1.95×[％Mo]+1.74×[％V])/5+22.36×[％P])为1.0以下，钢组 织为贝氏体组织，板厚方向的硬度的偏差ΔHV为30以下，并且，板宽度 方向的硬度的偏差ΔHV为30以下。
另外，在专利文献3中提出了一种钢板内的材质均匀性优异的耐酸线 管用高强度钢板，其中，金属组织为贝氏体组织，板厚方向的硬度的偏差 以ΔHv10计为25以下，板宽度方向的硬度的偏差以ΔHv10计为25以下， 钢板表层部的最高硬度以Hv10计为220以下。
另外，在专利文献4中，提出了一种耐氢致开裂性优异的调质钢板， 其中，在板厚方向上从钢板表面起直到1mm为止的范围的金属组织由选 自回火马氏体、回火贝氏体之中的1种或两种构成，在板厚方向上从板厚 中心部起的±1mm的范围的金属组织中，由选自回火马氏体、回火贝氏体 之中的1种或两种构成的主相的面积率为80％以上，主相以外的其余部分 由选自铁素体、珠光体、渗碳体、残余奥氏体之中的1种以上构成，而且， 在板厚方向上距离钢板表面为1mm的位置的硬度以维氏硬度计为250HV 以下，距离钢板表面为1mm的位置和板厚中心部的硬度差以维氏硬度计 为60HV以下。
专利文献1～4以及非专利文献2的钢板，在硫化氢分压为0.1MPa (1bar)以下的环境下的耐酸性提高。可是，最近的油井环境更加严酷化， 针对管线等所使用的焊接钢管的耐酸性的要求水准变得更高。以往，要求 在硫化氢分压为0.1MPa(1bar)以下的环境下的耐酸性，但是，最近，需 求能够耐受超过0.1MPa的高压硫化氢环境的材料。
根据本发明人的研究，专利文献1～4的钢板以及非专利文献2的钢板， 没有遍及表层部的全范围来控制组织和硬度，在硫化氢分压超过0.1MPa (1bar)的环境下的耐酸性并不充分。
在先技术文献
专利文献
专利文献1:日本国特开2011-017048号公报
专利文献2:日本国特开2012-077331号公报
专利文献3:日本国特开2013-139630号公报
专利文献4:日本国特开2014-218707号公报
非专利文献
非专利文献1:新日铁住金技报第397号(2013)，p.17～22
非专利文献2:JFE技报No.9(2005年8月)，p.19～24
发明内容
如上述那样，最近的油井环境更加严酷化，其结果，针对输送用的管 线所使用的焊接钢管的耐酸性的要求水准，比以往高度化。于是，本发明 的目的是提供能够在严酷的高压硫化氢环境中使用的耐酸性优异的钢管以 及成为该钢管的原料的钢板。
更具体而言，其目的是提供：具有与以往钢同等或在其之上的耐HIC 性，屈服强度为350MPa以上，并且即使在含有硫化氢分压超过0.1MPa 的硫化氢的30℃以下的环境中负载屈服强度的90％以上的应力也不发生 开裂的耐SSC性优异的钢管以及成为该钢管的原料的钢板。
本发明人为了研究解决上述课题的方法，观察了在硫化氢分压超过 0.1MPa的高压硫化氢环境(例如含有5％食盐和醋酸的H2S饱和溶液中) 中开裂了的钢板的断口和组织。其结果得到以下见解。
(a)要使在硫化氢分压超过0.1MPa的高压硫化氢环境下的耐酸性提 高的话，不仅需要控制钢板的耐HIC性，也需要控制耐SSC性。氢致开 裂(HIC)在存在于钢板中心部附近的中心偏析部发生。另一方面，硫化 物应力开裂(SSC)依赖于以往几乎没有被考虑的从钢管的表面起算的 1.0mm的范围(表层部)的组织以及硬度。
(b)若使表层部的金属组织主要为含有合计超过80％的粒状贝氏体、 针状铁素体、回火贝氏体、回火马氏体中的1种以上的组织，而且使表层 部的金属组织中的最高硬度为250Hv以下，则钢板的耐酸性(耐SSC性) 提高。
(c)为了如上述那样控制表层部的组织，在将用下述式(2)定义的碳 当量Ceq控制为0.20～0.50的基础上，严格地控制冷却模式是重要的。
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo] +[V])/5 ···(2)
[元素]：元素的质量％(不含的元素为0％)
(d)另外，应用了以卷取为前提的热轧钢板的制造方法的钢板，加速 冷却停止后的冷却速度比自然冷却(放冷)慢。在该情况下，硬度的偏差 变小，但得不到上述的表层部的组织和/或硬度。因此，为了得到上述的表 层部的组织以及硬度，需要通过所谓的厚板工序来制造。
本发明基于上述见解而完成。其要旨如下。
(1)本发明的一方式涉及的钢管，具有由筒状的钢板构成的母材部、 和设于上述钢板的对接部且在上述钢板的长度方向上延伸的焊接部；上述 钢板的化学组成以质量％计含有C：0.030～0.080％、Mn：0.80～1.60％、 Nb：0.006～0.100％、Ti：0.001～0.030％、Ca：0.0005～0.0050％、N： 0.0010～0.0080％、Cr：0～1.00％、Mo：0～0.50％、Ni：0～1.00％、Cu： 0～1.00％、V：0～0.10％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.0100％，且限 制为O：0.0050％以下、Si：0.50％以下、Al：0.060％以下、P：0.020％以 下、S：0.003％以下，余量包含Fe以及杂质；上述钢板用下述式(i)定 义的ESSP为1.5～3.0，并且，用下述式(ii)定义的Ceq为0.20～0.50； 从上述母材部的表面起直到深度1.0mm为止的范围即表层部的金属组织 含有面积率的合计超过80％的选自粒状贝氏体、针状铁素体、回火贝氏体 和回火马氏体之中的1种或两种以上；上述母材部的上述表层部中的最高 硬度Hvmax为250Hv以下；屈服比为85％以上。
ESSP＝[Ca]×(1-124×[O])/(1.25×[S]) …(i)
