CN105143487A - 耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板和线管 - Google Patents

耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板和线管 Download PDF

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Abstract

本发明提供耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板及其制造方法。其是板厚为25mm以上且45mm以下的厚壁高强度线管用钢板，表层部的金属组织含有加工铁素体：5％以上且通过下述式1a求出的Sfe1％以下，马氏体-奥氏体混成物(MA)为8％以下，剩余部分由多边形铁素体和/或贝氏体构成，板厚中央部的金属组织为加工铁素体：5％以下、MA：5％以下，剩余部分由针状铁素体和/或贝氏体的一者或两者构成，表层部及板厚中央部中的有效晶体粒径的平均值为20μm以下。Sfe1＝0.6552×TH-4.7826式1a其中，TH：钢板的板厚。

Description

耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板和线管
技术领域
本发明涉及耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，特别是涉及最适合于天然气或原油输送用的线管的原材料的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板和线管。
背景技术
近年来，作为原油、天然气的长距离输送方法，管线的重要性越来越高。长距离输送用的干线线管的设计的想法主要基于美国石油协会(API)标准，以往，为了防止负荷内压时的破裂，开发了抗拉强度、低温韧性优异的线管。
在为了提高原油、天然气的输送效率而提高内压时，需要线管的高强度化及厚壁化，进而在将线管铺设于寒冷地区的情况下特别要求低温韧性。但是，一般由于高强度化、厚壁化，钢材的韧性的确保变得困难。
为了减少厚壁材料的板厚方向的硬度变化，改善低温韧性，专利文献1中，提出了在金属组织变成奥氏体和铁素体的2相的温度域(2相域)中进行轧制的方法。通过上述方法，可以将厚壁材料的金属组织制成在微细针状铁素体组织中混入了岛状马氏体的组织。
此外，最近，对于线管的要求特性多样化，除了强度及低温韧性以外，有时还要求不会因外压而压碎的耐压碎特性、在含有硫化氢等的酸环境中不会产生裂纹的耐酸性。特别是在将管线铺设于深海中时，要求兼顾耐压碎特性及低温韧性这样的相反的特性。但是，由于线管的厚壁化，该耐压碎特性及低温韧性的兼顾变得非常困难。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平8-041536号公报
专利文献2：日本特开2010-084170号公报
专利文献3：日本特开2010-084171号公报
专利文献4：日本特开2011-132599号公报
专利文献5：日本特开2011-163455号公报
发明内容
发明所要解决的问题
如上述那样，近年来，对于铺设于深海中的天然气、原油输送用的线管的要求特性存在复杂化的倾向，变得还要求厚壁化、高强度化、低温韧性、耐酸性、进而压碎特性。
在上述的专利文献1的情况下，没有考虑对耐酸性、耐压碎性的应对。特别是存在由于岛状马氏体成为破坏的起点，从而使破坏韧性降低的问题。
针对这种问题，提出了抑制硬质的马氏体的生成而抑制铁素体与贝氏体的硬度差的方法、通过利用微细的贝氏体来抑制鲍欣格效应的方法(例如，参照专利文献2～4)。
近年来，对于线管的要求特性存在多样化的倾向，其中特别是深海用线管的要求特性发生复杂化。具体而言，除了厚壁化、屈服应力(YS)、抗拉强度(TS)、低温韧性(-10℃下的DWTT延性断口率)以外，还要求耐酸性、进而压碎特性(200℃下的时效后的圆周方向的压缩的0.2％流动应力)。
然而，就现有的技术(例如专利文献2～5等)而言，能全部兼顾这些特性是非常困难的。
专利文献2中公开的发明考虑了对脆性裂纹传播停止性能及低温韧性的应对，但没有考虑对耐酸性、耐压碎性的应对。此外，专利文献3中公开的发明考虑了低温韧性、压碎特性，但没有考虑对耐酸性的应对。此外，专利文献4中公开的发明谋求了压缩强度及低温韧性的平衡、高的压缩强度与耐酸性能的兼顾，但没有考虑上述的压碎特性(200℃下的时效后的圆周方向的压缩的0.2％流动应力)。
专利文献5中发现：在板厚为25mm以上的美国石油协会(API)标准X80(抗拉强度为620MPa以上)以下的线管用钢管的情况下，将板厚的中央部制成微细的贝氏体组织是极其困难的。为了解决这样的技术课题，专利文献5中，提出了以使C的含量降低、将金属组织制成以贝氏体为主体的低温相变组织而使韧性提高的钢材为基础，添加Mo而提高淬火性，抑制Al的添加而有效利用晶内贝氏体的制造方法。
专利文献5中公开的发明通过提高母材的淬火性，并由以钢板整体为贝氏体主体的均匀的金属组织构成，从而将HAZ的有效晶粒微细化。专利文献5中公开的发明的意图是焊接部的低温韧性化，但没有考虑对耐酸性、耐压碎性的应对。
此外，在板厚的中央部中，基于控制轧制的压下及基于控制冷却的冷却速度变得不充分。因此，即使是淬火性提高的情况下，伴随着板厚的增加，使钢板整体变成均匀的金属组织也是困难的。
此外，以往，线管用钢板的板厚经常为20mm以下的薄壁，若在API标准中为X65级左右的强度，则能够容易地确保耐酸性、低温韧性、耐压碎特性这样的多样特性。这是由于，在热轧中充分确保压下率而有效晶体粒径变得微细，进而利用加速冷却的表层与板厚中央部的冷却速度的差小，金属组织发生均质化。然而，若变成板厚为25mm以上、特别是30mm以上的厚壁，则满足耐酸性、低温韧性、耐压碎特性的全部变得困难。
特别是耐压碎特性的确保与低温韧性的确保相反，就现有技术而言，还没有设计出能够兼顾耐压碎特性和低温韧性那样的材料。
本发明鉴于这样的实际情况，课题是提供最适合于天然气、原油输送用的线管的原材料的、以良好的平衡具有耐酸性、耐压碎特性及低温韧性的厚壁高强度线管和上述厚壁高强度线管用钢板。
用于解决问题的手段