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo] +[V])/5 …(ii)
在此，上述式(1)和上述式(2)中的[Ca]、[O]、[S]、[C]、[Mn]、 [Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]分别表示上述钢板中的Ca、O、S、C、 Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V的以质量％计的含量。
(2)上述(1)涉及的钢管，上述钢板的上述化学组成也可以以质量％ 计含有选自Cr：0.10～1.00％、Mo：0.03～0.50％、Ni：0.10～1.00％、Cu： 0.10～1.00％、V：0.005～0.10％、Mg：0.0010～0.0100％、REM：0.0010～ 0.0100％之中的1种或两种以上。
(3)上述(1)或(2)涉及的钢管，上述Hvmax可以为240Hv以下。
(4)上述(1)～(3)的任一项所述的钢管，上述母材部的板厚可以 为10～40mm，管径可以为508mm以上。
(5)本发明的另一方式涉及的钢板，被用于上述(1)～(4)的任一 项所述的钢管的上述母材部。
根据本发明的上述方式，能够提供耐HIC性优异，屈服强度为350MPa 以上，并且，即使在含有硫化氢分压超过0.1MPa的硫化氢的30℃以下的 环境中负载屈服强度的90％以上的应力也不发生开裂的具有优异的耐SSC 性的钢管、和能够作为该钢管的原料使用的钢板。该钢板适合于石油、天 然气等的钻井用钢管或输送用钢管的制造，采用该钢板制造的钢管适合于 在高压硫化氢环境中使用。
附图说明
图1是示意地表示热轧结束后的加速冷却的一方式的图。
图2A是表示复热后的钢板的表层部的硬度分布的一例的图，是表示 复热次数为1次的情况下的硬度分布的图。
图2B是表示复热后的钢板的表层部的硬度分布的一例的图，是表示 复热次数为2次的情况下的硬度分布的图。
图2C是表示复热后的钢板的表层部的硬度分布的一例的图，是表示 复热次数为3次的情况下的硬度分布的图。
图3A是表示距离钢板的最表面为0.5mm处的组织(用扫描电子显微 镜拍摄)的图，是表示粒状贝氏体的一例的组织照片。
图3B是表示距离钢板的最表面为0.5mm处的组织(用扫描电子显微 镜拍摄)的图，是针状铁素体的代表性的组织照片。
图4是表示最高硬度、硫化氢分压和有无发生硫化物应力开裂(SSC) 的关系的图。
图5是表示本实施方式涉及的钢管的示意图。
具体实施方式
本发明的一实施方式涉及的钢管(本实施方式涉及的钢管)，
(i)具有由筒状的钢板构成的母材部、和设于上述钢板的对接部且在 上述钢板的长度方向上延伸的焊接部，
(ii)上述钢板具有规定的化学组成，并且，用下述式(1)定义的ESSP 为1.5～3.0，且用下述式(2)定义的Ceq为0.20～0.50，
(iii)从上述母材部的表面起直到深度1.0mm为止的范围即表层部的 金属组织，含有面积率的合计超过80％的选自粒状贝氏体、针状铁素体、 回火贝氏体和回火马氏体之中的1种或两种以上，
(iv)上述母材部的上述表层部中的最高硬度Hvmax为250Hv以下，优 选为240Hv以下，
(v)屈服比为85％以上，
(vi)优选母材部的板厚为10～40mm、管径为508mm以上。
ESSP＝[Ca]×(1-124×[O])/(1.25×[S]) …(1)
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo] +[V])/5 …(2)
在此，式(1)和式(2)中的[Ca]、[O]、[S]、[C]、[Mn]、[Cu]、 [Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]分别表示Ca、O、S、C、Mn、Cu、Ni、Cr、 Mo、V的以质量％计的含量。
另外，本发明的一实施方式涉及的钢板(本实施方式涉及的钢板)，可 被用于本实施方式涉及的钢管的母材部。即，通过将本实施方式涉及的钢 板加工成筒状，并将对接部进行焊接，能够得到本实施方式涉及的钢管。
以下对本实施方式涉及的钢管、本实施方式涉及的钢板、以及它们的 优选的制造方法进行说明。
本实施方式涉及的钢管的母材部(即，本实施方式涉及的钢板)，具有 以下所示的化学组成。在本实施方式中，只要没有声明，关于化学组成的 ％意指质量％。
C：0.030～0.080％
C是提高钢的强度所必需的元素。若C含量小于0.030％，则不能充 分得到强度提高效果。因此，C含量设为0.030％以上。优选为0.035％以 上。另一方面，若C含量超过0.080％，则马氏体、贝氏体、粒状贝氏体 等的低温相变生成相的硬度容易提高，并且，较多地生成碳化物，变得容 易发生HIC。因此，C含量设为0.080％以下。在要确保更优异的耐HIC 性和/或更加抑制焊接性和韧性的降低的情况下，C含量优选为0.070％以 下，更优选为0.065％以下，进一步优选为0.060％以下。
Mn：0.80～1.60％
Mn是使钢的强度和韧性提高的元素。若Mn含量小于0.80％，则不 能够充分得到这些效果。因此，Mn含量设为0.80％以上。Mn含量优选为 0.90％以上，更优选为1.00％以上。另一方面，若Mn含量超过1.60％， 则耐酸性降低。因此，Mn含量设为1.60％以下。优选为1.50％以下。
Nb：0.006～0.100％
Nb是形成碳化物、氮化物，抑制热轧中的再结晶，有助于提高钢的强 度和低温韧性的元素。若Nb含量小于0.006％，则不能够充分得到这些效 果。因此，Nb含量设为0.006％以上。优选为0.008％以上，更优选为0.010％ 以上。另一方面，若Nb含量超过0.100％，则Nb的碳氮化物积聚在中心 偏析部，耐HIC性降低。因此，Nb含量设为0.100％以下。优选为0.080％ 以下，更优选为0.060％以下。