本发明人为了得到线管用钢板中耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，着眼于金属组织及晶体粒径进行了深入研究。其结果发现，在厚壁线管(也称为“厚壁钢管”)中，关于用于达成(1)强度与耐酸性的兼顾、(2)厚壁钢管的强度与耐压碎特性的兼顾、(3)厚壁钢管的强度与低温韧性的兼顾的成分、金属组织、制造方法等，分别可以按照如下所述进行整理。
(1)强度与耐酸性的兼顾
为了在不损害耐酸性的情况下提高线管的强度，将作为上述线管的母材的钢板的金属组织制成针状铁素体或贝氏体的均匀的组织是有效的。此外，为了提高耐酸性，必须抑制中心偏析部的硬化。
这里，对在酸环境中产生的裂纹的机制进行说明。酸环境中的裂纹、特别是氢诱发裂纹(HIC)特别是起因于在存在于钢板的中心偏析部中的伸长的MnS系夹杂物等钢中的缺陷的周围聚集的氢。即，在酸环境中，侵入钢中的氢聚集在这些缺陷的周围而变成气体，在其压力超过钢的破坏韧性值(KIC)的情况下，产生裂纹。进而，若钢的中心偏析部、夹杂物的周边等发生硬化，则裂纹变得容易传播。因此，就在酸环境中使用的线管而言，抑制伸长的MnS的生成、中心偏析的硬化相的形成是有效的，具体而言，使加速冷却在稍高温下停止、例如按照钢的中心偏析部的温度达到400℃以上的方式停止热轧后的加速冷却是有效的。另外，所谓中心偏析部是指起因于铸造时的凝固偏析，在钢板的板厚中央部中Mn等成分发生浓化的部位。
(2)厚壁钢管的强度与耐压碎特性的兼顾
在厚壁钢管的情况下，为了确保强度及耐压碎特性这两者，添加Mo等而提高淬火性，通过热轧后的加速冷却生成位错密度高的马氏体、贝氏体，促进应变时效是有效的。具体而言，若按照稍低温、例如钢板表面温度达到400℃以下的方式控制加速冷却的停止温度，则生成马氏体，能够促进厚壁钢管的涂装烧结处理(涂装时加热至200℃前后并保持的处理)时的应变时效。
(3)厚壁钢管的强度与低温韧性的兼顾
在厚壁钢管的情况下，与薄壁的钢管的情况相比，原奥氏体(通过加速冷却而发生相变之前的奥氏体)变得粗大，低温韧性降低。此外，若与贝氏体的单独组织相比，针状铁素体的单独组织的有效晶体粒径小，但尽管如此也不能说低温韧性是充分的。因此，为了确保低温韧性，多边形铁素体的生成是有效的。但是，由于多边形铁素体使强度降低，所以为了确保强度，制成与贝氏体、针状铁素体的复合组织是有效的。
如以上叙述的那样，获知同时满足上述(1)～(3)，确保耐酸性、低温韧性、耐压碎特性的全部是困难的。例如，对于(2)的耐压碎特性而言马氏体是有效的，但对于(1)的耐酸性及(3)的低温韧性而言马氏体是有害的。此外，对于(3)的低温韧性而言多边形铁素体是有效的，但(1)的耐酸性由于因多边形铁素体的生成而组织变得不均匀，所以降低。此外，位错密度低的多边形铁素体使耐压碎特性降低。
因此，本发明人研究了有效利用厚壁这样的特征、即通过热轧及其后的加速冷却利用起因于板厚的表面与中心部的温度差来控制组织的方法。并且留意到在板厚中央部中耐酸性的确保、进而在表层中耐压碎特性的确保分别非常重要这点。此外，为了确保低温韧性，研究了有效晶体粒径的微细化。
首先获知，在板厚中央部中，为了确保耐酸性、强度、及低温韧性，抑制加工铁素体及马氏体-奥氏体混成物(以下，称为“MA”。)的生成而抑制硬化，制成由针状铁素体、贝氏体的一者或两者构成的均质的组织是有效的。
其中，在板厚中央部中通过偏析而Mn发生浓化，淬火性高，铁素体的生成得到抑制。但是，为了确保低温韧性，铁素体的生成是有效的，制成向着表层而铁素体量增加那样的金属组织变得必要。
另一方面，若为了确保低温韧性而生成软质的多边形铁素体，则表层的圆周方向的压缩屈服应力降低，耐压碎特性降低。针对这种问题，本发明人认为只要使表层中生成加工铁素体，提高铁素体的位错密度而促进应变时效，使耐压碎特性提高即可。因此发现，关于表层的组织，为了满足耐压碎特性以面积率计生成5％以上的加工铁素体较佳，为了确保低温韧性，抑制MA，将剩余部分制成由多边形铁素体、贝氏体的一者或两者构成的组织较佳。
若加工铁素体多，则压碎强度增加，但因此而导致低温韧性恶化。为了确保低温韧性，有必要在一定程度上限制加工铁素体量。即，有必要将承担压碎强度的部分和承担低温韧性的部分根据板厚而适当分配。即，板厚变得越薄，则表层部的加工铁素体的容许量变得越少，板厚变得越厚，则表层部的加工铁素体的容许量变得越多。因此，发明人调查了加工铁素体的容许量与板厚的关系，发现了最佳的关系。
本发明是基于这些认识而完成的，其主旨如下。
[1]一种耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，其特征在于，其是板厚为25mm以上且45mm以下的钢板，
其成分以质量％计含有：
C：0.04～0.08％、
Mn：1.2～2.0％、
Nb：0.005～0.05％、
Ti：0.005～0.03％、
Ca：0.0005～0.0050％、
N：0.001～0.008％，
限制为Si：0.5％以下、
Al：0.05％以下、
P：0.03％以下、
S：0.005％以下、
O：0.005％以下，
剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，
从钢板表面开始向着厚度方向为0.9mm以上且1.1mm以内的部分即表层部的组织以面积率计限制为：
加工铁素体：为5％以上且通过下述式1a求出的Sfe1％以下、
马氏体-奥氏体混成物：8％以下，
剩余部分由多边形铁素体、贝氏体中的一者或两者构成，
从板厚中心开始向着钢板的表背面的两方向为1mm以内的部分即板厚中央部的金属组织以面积率计限制为：
加工铁素体：5％以下、
马氏体-奥氏体混成物：5％以下，
剩余部分由针状铁素体、贝氏体中的一者或两者构成，
在表层部及板厚中央部中通过电子背散射衍射法测定的有效晶体粒径的平均值为20μm以下。
Sfe1＝0.6552×TH-4.7826···式1a
其中，TH：厚壁高强度线管用钢板的板厚
[2]根据上述[1]所述的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有：
Cu：0.50％以下、
Ni：0.50％以下、
Cr：0.50％以下、
Mo：0.50％以下、
W：0.50％以下、
V：0.10％以下、
Zr：0.050％以下、
Ta：0.050％以下、
B：0.0020％以下、
Mg：0.010％以下、
REM：0.0050％以下、
Y：0.0050％以下、
Hf：0.0050％以下、
Re：0.0050％以下
中的1种或2种以上。
[3]根据上述[1]或[2]所述的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，其特征在于，Al的含量为0.005％以下。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，其特征在于，抗拉强度为500～700MPa。
[5]根据上述[1]～[3]中任一项所述的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，其特征在于，造管后的屈服应力达到440MPa以上，抗拉强度达到500～700MPa，200℃下的时效后的圆周方向的压缩的0.2％流动应力达到450MPa以上。
[6]一种厚壁高强度线管，其特征在于，其是将上述[1]～[4]中任一项所述的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板成形为管状后，将对接部进行电弧焊接而制造的，
屈服应力为440MPa以上，抗拉强度为500～700MPa，200℃下的时效后的圆周方向的压缩的0.2％流动应力为450MPa以上。
发明效果
根据本发明，能够提供最适合于天然气、原油输送用的线管的原材料的、耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板。特别是能够提供壁厚达到25～45mm、造管后的YS达到440MPa以上、TS达到500～700MPa、-10℃下的DWTT延性断口率达到85％以上、并且200℃下的时效后的圆周方向的压缩强度(0.2％流动应力)达到450MPa以上的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，产业上的贡献极其显著。
附图说明
图1是本发明的厚壁高强度线管用钢板的表层部的截面的光学显微镜照片。
图2是规定本发明的厚壁高强度线管用钢板的表层部中的加工铁素体的面积率的上限及下限的图表。
具体实施方式
以下，对本发明的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板(以下，也简称为“线管用钢板”或“钢板”)和其制造方法进行说明。
以下，对本实施方式的线管用厚壁高强度钢板(线管的母材)中的成分的限定理由进行说明。
另外，％的记载没有特别说明时是指质量％。
C：C为使钢板的强度提高的元素，本实施方式中必须添加0.04％以上。优选添加0.05％以上，更优选添加0.055％以上的C。另一方面，由于若添加超过0.08％的C，则低温韧性降低，所以将C量的上限设为0.08％。优选将C量的上限设为0.07％，更优选将上限设为0.065％。
Mn：Mn为有助于钢板的强度及韧性的提高的元素。本实施方式中，为了确保钢板的强度，添加1.2％以上的Mn。优选添加1.4％以上、更优选添加1.5％以上的Mn。另一方面，由于若过量地添加Mn，则板厚中央部的硬度上升，有损耐酸性，所以将Mn量的上限设为2.0％以下。优选将Mn量的上限设为1.8％以下，更优选设为1.7％以下。
Nb：Nb是形成碳化物、氮化物，有助于强度的提高的元素。此外，抑制热轧中的再结晶，促进细粒化。因此，Nb量的下限设为0.005％以上。优选将Nb量的下限设为0.010％以上，更优选设为0.015％以上。另一方面，由于若过量地添加Nb则强度过度地上升而损害低温韧性，所以将Nb量的上限设为0.05％以下。优选将Nb量的上限设为0.04％以下，更优选设为0.03％以下。
Ti：Ti是形成氮化物，对于金属组织的细粒化发挥效果的元素。Ti量的下限为了使有效晶体粒径变得微细，设为0.005％以上。优选将Ti量的下限设为0.008％以上，更优选设为0.01％以上。另一方面，由于若过量地添加Ti则生成粗大的TiN，损害低温韧性，所以将Ti量的上限设为0.03％以下。优选将Ti量的上限设为0.02％以下，更优选设为0.015％。
Ca：Ca是控制硫化物的形态，使耐酸性提高的元素。本实施方式中，为了促进CaS的生成而抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成，确保耐酸性，将Ca量的下限设为0.0005％以上。优选将Ca量的下限值设为0.0010％，更优选设为0.0015％。另一方面，若过量地添加Ca，则生成粗大的氧化物，低温韧性降低，所以将Ca量的上限设为0.0050％。优选将Ca量的上限设为0.0040％以下，更优选设为0.0030％以下。
N：本实施方式中，为了利用氮化物而将钢的金属组织微细化，将N的含量设为0.001％以上。优选将N量设为0.002％以上，更优选设为0.003％以上。另一方面，由于若过量地含有N，则生成粗大的氮化物，损害低温韧性，所以将N量的上限设为0.008％。优选将N量的上限设为0.007％以下，更优选设为0.006％以下。
Si及Al是脱氧元素，以脱氧作为目的而添加时只要使用任一者即可，但也可以同时使用。另外，由于若过量地添加Si及Al，则损害钢板的特性，所以本实施方式中，将Si及Al的含量的上限如下限制。
Si：由于Si若过量地添加，则特别是在焊接热影响部(HeatAffectedZone、称为HAZ。)中生成硬质的MA，使钢管的缝焊部的韧性降低，所以将Si量的上限限制为0.5％以下。优选将Si量设为0.3％以下，更优选限制为0.25％以下。另外，由于如上述那样，Si为用于脱氧的元素，并且也为有助于强度的上升的元素，所以优选将Si量的下限设为0.05％以上，更优选设为0.10％以上。
Al：如上述那样Al为有用的脱氧元素，优选将Al量的下限设为0.001％以上，更优选设为0.003％以上。但是，由于Al若过量地添加，则生成粗大的氧化物，使低温韧性降低，所以将Al量的上限限制为0.05％以下。优选将Al量的上限设为0.04％以下，更优选限制为0.03％以下。此外，通过将Al量限制为0.005％以下，能够提高HAZ部的韧性。
P、S及O(氧)作为不可避免的杂质而含有，由于若过量地含有，则损害钢板的特性，所以在本实施方式中，将P、S及O的含量的上限如下限制。