Ti：0.001～0.030％
Ti是形成碳氮化物从而有助于晶粒的细粒化的元素。若Ti含量小于 0.001％，则不能够充分得到该效果。因此，Ti含量设为0.001％以上。优 选为0.008％以上，更优选为0.010％以上。另一方面，若Ti含量超过 0.030％，则过量地生成粗大的碳氮化物，耐HIC性、韧性降低。因此， Ti含量设为0.030％以下。优选为0.025％以下，更优选为0.020％以下。
Ca：0.0005～0.0050％
Ca是通过在钢中形成CaS来抑制在轧制方向上伸长的MnS的形成， 其结果有助于提高耐HIC性的元素。若Ca含量小于0.0005％，则不能充 分得到上述效果。因此，Ca含量设为0.0005％以上。优选为0.0010％以上， 更优选为0.0015％以上。另一方面，若Ca含量超过0.0050％，则氧化物 积聚，耐HIC性降低。因此，Ca含量设为0.0050％以下。优选为0.0045％ 以下，更优选为0.0040％以下。
N：0.0010～0.0080％
N是与Ti、Nb形成氮化物，有助于加热时的奥氏体粒的微细化的元 素。若N含量小于0.0010％，则不能充分得到上述效果。因此，N含量设 为0.0010％以上。优选为0.0020％以上。另一方面，若N含量超过0.0080％， 则Ti、Nb的氮化物粗大化并积聚，耐HIC性降低。因此，N含量设为 0.0080％以下。优选为0.0070％以下，更优选为0.0060％以下。
本实施方式涉及的钢管的母材部(本实施方式涉及的钢板)的化学组 成，除了上述元素以外，为了调整作为淬透性的指标的Ceq(后面叙述)， 或者，为了控制夹杂物的形态，也可以代替一部分Fe而以后述的范围含有 选自Cr、Mo、Ni、Cu、V、Mg、REM中的1种或两种以上。这些元素 为任意元素，也可以不含有。即，这些元素的含量的下限为0％。
Cr：0～1.00％
Ni：0～1.00％
Cu：0～1.00％
Cr、Ni、Cu是提高钢的淬透性的元素。为了获得该效果，优选以单 一的方式含有含量为0.10％以上的Cr、Ni、Cu中的一种、或者以复合的 方式含有含量分别为0.10％以上的Cr、Ni、Cu中的两种以上。另一方面， 若Cr含量、Ni含量、Cu含量分别超过1.00％，则硬度上升，耐酸性降低。 因此，即使在含有的情况下也将Cr含量、Ni含量、Cu含量的任一者都设 为1.00％以下。优选为Cr：0.70％以下、Ni：0.80％以下、Cu：0.70％以 下。
Mo：0～0.50％
Mo也是提高钢的淬透性的元素。为了获得该效果，优选将Mo含量 设为0.03％以上。另一方面，若Mo含量超过0.50％，则硬度上升，耐酸 性降低。因此，即使在含有的情况下也将Mo含量设为0.50％以下。优选 为0.35％以下。
V：0～0.10％
V也是提高钢的淬透性，抑制焊接热影响区的软化的元素。为了获得 该效果，优选将V含量设为0.005％以上。另一方面，若V含量超过0.10％， 则硬度上升，耐酸性降低。因此，即使在含有的情况下也将V含量设为 0.10％以下。优选为0.06％以下。
Mg：0～0.0100％
REM：0～0.0100％
Mg、REM是控制硫化物的形态，有助于提高耐HIC性的元素。为了 获得该效果，优选以单一的方式含有含量为0.0010％以上的Mg和REM 中的一者、或者以复合的方式含有含量分别为0.0010％以上的Mg和REM。 另一方面，若Mg含量和/或REM含量超过0.0100％，则硫化物粗大化， 不能够得到耐HIC提高的效果。因此，即使在含有的情况下也将Mg含量、 REM含量分别设为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。
在本实施方式中，所谓REM意指稀土元素，是钪(Sc)和镧系元素 的16种元素的总称，REM含量表示这16种元素的合计含量。
本实施方式涉及的钢管的母材部(本实施方式涉及的钢板)，含有上述 的必需元素，余量包含Fe以及杂质。或者，含有上述的必需元素，含有上 述的任意元素中的1种以上，余量包含Fe以及杂质。所谓杂质意指下述成 分，所述成分是在工业性制造钢材时从矿石或废料等之类的原料混入、或 者从制造工序的各种的环境混入的成分，是在不对钢给予不良影响的范围 所容许的成分。
杂质之中，O、Si、Al、P、S、Sb、Sn、Co、As、Pb、Bi、H、W、 Zr、Ta、B、Nd、Y、Hf和Re优选控制在后述的范围。特别是O、Si、 Al、P、S是通常混入的元素，需要限制在以下的范围。
O：0.0050％以下
O是不可避免地残留的元素。若O含量超过0.0050％，则生成氧化物， 耐HIC性降低。因此，O含量设为0.0050％以下。在确保韧性方面，优选 为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下。优选O含量少，也可以为0％。 可是，若将O减少为小于0.0001％，则制造成本大幅度地上升。因此，可 以将O含量设为0.0001％以上。从制造成本方面出发，优选为0.0005％以 上。
Si：0.50％以下
若Si含量超过0.50％，则韧性降低。因此，Si含量设为0.50％以下。 优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。Si含量也可以为0％。
另一方面，由于Si从钢原料和/或在炼钢过程中不可避免地混入，因此 在实用钢中，0.01％为Si含量的实质的下限。