P：P为使钢脆化的元素，由于若超过0.03％而含有，则损害钢的低温韧性，所以将上限限制为0.03％以下。优选将P量的上限限制为0.02％以下，更优选限制为0.01％以下。
S：S为生成MnS等硫化物的元素，由于若含有超过0.005％，则使低温韧性、耐酸性降低，所以将上限限制为0.005％以下。优选将S量设为0.003％以下，更优选限制为0.002％。
O：由于O若超过0.005％而含有，则生成粗大的氧化物，使钢的低温韧性降低，所以将含量的上限限制为0.005％以下。优选将O量的上限设为0.003％以下，更优选限制为0.002％以下。
进而，本发明中，作为改善强度、低温韧性的元素，可以添加Cu、Ni、Cr、Mo、W、V、Zr、Ta、B中的1种或2种以上。
Cu：Cu是不会使低温韧性降低而使强度上升的有效的元素。优选添加0.01％以上的Cu，更优选添加0.1％以上。另一方面，Cu由于是在对钢坯进行加热时或进行钢管的缝焊时容易产生裂纹的元素，所以优选将Cu量设为0.50％以下。更优选将Cu量设为0.35％以下，进一步优选设为0.2％以下。
Ni：Ni是对改善低温韧性及强度有效的元素。优选添加0.01％以上的Ni，更优选添加0.1％以上。另一方面，Ni是高价的元素，从经济性的观点出发，优选将Ni量设为0.50％以下。更优选将Ni量设为0.35％以下，进一步优选设为0.2％以下。
Cr：Cr是通过析出强化使钢的强度提高的元素。优选添加0.01％以上的Cr，更优选添加0.1％以上。另一方面，由于若过量地添加Cr，则有时因强度的上升而低温韧性降低，所以优选将Cr量的上限设为0.50％以下。更优选将Cr量设为0.35％以下，进一步优选设为0.2％以下。
Mo：Mo是使淬火性提高，形成碳氮化物而改善强度的元素。优选添加0.01％以上的Mo，更优选添加0.05％以上。另一方面，由于若过量地添加Mo，则有时因强度的上升而低温韧性降低，所以优选将Mo量的上限设为0.50％以下。更优选将Mo量设为0.2％以下，进一步优选设为0.15％以下。
W：W与Mo同样是使淬火性提高，形成碳氮化物而改善强度的元素，优选添加0.0001％以上。更优选将W量设为0.01％以上，进一步优选添加0.05％以上。另一方面，由于若过量地添加W，则有时因强度的上升而低温韧性降低，所以优选将W量的上限设为0.50％以下。更优选将W量设为0.2％以下，进一步优选设为0.15％以下。
V：V是形成碳化物、氮化物而有助于强度的提高的元素。优选添加0.001％以上的V，更优选添加0.005％以上。另一方面，由于若超过0.10％地添加V，则有时使低温韧性降低，所以优选将V量设为0.10％以下。更优选将V量设为0.05％以下，更优选设为0.03％以下。
Zr、Ta：Zr及Ta与V同样是形成碳化物、氮化物而有助于强度的提高的元素。Zr、Ta分别优选添加0.0001％以上，更优选添加0.0005％以上，进一步优选添加0.001％以上。另一方面，由于若超过0.050％地添加Zr、Ta，则有时低温韧性降低，所以优选将Zr量、Ta量各自的上限设为0.050％以下。更优选设为0.030％以下。
B：B是可以通过微量的添加而使淬火性提高的元素。为了提高强度，优选添加0.0001％以上的B。优选添加0.0003％以上的B。另一方面，由于若过量地添加B，则有时生成B的析出物，使低温韧性劣化，所以优选将B量设为0.0020％以下。更优选将B量设为0.0010％以下。
进而，本发明中，为了控制硫化物、氧化物等夹杂物的形态，提高低温韧性、耐酸性，可以添加Mg、REM、Y、Hf、Re中的1种或2种以上。
Mg：Mg是通过硫化物的形态控制、微细的氧化物的形成而有助于耐酸性、低温韧性的提高的元素。优选添加0.0001％以上的Mg，更优选添加0.0005％以上，进一步优选添加0.001％以上。另一方面，若超过0.010％地添加Mg，则有时变得容易生成粗大的氧化物，损害HAZ的韧性，所以优选将Mg量设为0.010％以下。更优选将Mg量设为0.005％以下，进一步优选设为0.003％以下。
REM、Y、Hf、Re：REM、Y、Hf、Re生成硫化物，抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成，特别是有助于耐酸性的改善。REM、Y、Hf、Re优选均添加0.0001％以上，更优选设为0.0005％以上，进一步优选设为0.0010％以上。另一方面，由于若REM、Y、Hf、Re均超过0.0050％地添加，则有时氧化物增加，损害韧性，所以优选将上限设为0.0050％以下。更优选设为0.0030％以下。
此外，本实施方式中，除上述的元素以外的剩余部分实质上由Fe构成、可以微量地添加以不可避免的杂质为首的不会损害本发明的作用效果的元素。不可避免的杂质是指原材料中包含的、或者在制造的过程中混入的成分，并非有意地使钢中含有的成分。
具体而言，可列举出Si、Al、P、S、O、N、Sb、Sn、Co、As、Pb、Bi及H。其中，P、S、O、及N有必要如上所述分别按照达到Si：0.5％以下、Al：0.05％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、O：0.005％以下、N：0.008％以下的方式控制。
关于其他的元素，通常Sb、Sn、Co及As可以有0.1％以下的作为不可避免的杂质的混入，Pb及Bi可以有0.005％以下的作为不可避免的杂质的混入，H可以有0.0005％以下的作为不可避免的杂质的混入，若为通常的范围，则没有必要特别地进行控制。
此外，本发明所述的厚壁高强度线管用钢板中的任意的添加元素即Cu、Ni、Cr、Mo、W、V、Zr、Ta、B、Mg、REM、Y、Hf及Re即使不有意含有，有时也可以作为不可避免的杂质混入。但是，这些元素若为上述有意地含有时的含量的上限以下，则即使低于下限也不会对本发明造成不良影响，所以没有问题。
进而，本发明中，为了确保淬火性，提高强度及低温韧性，优选将由C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V的含量[质量％]计算的下述(式2)的碳当量Ceq设为0.30～0.50。为了提高强度，Ceq的下限更优选设为0.32以上，进一步优选设为0.35以上。此外，Ceq的上限为了提高低温韧性，更优选设为0.45以下，进一步优选设为0.43以下。
Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5(式2)
此外，为了确保钢板及HAZ的低温韧性，优选将由C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的含量[质量％]计算的下述(式3)的裂纹敏感性指数Pcm设为0.10～0.20。为了提高强度，Pcm的下限更优选设为0.12以上，进一步优选设为0.14以上。此外，为了提高低温韧性，Pcm的上限更优选设为0.19以下，进一步优选设为0.18以下。
Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10(式3)
另外，在不有意地添加选择性地含有的元素即Ni、Cu、Cr、Mo、V的情况下，上述(式2)及(式3)中，作为0进行计算。
接着，对本发明的钢板的金属组织进行说明。
本发明的钢板板厚为25mm以上、进而为30mm以上的厚度，作为厚壁(25mm～45mm)的线管用的钢板是适合的。此外本发明的钢板在表层与板厚中央部之间，利用热轧的温度差、加速冷却的冷却速度的差而进行组织控制，在表层和板厚中央部中金属组织不同。另外，本发明中，钢板的表层部为从钢板的表面开始向厚度方向为0.9mm以上且1.1mm以下的部分(即，从钢板表面开始以向厚度方向为1mm的位置为中心朝向钢板的表背两表面方向为0.1mm以内的区域)，钢板的中央部为从板厚中心朝向钢板的表背两表面方向为1mm以内的区域。
在表层部中，为了提高耐压碎特性，以面积率计生成5％以上的加工铁素体。加工铁素体为通过热轧沿轧制方向伸长的铁素体，与通过轧制后的冷却而生成的多边形铁素体相比，位错密度高，对于提高耐压碎特性是有效的。将本发明的钢板的表层部的截面的光学显微镜照片示于图1中。另外，浓灰色的部分为加工铁素体，其一部分以箭头表示。图1中所示的表层部含有9.3％的加工铁素体。
此外，若加工铁素体多，则压碎强度增加，但因此而低温韧性恶化。因此发现，通过抑制中央部的加工铁素体能够提高低温韧性。随着钢板的壁厚变大，表层与壁厚中央的温度差变大。因此，随着钢板的壁厚变厚，在板厚的中央部中能够制造的加工铁素体量变少，另一方面，在表层部中能够制造的加工铁素体量变大。因此，发明人调查了钢板的壁厚与表层部的加工铁素体量的关系，发现了最佳范围。
图2表示板厚为25mm～45mm、且钢板的板厚与表层部中的加工铁素体的面积率的上限Sfe1的关系。
由图2获知，为了得到最适合于天然气、原油输送用的线管的原材料的耐压碎特性及低温韧性，钢板的表层部中的加工铁素体的面积率有必要设为下面的下限值以上且上限值以下。
钢板的表层部中的加工铁素体的面积率的下限值：5％
钢板的表层部中的加工铁素体的面积率的上限值：
Sfe1＝0.6552×TH-4.7826式1a
(其中，TH：厚壁高强度线管用钢板的板厚)
另外，由于若加工铁素体的面积率超过上述Sfe1％，则表层发生硬化，损害低温韧性，所以将加工铁素体的面积率设为上述Sfe1％以下。此外，优选钢板的表层部中的加工铁素体的面积率的上限满足以下的式1b。
更优选的上限值：Sfe2＝0.8×TH-15式1b
如上述式1a及式1b中所示的那样，用于得到最适合于天然气、原油输送用的线管的原材料的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性的加工铁素体的面积率存在板厚依赖性。认为由于表层与板厚中央部之间的热轧的温度差、加速冷却的冷却速度的差容易受到板厚的影响，所以加工铁素体的上述面积率具有板厚依赖性。
在表层部中，为了提高耐压碎特性，优选以面积率计生成0.1％以上的位错密度高的MA，但若MA成为破坏的起点，过量地生成则损害低温韧性。因此，将表层部的MA以面积率计限制为8％以下。优选将表层部的MA的面积率设为5％以下，更优选设为3％以下。
在表层部中，关于上述的加工铁素体及MA的剩余部分，制成由多边形铁素体、贝氏体的一者或两者构成的金属组织。多边形铁素体对于提高低温韧性是有效的，在表层部中容易生成，向着板厚中央部逐渐减少。贝氏体对于提高强度是有效的，与多边形铁素体不同，在表层部中少，向着板厚中央部逐渐增加。这是由于，在板厚中央部中，与表层相比，热轧的轧制温度、加速冷却的开始温度变高。
在板厚中央部中，为了确保低温韧性及耐酸性，必须抑制加工铁素体的生成，将加工铁素体的面积率限制为5％以下。加工铁素体的面积率优选为3％以下，更优选为0％。
在板厚中央部中，优选抑制成为破坏的起点的MA的生成而抑制板厚中央部的硬化，为了确保低温韧性，将MA的面积率限制为5％以下。优选将板厚中央部的MA的面积率设为4％以下，更优选设为2％以下。
在板厚中央部中，上述的加工铁素体及MA的剩余部分制成由针状铁素体、贝氏体的一者或两者构成的金属组织。由于多边形铁素体虽然对于提高低温韧性是有效的，但损害耐酸性，所以在板厚中央部中，优选制成由针状铁素体、贝氏体的一者或两者构成的均质的金属组织。
其中，上述的表层部及板厚中央部的各金属组织可以通过光学显微镜进行观察。
具体而言，通过对光学显微镜组织照片进行图像分析，可以求出加工铁素体及MA的面积率。另外，关于MA，进行Lepera蚀刻，通过对没有着色的组织的面积率进行图像分析而求出。此外，在加速冷却时生成的多边形铁素体的形态为粒状，加工铁素体沿轧制方向进行伸长。此外，加工铁素体由于位错密度高，所以与多边形铁素体相比发生硬化。
因此，加工铁素体与多边形铁素体可以通过长径与短径的比(长宽比)、硬度进行区别。针状铁素体、贝氏体为板条状的组织，可以与加工铁素体及多边形铁素体进行区别。
为了确保钢板的低温韧性，使成为龟裂的进展的阻力的晶体晶界增加、即减小晶体粒径是有效的。本发明中，减小由方位差为15°以上的大倾角晶界包围的区域的大小即有效晶体粒径，使低温韧性提高。通过将表层部及板厚中央部中通过电子背散射衍射法(ElectronBackscatterDiffraction，也称为EBSD。)测定的有效晶体粒径的平均值设为20μm以下，能够确保低温韧性。有效晶体粒径越小则越能够得到稳定的高的韧性，优选为10μm以下。