另外，Si也可以为了脱氧而添加，在该情况下，可以将Si含量的下限 设为0.10％。
Al：0.060％以下
若Al含量超过0.060％，则生成Al氧化物积聚而成的团簇(cluster)， 耐HIC性降低。因此，Al含量设为0.060％以下。优选为0.050％以下， 更优选为0.035％以下，进一步优选为0.030％以下。优选Al含量少，Al 含量也可以为0％。
另一方面，由于Al从钢原料和/或在炼钢过程中不可避免地混入，因 此在实用钢中，0.001％为Al含量的实质的下限。
另外，Al也可以为了脱氧而添加，在该情况下，可以将Al含量的下 限设为0.010％。
P：0.020％以下
P是不可避免地混入、作为杂质而含有的元素。若P含量超过0.020％， 则耐HIC性、韧性降低。因此，P含量设为0.020％以下。优选为0.015％ 以下，更优选为0.010％以下。优选P含量少，下限包括0％。可是，若将 P含量减少为小于0.001％，则制造成本大幅度地上升，因此在实用钢中， 0.001％为P含量的实质的下限。
S：0.003％以下
S是不可避免地混入、作为杂质而含有的元素。另外，S是形成在热轧 时在轧制方向上延伸的MnS，使耐HIC性降低的元素。若S含量超过 0.003％，则耐HIC性显著降低。因此，S含量设为0.003％以下。优选为 0.002％以下，更优选为0.001％以下。优选S含量少，下限包括0％。可是， 若将S含量减少为小于0.0001％，则制造成本大幅度地上升，因此在实用 钢中，0.0001％为实质的下限。
Sb：0.10％以下
Sn：0.10％以下
Co：0.10％以下
As：0.10％以下
Pb：0.005％以下
Bi：0.005％以下
H：0.0005％以下
B：0.0003％以下
Sb、Sn、Co、As、Pb、Bi、H、B，有时从钢原料不可避免地混入， 但如果在上述的范围，则不损害本实施方式涉及的钢管的特性。因此，关 于这些元素，优选限制在上述的范围。
W、Zr、Ta、Nd、Y、Hf和Re：合计0.10％以下
这些元素有时从钢原料不可避免地混入，但如果在上述的范围，则不 损害本实施方式涉及的钢管的特性。因此，将这些元素的含量的合计限制 为0.10％以下。
本实施方式涉及的钢管的母材部，需要在将各元素的含量控制在上述 的范围的基础上，如以下所示那样将由成分的含量算出的ESSP和Ceq控 制在规定的范围。
ESSP：1.5～3.0
本实施方式涉及的钢管，为了确保与以往钢同等或在其之上的耐HIC 性，需要将用下述式(1)定义的ESSP设为1.5～3.0。
ESSP＝[Ca]×(1-124×[O])/(1.25×[S]) …(1)
[Ca]、[O]、[S]：Ca、O、S的以质量％计的含量。
为了确保耐HIC性，抑制在轧制方向上延伸的MnS的生成是有效的。 另外，为了抑制在轧制方向上延伸的MnS的生成，减少S含量、添加Ca 而形成CaS来固定S是有效的方法。另一方面，Ca与氧的亲合力比与S 的亲合力强，因此为了形成需要量的CaS，减少O含量是必要的。
ESSP是关于减去与氧结合了的Ca后的剩余的Ca(有效Ca)的指标。 具体而言，是表示是否存在以与S按原子量比结合为前提，相应于S含量 而需要的有效Ca量的指标。
若ESSP小于1.5，则相对于O含量和S含量，Ca含量不足，生成 MnS。在轧制中延伸了的MnS成为耐HIC性劣化的原因，因此ESSP设 为1.5以上。优选为1.6以上，更优选为1.7以上。
另一方面，若Ca含量变得过量，则大量地生成团簇状的夹杂物，担 心阻碍MnS的形态控制。如果使O含量、S含量少，则能够抑制团簇状 夹杂物的生成，但在ESSP超过3.0的情况下，用于降低O含量、S含量 的制造成本显著地上升。因此，ESSP设为3.0以下。优选为2.8以下，更 优选为2.6以下。
如果ESSP为1.5～3.0，则有效Ca量为用于MnS的形态控制的最低 限度所需的量以上，并且被调整为不生成团簇状夹杂物的临界量以下，因 此能够获得优异的耐HIC性。
Ceq：0.20～0.50
本实施方式涉及的钢管的母材部，为了在从表面起算的1.0mm的范围 (表层部)中，获得含有面积率的合计为80％以上的粒状贝氏体、针状铁 素体、回火贝氏体和回火马氏体中的1种或两种以上的金属组织，需要适 当地控制钢的淬透性。具体而言，需要将用下述式(2)定义的Ceq(碳当 量)设为0.20～0.50。
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo] +[V])/5 …(2)
[C]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]：C、Mn、Cu、Ni、 Cr、Mo、V的以质量％计的含量，在不含有的情况下记为0。
若Ceq小于0.20，则在组织中生成铁素体、珠光体，粒状贝氏体、针 状铁素体、回火贝氏体和回火马氏体中的1种或两种以上的合计成为80％ 以下。在该情况下，强度降低，耐酸性降低。因此，Ceq设为0.20以上。 优选为0.25以上。
另一方面，若Ceq超过0.50，则母材部和焊接部的表面硬度过度高， 耐酸性降低。因此，Ceq设为0.50以下。优选为0.45以下。
接着，对本实施方式涉及的钢管的母材部(本实施方式涉及的钢板) 的金属组织进行说明。
在从表面起算的1.0mm的范围(表层部)中，粒状贝氏体、针状铁素 体、回火贝氏体和回火马氏体中的1种或两种以上：组织分率(面积率) 的合计超过80％
在本实施方式涉及的钢管中，为了将表层部的最高硬度抑制在250Hv 以下，确保所需要的强度和优异的耐酸性，在表层部中，需要含有面积率 的合计超过80％的选自粒状贝氏体、针状铁素体、回火贝氏体和回火马氏 体中的1种或两种以上。若这些组织的面积率的合计为80％以下，则不能 够得到充分的强度和耐酸性。