另外，钢板的低温韧性通过在板厚中央部处测定有效晶体粒径，求出平均值而进行评价。此外，作为测定不同的金属组织的有效晶体粒径的手段，采用电子背散射衍射法。有效晶体粒径设为利用EBSD对轧制后的钢板的长度方向的组织进行分析而求出的圆当量直径。另外，在表层部中，通过利用加工铁素体、多边形铁素体能够细粒化，但由于在板厚中央部中加工铁素体、多边形铁素体的生成得到抑制，所以必须通过热轧，将原奥氏体微细化。
接着，对本发明的钢板的特性进行说明。
在为了提高管线的输送效率而提高所输送的原油、天然气的压力的情况下，为了防止因内压而断裂，必须提高线管的强度，增大壁厚。从这样的观点出发，为了避免因线管的内压而产生的断裂(破裂)，优选将线管中使用的钢板的板厚设为25mm以上。此外，钢板优选具有500MPa以上的抗拉强度。此外，造管后的钢板、即除焊接部及HAZ以外的钢管部分、例如从焊缝部起为90°～180°位置(从焊缝部起为3点～6点的位置)的钢管部分也同样地优选具有440MPa以上的屈服应力和500～700MPa以上的抗拉强度。另外，钢板的板厚为了避免破裂，更优选为30mm以上，进一步优选设为35mm以上。
在管线被铺设于寒冷地区的情况下，需要线管的低温韧性。低温韧性可以通过落锤撕裂试验(“DropWeightTeartest”：称为“DWT试验”)进行评价，本发明中，优选将造管前的钢板所具有的-10℃下的DWTT延性断口率设为85％以上。此外，由于伴随着线管的厚壁化及高强度化，低温韧性的确保变得困难，所以优选将钢板的板厚设为45mm以下，将钢板的抗拉强度设为700MPa以下。在通过冷加工来制造钢管的情况下，造管后的钢板的强度存在比造管前的钢板的强度变高的倾向，但造管后的钢管的抗拉强度也优选设为700MPa以下。
在将管线铺设于海底的情况下，需要对于线管的外压的阻力(耐压碎特性)。由于耐压碎特性受到在将钢板通过冷加工进行成形而制成钢管时导入的应变的影响，所以从钢管采集试验片，通过压缩试验进行评价。为了防止线管因外压而压碎，优选将200℃下的时效后的圆周方向的压缩强度(0.2％流动应力)设为450MPa以上。
接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。
本发明所述的钢板为了得到在表层和板厚中央部不同的组织，通过热轧在表层的金属组织变成铁素体和奥氏体这二相的温度域(二相温度域)中进行1道次以上的轧制，进而热轧后的加速冷却在钢板的表面的温度达到400℃以下、停止后进行回热那样的条件下通过水冷等手段来进行。
在钢板为厚壁的情况下，热轧时的表层的温度与板厚中央部的温度相比降低，在板厚中央部中，与表层相比铁素体的生成得到抑制。此外，若设为与表面相比在板厚中央部中加速冷却的停止温度变高、表面的温度在加速冷却后进行回热那样的条件，则能将加速冷却的停止后的钢板的中心部的温度设为400℃以上，能够抑制板厚中央部的硬化，能够确保耐酸性。
此外，为了确保低温韧性，将表层及板厚中央部的平均的有效晶体粒径设为20μm以下。在表层中，通过加工铁素体、多边形铁素体的生成，有效晶体粒径变小。另一方面，在板厚中央部中，由于加工铁素体、多边形铁素体的生成受到抑制，所以有必要将原奥氏体的粒径微细化。通过将在表层中测定的有效晶体粒径和在板厚中央部中测定的有效晶体粒径的平均值微细化，板厚整体的有效晶体粒径变得微细，能够确保低温韧性。
因此，在热轧中，必须将再结晶域中的压下比设为2.0以上，将未再结晶域中的压下比设为3.0以上。
如以上那样，通过适当控制热轧及其后的加速冷却的条件，除了厚壁钢板的强度及低温韧性以外，还能够满足与造管后的耐酸性及耐压碎特性的复合特性。
依次对本发明所述的钢板的制造工序进行说明。
首先，通过制钢工序将含有上述成分的钢进行熔炼后，进行铸造而制成钢坯。铸造只要通过常规方法进行即可，但从生产率的观点出发优选连续铸造。接着对所得到的钢坯进行加热，进行热轧，加速冷却而制造钢板。另外，本实施方式中，将为了热轧而进行的钢坯的加热也称为再加热，将此时的钢坯的加热温度也称为再加热温度。
热轧的再加热温度为了使钢坯中生成的碳化物、氮化物等在钢中固溶，设为1000℃以上。此外，通过将再加热温度设为1000℃以上，可以进行超过900℃的再结晶域中的热轧(再结晶域轧制)，能够将钢的组织微细化。另外，再加热温度的上限没有规定，为了抑制有效晶体粒径的粗大化，优选将再加热温度设为1250℃以下。此外再加热温度为了确保低温韧性，更优选设为1200℃以下，进一步优选设为1150℃以下。
本实施方式所述的热轧依次具备超过900℃的再结晶域中的轧制工序、900℃以下的未再结晶域中的轧制、及钢板表面的温度为成为奥氏体和铁素体这二相的温度域(二相域)中的轧制。
另外，由于热轧也可以从进行再加热的加热炉抽出后立即开始，所以热轧的开始温度没有特别规定。
为了将钢板的板厚中央部的有效晶体粒径微细化，必须将超过900℃的再结晶域中的压下比设为2.0以上，促进再结晶。其中，再结晶域中的压下比为钢坯的板厚与900℃下的板厚的比。
接着，进行900℃以下的未再结晶域中的热轧(未再结晶域轧制)。为了将热轧后的加速冷却后的钢板的表层部的有效晶体粒径微细化，必须将未再结晶域轧制的压下比设为3.0以上，促进利用加速冷却的相变。更优选将未再结晶域轧制的压下比设为4.0以上。另外，本发明中，所谓未再结晶域轧制的压下比是900℃下的板厚除以未再结晶轧制结束后的板厚的比。
在热轧中，进行钢板表面的温度为成为奥氏体和铁素体这二相的温度域(二相域)中的轧制(二相域轧制)。二相域轧制为下述的温度域中的轧制，所述温度域是：钢板的表面温度达到铁素体相变开始温度Ar3以下，但在从二相域轧制的开始至结束为止的期间，钢板的板厚中央部的温度按照比钢板表面的温度高且超过Ar3的方式被维持。这样的温度分布也可以通过例如进行短时间加速冷却，使仅表层的温度降低来实现。在该二相域轧制中，道次数设为1以上，压下率设为0.1～40％。由于进行二相域轧制的结果是，其后进行的加速冷却的开始温度也变成二相域，所以板厚中央部的硬化得到抑制，能够提高低温韧性。另外，上述“压下率”是利用轧制的钢板的厚度的减少率、即轧制前的钢板的厚度与轧制后的钢板的厚度的差除以轧制前的钢板的厚度而得到的值，也可以以百分比(％)等进行表示。此外，在表层与板厚中央部之间的部位中，促进多边形铁素体的生成，有助于低温韧性的提高。
此外，Ar3可以通过C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo的含量(质量％)进行计算。