优选：粒状贝氏体、针状铁素体、回火贝氏体和回火马氏体中的1种 或两种以上以面积率的合计计为85％以上。更优选：粒状贝氏体、针状铁 素体、回火贝氏体和回火马氏体中的1种或两种以上以面积率的合计计为 90％以上。
另外，优选：粒状贝氏体和针状铁素体的合计面积率超过80％。
在金属组织中，作为粒状贝氏体、针状铁素体、回火贝氏体和回火马 氏体以外的组织(其余部分)，有时含有多边形铁素体和准珠光体(疑似珠 光体：疑似パーライト)中的1种或两种。如果这些组织以面积率计存在 20％以上，则难以确保所需要的强度，另外，耐酸性降低，因此多边形铁 素体和/或准珠光体的面积率设为小于20％。优选为15％以下，更优选为 10％以下。
各组织的面积率的测定，通过使用扫描电子显微镜，以例如1000倍的 倍率观察金属组织而得到。表层部的组织，通过对距离钢板的表面为 0.1mm、0.2mm以及0.5mm的位置进行测定，并将各个位置处的面积率进 行平均来得到。
在本实施方式中，多边形铁素体是作为在粒内不含粗大的渗碳体和 MA等的粗大的析出物的块状的组织而被观察到的组织。
针状铁素体，是原始奥氏体晶界不明了、粒内以随机(无规则)的晶 体取向生成针状形状的铁素体(不存在碳化物和奥氏体-马氏体组元)的组 织。
粒状贝氏体是在针状铁素体与贝氏体的中间的相变温度下生成，具有 针状铁素体与贝氏体的中间的组织性特征的组织。具体而言，是能部分性 地看到原始奥氏体晶界，混合存在在粒内存在粗的板条组织、且在板条内、 板条间散布细小的碳化物和奥氏体-马氏体组元的部分、和原始奥氏体晶界 不明了的针状或无定形的铁素体的部分的组织。
贝氏体是原始奥氏体晶界明了、粒内细的板条组织发达、且在板条内、 板条间散布细小的碳化物和奥氏体-马氏体组元的组织。但是，在本实施方 式中，贝氏体不最终地存在，存在在其后的复热中其被回火而成的回火贝 氏体。
回火贝氏体和回火马氏体，在扫描电子显微镜的观察中不能够将各自 区别开，但都是呈板条形状并在板条内、板条边界分散有碳化物的组织。
图3A、图3B示出本实施方式涉及的钢管的母材部的距离钢板的表面 为0.5mm处的金属组织(用扫描电子显微镜拍摄)。图3A中的用圆包围 的部分的组织为粒状贝氏体。另外，图3B是主要含有针状铁素体的组织。
在本实施方式涉及的钢管中，对于表层部以外的组织没有进行规定。 可是，在采用后述的制造方法来如上述那样地控制表层部的组织的情况下， 表层部以外的组织、例如1/2t部(壁厚中心部)的组织成为针状铁素体和 粒状贝氏体为主体的组织。
从表面起直到深度1.0mm为止的范围(表层部)的最高硬度Hvmax： 250Hv以下
SSC起因于钢板表面的微小瑕疵、微小裂纹而发生。因此，在钢板和 由钢板制造的钢管中，成为微小瑕疵、微小裂纹的发生源的表层部的金属 组织以及硬度是重要的。尤其不仅是距离表面为深度1.0mm的位置，控制 从表面起直到深度1.0mm为止的范围整体中的最高硬度是重要的。
在本实施方式涉及的钢管中，为了确保耐HIC性和优异的耐SSC性， 在如前述那样控制表层部的金属组织的基础上，将表层部的最高硬度设为 250Hv以下。上述表层部的最高硬度优选为248Hv以下，更优选为240Hv 以下。
从钢板表面起直到深度1.0mm为止的表层部的最高硬度的测定，如以 下那样进行。
首先，从在钢板的宽度方向上距离钢板的宽度方向的端部(在钢管的 情况下，相当于对接部)为1/4、1/2以及3/4的位置(用钢管来说，将焊 接部设为0点钟位置的情况下的、分别为3点钟、6点钟以及9点钟的位 置)，通过气割来切出300mm见方(300mm×300mm)的钢板，从切出的 钢板的中心通过机械切割来制取长度20mm、宽度20mm的块状试样，通 过机械研磨来进行研磨。就1个块状试样而言，采用维氏硬度计(载荷： 100g)，以距离表面为0.1mm处为始点，来对合计100点进行测定，所述 合计100点是：在板厚方向上以0.1mm间隔10点×在同一深度以宽度方向 1.0mm间隔10点。即，采用3个块状试样测定合计300点。
上述测定的结果，如果在板厚方向上没有连续地出现2点以上的超过 250Hv的测定点，则判断为表层部的最高硬度为Hv250以下。
本实施方式涉及的钢管的母材，在板厚方向上连续地存在2点以上的 超过250Hv的测定点的情况下，耐SSC性降低，因此不被容许。因此，在 本实施方式中，即使存在1点的超过250Hv的测定点，如果在板厚方向上 没有连续地出现2点以上，则该点也视为异常点而不采用，将次高的值作 为最高硬度。另一方面，在板厚方向上连续地存在2点以上的超过250Hv 的测定点的情况下，也采用其值，并将最高的值作为最高硬度。
进而，本发明人针对在更严苛的环境下的耐SSC性进行了研究。其结 果判明：如果将以粒状贝氏体、针状铁素体、回火贝氏体、和/或、回火马 氏体为主体的金属组织作为前提，则能够如图4所示那样采用最高硬度和 硫化氢分压来整理在pH满足下述式(4)的环境下的硫化物应力开裂(SSC) 的发生的有无。
pH≤-0.8×PH2S+5.4 …(4)
PH2S：硫化氢分压(MPa)
具体而言判明：如果在形成为以粒状贝氏体、针状铁素体、回火贝氏 体、和/或、回火马氏体为主体的金属组织的基础上，从钢板的表面起直到 深度1.0mm为止的表层部的最高硬度与硫化氢分压的关系满足下述式 (3)，则耐SSC性提高，即使在满足式(4)的的严苛的环境下也不发生 SSC。
Hvmax≤-5×log(PH2S)+245 …(3)
PH2S：硫化氢分压(MPa)
log：常用对数
若表层部的最高硬度Hvmax超过上述式(3)的右边(界限硬度)，则 耐SSC性和耐HIC性降低。