Ar3＝905-305C+33Si-92(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)
其中，上述式中的C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo为各元素的含量[质量％]。此外，Ni、Cu、Cr、Mo为本发明中选择性添加的元素，在不有意添加的情况下，式中将含量作为“0”进行计算。
二相域轧制中的压下率的下限为了生成沿轧制方向伸长的加工铁素体，设为0.1％以上。优选将二相域轧制的压下率设为1％以上，更优选设为2％以上。另一方面，二相域轧制中的压下率的上限由于难以确保变形阻力变高的低温下的压下率，所以设为40％以下。优选将二相域轧制的压下率设为30％以下，更优选设为20％以下，进一步优选设为低于10％。
关于二相域轧制的结束温度、即热轧结束温度，为了不会过量地生成加工铁素体，以钢板表面的温度计设为700℃以上。若热轧结束温度变得低于700℃，则有时在板厚中央部中产生铁素体相变，起因于加工铁素体，低温韧性及耐酸性降低。此外，若热轧结束温度降低，则有时通过铁素体的生成而C在奥氏体中浓化，促进MA的生成。另一方面，若热轧结束温度过高，则在使加速冷却的停止温度降低的情况下，有时板厚中央部发生硬化，低温韧性降低。
接着，在热轧的结束后，立即开始加速冷却。但是，在热轧后，容许从轧制机的出侧至加速冷却装置为止进行搬送的期间的空冷。
加速冷却的停止温度以钢板表面温度计设为200～400℃的温度范围内。若在钢板的表面的温度超过400℃的温度下停止加速冷却，则在板厚中央部中生成多边形铁素体，耐酸性降低。另一方面，在进行加速冷却至钢板的表面的温度变得低于200℃的情况下，板厚中央部发生硬化，低温韧性降低。
在停止加速冷却后，直接进行空冷。若在钢板的表面温度达到200～400℃的温度范围时停止加速冷却，则之后，在空冷时钢板表层的温度发生回热。因此，板厚中央部的温度达到400℃以上，硬度降低，能够提高低温韧性及耐酸性。
通过以上的制造方法，能够制造本发明所述的高强度线管用钢板。
此外，在以本发明所述的高强度线管用钢板作为原材料的情况下，能够制造耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用的钢管。另外，在制造钢管的情况下，优选采用将本发明所述的高强度线管用钢板进行C压制、U压制、O压制的UOE工序。或者，也可以通过JCOE工序，使用本发明所述的高强度线管用钢板来制造钢管。本发明所述的厚壁高强度线管通过将本发明所述的高强度线管用钢板成形为管状后，将对接部进行电弧焊接来制造。电弧焊接从焊接金属的韧性和生产率的观点出发，优选采用埋弧焊接。
另外，本发明所述的厚壁高强度线管的耐压碎特性可以从通过上述的方法得到的钢管采集圆周方向的压缩试验片来进行评价。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但本发明并不限定于以下的实施例中采用的条件。
将由表1-1、表1-2、表2-1及表2-2的化学成分构成的钢进行熔炼，铸造而制成钢坯。表3-1及表3-2的“板坯厚”表示所得到的钢坯的厚度(mm)。将上述钢坯分别进行再加热，在超过900℃的再结晶域中进行热轧。另外，表3-1及表3-2的“加热温度”表示上述再加热温度，表3-1及表3-2的“移送厚”表示上述再结晶域中的热轧后且后述的900℃以下的未再结晶域中的热轧前的900℃下的板厚。此外，表3-1及表3-2的“再结晶域中的压下比”为上述板坯厚除以移送厚的比。
接着，对具有移送厚的钢板在900℃以下的未再结晶域中进行热轧。表3-1及表3-2的“板厚”表示上述未再结晶域中的热轧后且后述的二相域轧制前的板厚，表3-1及表3-2的“未再结晶压下比”为上述移送厚的值除以上述未再结晶轧制结束后的板厚而得到的值。
在上述未再结晶域中的热轧后，且在加速冷却前进行最终的热轧工序。将上述最终的热轧工序的结束时的钢板的表面温度示于表3-1及表3-2的“精轧结束温度(℃)”中。此外，将在上述最终的热轧工序时进行的轧制次数、即道次数示于表3-1及表3-2的“α+γ压下道次次数”中，将利用上述最终的热轧工序的钢板的压下率示于表3-1及表3-2的“α+γ压下率(％)”中。
在上述最终的热轧工序后，移送至冷却区域中后立即利用水冷实施加速冷却。将在钢No.1～46的钢板的制造过程中进行的上述加速冷却的开始温度及停止温度分别示于表3-1及表3-2的“水冷开始温度(℃)”及“水冷停止温度(℃)”中。
通过以上的制造工序，得到钢No.1～46的钢板。
从所得到的No.1～46的钢板的表层部及板厚中央部采集试验片，利用光学显微镜进行组织观察，求出加工铁素体的面积率及MA的面积率，确认剩余部分组织。
剩余部分组织在No.1～46的钢板的全部中，在表层部中为由多边形铁素体、贝氏体的一者或两者构成的金属组织，在板厚中央部中为由针状铁素体、贝氏体的一者或两者构成的金属组织。另外，MA的面积率的测定使用实施了Lepera蚀刻的试验片来进行。
此外，通过EBSD求出表层及板厚中央部的有效晶体粒径的平均值。
(钢板的强度的测定)
此外，从所得到的No.1～46的钢板的板宽中心部，使宽度方向为长度方向，各采集2个依据美国石油协会标准API5L(以下，简称为“API5L”)的全厚试验片，依据API标准的2000，在室温下进行拉伸试验求出屈服应力及抗拉强度。基于该拉伸试验中的最大载荷，求出抗拉强度。
(钢板的DWTT延性断口率的测定)
此外，从所得到的No.1～46的钢板的板宽中心部，采集使宽度方向为长度方向的全厚的DWT试验片。DWT试验也依据API标准2000在-10℃下进行，测定DWTT延性断口率。
(钢管的强度测定及压缩试验)
使用所得到的No.1～46的钢板，通过UOE工序进行造管，对于内外面利用表5-1、表5-2中所示的线能量进行埋弧焊接，从而制造外径为30～36英寸的钢管(钢板No.与钢管No.分别对应)。接着，从钢管采集试验片，进行强度测定及压缩试验。
关于钢管的强度的测定，将钢管的缝焊部设为0点从3点位置按照拉伸试验片的长度方向与钢管长度方向一致的方式对试验片进行加工，依据ASTME9-09来进行，测定线管的长度方向的屈服强度及抗拉强度。其中，将0.5％欠载耐力定义为屈服强度。
用于钢管的压缩试验的压缩试验片通过将钢管的缝焊部设为0点在6点位置从钢管的内侧面3mm上采集22mm直径66mm长度的部分而得到。压缩试验依据ASTME9-09来进行，求出在200℃下进行10分钟时效后的压缩强度(0.2％流动应力)。
(钢管的HIC试验)
此外，将钢管的缝焊部设为0点，从3点、6点各个位置采集20mm宽100mm长度的HIC试验片。HIC试验片按照钢管的壁厚的中央部成为试验位置的方式采集。HIC试验依据NACE(NationalAssociationofCorrosionandEngineer)的TM0284，试验溶液使用SolutionB来进行，以裂纹长度率(CrackLengthRatio，称为CLR)进行评价。
将钢板的特性示于表4-1及表4-2中，将钢管的特性示于表5-1、5-2中。
No.1～28的钢板表示本发明的例子。如由表4-1、4-2及表5-1、5-2表明的那样，使用这些钢板而制造的钢管的屈服应力为440MPa以上，抗拉强度为500～700MPa的范围内。此外，如表4-1、4-2中所示的那样，钢板的抗拉强度为500MPa以上，-10℃下的DWTT延性断口率为85％以上。此外，如表5-1、5-2中所示的那样，将这些钢板进行造管、焊接而制造的钢管的HIC试验的CLR为10％以下，在200℃下应变时效后的压缩试验为450MPa以上，良好。
另一方面，钢No.29～46为比较例，钢No.29～40的化学成分的含量为本发明的范围外，钢No.41～46的金属组织变成本发明的范围外，强度、低温韧性、耐压碎特性、耐酸性中的至少一者差。
钢No.29的C量少，强度及耐压碎特性降低。另一方面，钢No.30的C量多，钢No.31的Si量多，钢No.32的Mn量多，所有比较例均抗拉强度过度地上升，低温韧性降低。
另外，钢No.30的Ar3低于700℃，钢No.30的钢板没有进行本发明中的二相域中的轧制。但是，由于所含有的C量多，所以在钢No.30的板厚中央部中在奥氏体中C浓化，促进MA的生成，耐酸性降低。此外，钢No.32由于Mn多达3％，所以耐酸性降低。
钢No.33、34及40的杂质(P、S、O)的含量多，低温韧性降低。钢No.35～39是有助于碳化物、氮化物、氧化物、硫化物的生成的元素的含量多，起因于析出物、夹杂物而低温韧性降低的例子。
钢No.41及42分别为再结晶域的压下率及未再结晶域的压下率不足、有效晶体粒径变大、低温韧性降低的例子。
钢No.43虽然热轧的结束温度为700℃以上，但是由于Ar3低，没有进行本发明中的二相域中的轧制，所以在表层中没有生成加工铁素体，板厚中央部硬化，低温韧性降低。
钢No.44为加速冷却的停止温度高、在板厚中央部中过量地生成加工铁素体及MA、强度降低的例子。此外，由于在钢板的表面的温度超过400℃的温度下停止加速冷却，所以在板厚中央部中生成多边形铁素体，耐酸性降低。
钢No.45及46为轧制结束温度低、在表层部及板厚中央部中过量地生成加工铁素体及MA、低温韧性及耐酸性降低的例子。
表1-1
表1-2
表4-1
表4-2
表5-1
表5-2

Claims (6)

1.一种耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，其特征在于，其为板厚为25mm以上且45mm以下的钢板，
其成分以质量％计含有：
C：0.04～0.08％、
Mn：1.2～2.0％、
Nb：0.005～0.05％、
Ti：0.005～0.03％、
Ca：0.0005～0.0050％、
N：0.001～0.008％，
限制为Si：0.5％以下、
Al：0.05％以下、
P：0.03％以下、
S：0.005％以下、
O：0.005％以下，
剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，
从钢板表面开始向着厚度方向为0.9mm以上且1.1mm以内的部分即表层部的金属组织以面积率计限制为：
加工铁素体：为5％以上且通过下述式1a求出的Sfe1％以下、
马氏体-奥氏体混成物：8％以下，
剩余部分由多边形铁素体、贝氏体中的一者或两者构成，
从板厚中心开始向着钢板的表背面的两方向为1mm以内的部分即板厚中央部的金属组织以面积率计限制为：
加工铁素体：5％以下、
马氏体-奥氏体混成物：5％以下，
剩余部分由针状铁素体、贝氏体中的一者或两者构成，
在表层部及板厚中央部中通过电子背散射衍射法测定的有效晶体粒径的平均值为20μm以下，
Sfe1＝0.6552×TH-4.7826式1a
其中，TH：厚壁高强度线管用钢板的板厚。
2.根据权利要求1所述的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有：
Cu：0.50％以下、
Ni：0.50％以下、
Cr：0.50％以下、
Mo：0.50％以下、
W：0.50％以下、
V：0.10％以下、
Zr：0.050％以下、
Ta：0.050％以下、
B：0.0020％以下、
Mg：0.010％以下、
REM：0.0050％以下、
Y：0.0050％以下、
Hf：0.0050％以下、
Re：0.0050％以下
中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，其特征在于，Al的含量为0.005％以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，其特征在于，抗拉强度为500～700MPa。
5.根据权利要求1～3中任一项所述的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板，其特征在于，造管后的屈服应力达到440MPa以上，抗拉强度达到500～700MPa，200℃下的时效后的圆周方向的压缩的0.2％流动应力达到450MPa以上。
6.一种厚壁高强度线管，其特征在于，其是将权利要求1～权利要求4中任一项所述的耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板成形为管状后，将对接部进行电弧焊接而制造的，
屈服应力为440MPa以上，抗拉强度为500～700MPa，200℃下的时效后的圆周方向的压缩的0.2％流动应力为450MPa以上。
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