如图4所示，如果表层部的最高硬度为240Hv以下，则即使在硫化氢 分压为10MPa的情况下也不发生SSC开裂，因此优选。
另一方面，如果是在pH和PH2S不满足上述式(4)的环境下，则将 表层部的最高硬度设为250Hv以下即可。
在本实施方式涉及的钢管中，关于距离表面为板厚的1/2的位置即1/2t 部(t：板厚)的最高硬度，可以不进行规定，但如果将1/2t部附近以1.0mm 间距在长度方向上测定10点以上时的最高硬度为250Hv以下，则能够更 加提高耐HIC性，因此优选。
本实施方式涉及的钢管的母材部(本实施方式涉及的钢板)，即使在 30℃以下的包含5％的食盐以及醋酸的H2S饱和溶液环境中负载屈服强度 的90％以上的应力，也不发生硫化物应力开裂。即，在上述溶液环境中断 裂的应力为屈服强度的90％以上。
接着，对本实施方式涉及的钢管的机械特性进行说明。
屈服强度：350MPa以上
为了在本实施方式涉及的钢管中确保所需要的强度，本实施方式涉及 的钢管的母材部的屈服强度以350MPa以上为目标。优选为400MPa以上。 屈服强度的上限不特别限定，但在耐酸性、加工性的方面，API5L的X70 所规定的630MPa为实质的上限。在耐酸性、加工性的方面，优选为600MPa 以下。
屈服比：85％以上
本实施方式涉及的钢管的屈服比为85％以上。若屈服比太低，则抗拉 强度相对于所要求的屈服强度之比过高，因此将屈服比设为85％以上。
屈服强度、屈服比，通过在与钢管的长度方向垂直的方向(C方向) 上制取API全厚拉伸试样，扁平化后，进行拉伸试验来得到。
板厚：10～40mm
管径：508mm(20英寸)以上
在作为石油、天然气等的钻井用钢管或输送用钢管的情况下，板厚优 选为10～40mm，管径优选为508mm以上。考虑厚板轧机、UO轧机等的 设备制约，管径优选为56英寸(1422.4mm)以下。
本实施方式涉及的钢管，通过将本实施方式涉及的钢板加工成筒状， 将筒状钢板的两端部对接来进行焊接而得到。因此，如图5所示，在钢板 的对接部具有在钢板的长度方向上延伸的焊接部。焊接部通常从钢板的长 度方向的一端部到另一端部连续地设置。
一般地，在钢管焊接中，被施工成焊接部的厚度比母材部大。另外， 焊缝金属与母材相比为高合金，耐蚀性也高。因此，焊接部基本不会成为 SSC的起点。因此，本实施方式涉及的钢管的焊接部，只要是采用SAW焊 接等以通常的条件得到的，就不特别地限定。
接着，对本实施方式涉及的钢管、以及成为其原料的本实施方式涉及 的钢板的优选的制造方法进行说明。
本实施方式涉及的钢管，不依赖于制造方法，只要具有上述的构成就 能获得其效果，但如果采用例如以下那样的制造方法，则能够稳定地得到， 因此是优选的。
本实施方式涉及的钢板，可通过包括以下工序的制造方法来得到：
(I)将具有规定的化学组成的钢坯加热至1000～1250℃而供于热轧， 并在Ar3点以上的温度结束热轧(热轧工序)；
(II)将热轧工序后的钢板进行多段的加速冷却(第1冷却工序)，所 述多段的加速冷却是进行合计为3次以上的下述水冷的冷却：从Ar3点以 上的温度进行的水冷停止温度为500℃以下且使得在停止水冷后由复热引 起的最高到达温度超过500℃的水冷、和其后从由复热引起的最高到达温 度进行的水冷停止温度为500℃以下且使得在停止水冷后由复热引起的最 高到达温度超过500℃的水冷；
(III)在第1冷却工序后，以200℃/小时以上的平均冷却速度冷却到 500℃以下(第2冷却工序)。
本实施方式涉及的钢管，进一步通过以下工序来得到：
(IV)将第2冷却工序后的钢板成形为筒状(成形工序)；
(V)将筒状钢板的两端部对接并进行焊接(焊接工序)。
关于各工序，说明优选的条件。
(热轧工序)
将钢坯加热至1000～1250℃而供于热轧，所述钢坯是对具有与本实施 方式涉及的钢管的母材相同的化学组成的钢液进行铸造而制造的。在热轧 之前的钢液的铸造以及钢坯的制造只要按照常规方法来进行即可。
在钢坯的轧制时，若加热温度小于1000℃，则变形阻力没有减少，轧 制机的负荷增大，因此加热温度设为1000℃以上。优选为1100℃以上。另 一方面，若加热温度超过1250℃，则钢坯的晶粒粗大化，强度和韧性降低， 因此加热温度设为1250℃以下。
将被加热了的钢坯在Ar3点以上的温度域进行热轧来制成钢板，在 Ar3点以上的温度结束热轧。若终轧温度小于Ar3点，则在钢板组织中生 成加工铁素体，强度降低。因此，终轧温度设为Ar3点以上。
(第1冷却工序)
对在Ar3点以上的温度结束了热轧的钢板，在Ar3点以上的温度下开 始加速冷却。关于冷却，以表面温度计，最初，从Ar3点以上的温度进行 水冷停止温度为500℃以下、且使得在停止水冷后由复热引起的最高到达 温度超过500℃的水冷，其后，从由复热引起的最高到达温度进行水冷停 止温度为500℃以下、且使得在停止水冷后由复热引起的最高到达温度超 过500℃的水冷。在第1冷却工序中，进行多段的加速冷却，所述多段的 加速冷却是进行合计为3次以上的如上述那样的使得由复热引起的最高到 达温度超过500℃的水冷的冷却。
为了使由复热引起的最高到达温度超过500℃，使表面和内部的温度 差大是重要的。表面和内部的温度差可通过变更水冷中的水量密度、冲撞 压力等来调整。
图1是示意地表示在热轧结束后，连续地进行3次的使得由水冷停止 后的复热引起的最高到达温度超过500℃的水冷的情况下的多段的加速冷 却的一方式的图。
如果由复热引起的最高到达温度为500℃以下，则不能够使钢板的硬 度、特别是从表面起直到深度1.0mm为止的表层部的最高硬度成为250Hv 以下。另外，即使超过500℃的复热次数小于3次，也不能够使表层部的 最高硬度成为250Hv以下。因此，以最高到达温度成为超过500℃的温度 的复热成为3次以上的方式进行加速冷却。
多段冷却中的各水冷的冷却停止温度，优选设为超过Ms点的温度， 以避免生成作为硬质相的马氏体。
另外，若复热前的水冷停止温度超过500℃，则不能够获得规定的组 织，因此将水冷停止温度设为500℃以下。
图2A～图2C示出复热后的钢板的表层部的硬度分布的一例。图2A 示出满足上述的条件的复热的次数为1次的情况下的硬度分布，图2B示 出复热次数为2次的情况下的硬度分布，图2C示出复热次数为3次的情 况下的硬度分布。在图中，Max.是从钢板的表面起直到深度1.0mm为止的 表层部的最高硬度Hvmax，Ave.是从钢板的表面起直到深度1.0mm为止的 表层部的平均硬度。
如图2C所示，通过进行3次复热，从钢板的表面起直到深度1.0mm 为止的表层部的最高硬度Hvmax降低至250Hv以下。由于复热次数是直到 上述表层部的最高硬度Hvmax达到250Hv以下为止的次数，因此不需要规 定复热次数的上限。
通过使复热次数超过3次，能够使最高硬度更低、例如稳定地成为 240Hv以下。
(第2冷却工序)
在第1冷却后(3次以上的水冷以及复热完了后)，以200℃/小时以上 的平均冷却速度冷却到500℃以下(第2冷却)。
若直到500℃以下为止的平均冷却速度小于200℃/小时，则不能够获 得规定的组织。
(成形工序)
(焊接工序)
通过将本实施方式涉及的钢板成形为筒状，将成形为筒状的钢板的两 端部对接并进行焊接，形成本实施方式涉及的钢管。
本实施方式涉及的钢板向钢管的成形，不限定于特定的成形方法。例 如，也能够使用温热加工，但在尺寸精度方面优选冷加工。
焊接也不限定于特定的焊接，但优选埋弧焊接(SAW)。如果本实施 方式涉及的钢管的焊接部的最高硬度在上述的范围，则不限定焊接条件等。 可是，在将本实施方式涉及的钢板作为原料使用的情况下，通过采用SAW 焊接等，使用3电极或4电极，根据板厚在线能量为2.0kJ/mm～10kJ/mm 的条件范围进行焊接，最高硬度变为250Hv以下，因此优选。
在本实施方式涉及的钢管的制造方法中，也可以进行将焊接部加热至 Ac1点以下来回火的焊缝热处理，以避免在焊接部中生成对耐酸性有害的 组织(面积率超过20％的多边形铁素体和准珠光体等)。
由于不对本实施方式涉及的钢管的母材部实施热处理，因此母材部的 金属组织与本实施方式涉及的钢板的金属组织相同。本实施方式涉及的钢 管，母材部、焊接部都具备与以往钢同等或在其之上的耐HIC性，而且具 备优异的耐SSC性。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，实施例中的条件是为了确认本发 明的可实施性以及效果而采用的一条件例，本发明并不被该一条件例限定。 在不脱离本发明的要旨而达到本发明的目的的限度下，本发明能够采用各 种的条件。
(实施例1)
对具有表1-1、1-2中所示的成分组成的钢液进行连续铸造，制造出 240mm厚的钢板坯。使用该板坯，以表2-1、2-2中所示的制造条件制 造出表3-1～3-4中所示的钢板。在表2-1中，在第1冷却的水冷停止 温度栏中，所谓OK表示在多段加速冷却的各水冷后水冷停止温度都为 500℃以下的例子，NG表示有冷却停止温度超过500℃的情况的例子。
另外，在第1冷却中，关于冷却速度，仅记载了第1次的冷却速度， 但第2次以后也为同等的冷却速度。
No.1～22、54～56为发明钢板，No.23～53为比较钢板。
表1-1
Figure BDA0002414864640000231
下划线意指在本发明的范围外。
表1-2
Figure BDA0002414864640000241
下划线意指在本发明的范围外。
表2-1
Figure BDA0002414864640000251
表2-2
Figure BDA0002414864640000261
从得到的钢板制取API5L全厚拉伸试样，按照API5L标准测定了抗 拉强度。
另外，测定从表面起直到深度1.0mm为止的表层部的硬度，并且利用 扫描电子显微镜观察了表层部的金属组织。
另外，作为参考，也实施了1/2t部的最高硬度的测定。
(表层部的最高硬度)
以钢板的宽度方向的端部(在为钢管的情况下，相当于对接部)为起 点，从钢板的宽度方向的1/4、1/2以及3/4的位置通过气割来切出300mm 见方的钢板，从切出的钢板的中心通过机械切割来制取长度20mm、宽度 20mm的块状试样，通过机械研磨来进行研磨。关于这些块状试样，分别 采用维氏硬度计(载荷：100g)，以距离表面为0.1mm深度的位置为始点， 来对3个试样中的合计300点进行测定，得到最高硬度，其中，就单个试 样而言，有合计100点，所述合计100点是：在板厚方向上以0.1mm间隔 10点×在同一深度以宽度方向1.0mm间隔10点。
此时，即使存在1点的超过250Hv的测定点，如果在板厚方向上没有 连续地出现2点以上，则该点也视为异常点而不采用，将次高的值作为最 高硬度。另一方面，在板厚方向上连续地存在2点以上的超过250Hv的测 定点的情况下，将最高的值作为最高硬度。
(组织观察)
关于表层部的金属组织，将研磨了的试样在3％硝酸与97％乙醇的混 合溶液中浸渍数秒～数十秒来进行腐蚀，使金属组织出现，使用扫描电子显 微镜，以1000倍的倍率对距离表面为0.1mm、0.2mm、0.5mm的位置进 行观察。各组织的面积率为这些视场的平均值。
在表3中示出结果。表3中的其余部分组织的面积率是“粒状贝氏体、 针状铁素体、回火贝氏体和回火马氏体”以外的组织的面积率。
距离表面为5mm的位置的金属组织也同样地观察。
(1/2t部(壁厚中心部)的最高硬度)
在长度方向上以1.0mm间距对1/2t部附近进行10点的测定，求出最 高硬度。
表3-1
Figure BDA0002414864640000281
表3-2
Figure BDA0002414864640000291
表3-3
Figure BDA0002414864640000301
表3-4
Figure BDA0002414864640000311
如表3所示，在作为发明例的试验No.1～22、54～56中，表层部(从表 面起直到深度1.0mm为止的表层)具有规定的金属组织，最高硬度为250Hv 以下。
(实施例2)
将表3中所示的钢板冷加工成圆筒状，将圆筒状的钢板的两端部对接， 采用3电极或4电极，根据板厚在线能量为2.0kJ/mm～10kJ/mm的范围的 条件下进行埋弧焊接(SAW)，来制造出钢管。对一部分钢管的焊接部实 施了加热至400℃～Ac1点的热处理。
从得到的钢管按照API5L标准沿周向制取全厚拉伸试样，扁平化后， 测定了屈服强度和抗拉强度。
另外，作为耐SSC性的评价，制取4点弯曲试样，依据NACE TM 0177 标准，进行表4中所示的各种的硫化氢分压、pH3.5的溶液环境中的在90％ 实屈服应力下的4点弯曲试验，调查有无开裂发生。在没有发生开裂的情 况下，判断为耐SSC性优异。
另外，作为耐HIC性的评价，制取长度100mm×宽度20mm的全厚试 样，依据NACE TM 0284标准，以在含有5％食盐和0.5％醋酸的溶液中 使0.1MPa的硫化氢饱和了的条件将该试样进行96小时的浸渍，求出其后 的开裂面积率。如果开裂面积率为3％以下，则判断为耐HIC性优异。
与实施例1同样地测定钢板的表层部、壁厚中心部(1/2t部)的最高 硬度，并且用光学显微镜观察了表层部的金属组织。
将结果示于表4(注：“No Crack”表示无开裂；“Crack”表示开裂)。
表4-1
Figure BDA0002414864640000331
表4-2
Figure BDA0002414864640000341
表4-3
Figure BDA0002414864640000351
表4-4
Figure BDA0002414864640000361
可知，本发明例的钢管(试验No.1～22、54～56)，具有与以往钢同 等或在其之上的耐HIC性，并且耐酸性(耐硫化物应力开裂性(耐SSC 性)优异。
产业上的可利用性
如前述那样，根据本发明，能够提供屈服强度为350MPa以上、具备 充分的耐HIC性、而且即使在含有超过0.1MPa的硫化氢的30℃以下的环 境中负载屈服强度的90％以上的应力也不开裂的钢板和钢管。因此，本发 明在产业上的可利用性高。
附图标记说明
1 钢管
2 钢板(母材部)
3 焊接部

Claims (6)

1.一种钢管，其特征在于，具有：
由筒状的钢板构成的母材部；和
设于所述钢板的对接部且在所述钢板的长度方向上延伸的埋弧焊焊接 部，
所述钢板的化学组成以质量％计含有
C：0.030～0.080％、
Mn：0.80～1.60％、
Nb：0.006～0.100％、
Ti：0.001～0.030％、
Ca：0.0005～0.0050％、
N：0.0010～0.0080％、
Cr：0～1.00％、
Mo：0～0.50％、
Ni：0～1.00％、
Cu：0～1.00％、
V：0～0.10％、
Mg：0～0.0100％、
REM：0～0.0100％，
且限制为
O：0.0050％以下、
Si：0.50％以下、
Al：0.060％以下、
P：0.020％以下、
S：0.003％以下，
余量包含Fe以及杂质，
所述钢板用下述式(1)定义的ESSP为1.5～3.0，并且用下述式(2) 定义的Ceq为0.20～0.50，
从所述母材部的表面起直到深度1.0mm为止的范围即表层部的金属 组织含有面积率的合计超过80％的选自粒状贝氏体、针状铁素体、回火贝 氏体和回火马氏体之中的1种或两种以上，
所述母材部的所述表层部中的最高硬度Hvmax为250Hv以下，
屈服比为85％以上，
ESSP＝[Ca]×(1－124×[O])/(1.25×[S])…(1)
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo] +[V])/5…(2)
其中，所述式(1)和所述式(2)中的[Ca]、[O]、[S]、[C]、[Mn]、 [Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]分别表示所述钢板中的Ca、O、S、C、 Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V的以质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的钢管，其特征在于，
所述钢板的所述化学组成以质量％计含有选自
Cr：0.10～1.00％、
Mo：0.03～0.50％、
Ni：0.10～1.00％、
Cu：0.10～1.00％、
V：0.005～0.10％、
Mg：0.0010～0.0100％、
REM：0.0010～0.0100％
之中的1种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的钢管，其特征在于，所述Hvmax为240Hv 以下。
4.根据权利要求1或2所述的钢管，其特征在于，
所述母材部的板厚为10～40mm，
管径为508mm以上。
5.根据权利要求3所述的钢管，其特征在于，
所述母材部的板厚为10～40mm，
管径为508mm以上。
6.一种钢板，其特征在于，被用于权利要求1～5的任一项所述的钢管 的所述母材部。
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