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CN107406946A - 结构管用厚壁钢板、结构管用厚壁钢板的制造方法和结构管 - Google Patents

结构管用厚壁钢板、结构管用厚壁钢板的制造方法和结构管 Download PDF

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CN107406946A
CN107406946A CN201680017772.3A CN201680017772A CN107406946A CN 107406946 A CN107406946 A CN 107406946A CN 201680017772 A CN201680017772 A CN 201680017772A CN 107406946 A CN107406946 A CN 107406946A
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Abstract

本发明提供一种结构管用厚壁钢板，是API X80等级以上且板厚38mm以上的高强度钢板，在不添加大量的合金元素的情况下就轧制方向的强度和板厚中心部的夏比特性优异。所述结构管用厚壁钢板具有特定的成分组成，具有如下板厚中心部的微观组织：由铁素体和贝氏体这2相组织构成，铁素体的面积分率小于50％，且晶体粒径为15μm以下的铁素体粒在铁素体整体中占有80％以上的面积分率，拉伸强度为620MPa以上，板厚中心部的‑20℃时的夏比吸收能量vE‑20℃为100J以上。

Description

结构管用厚壁钢板、结构管用厚壁钢板的制造方法和结构管
技术领域
本发明涉及一种结构管用厚壁钢板，本发明尤其涉及一种具有API X80等级以上的强度且在板厚38mm以上的情况下板厚中心部的夏比特性也优异的结构管用厚壁钢板。
另外，本发明涉及上述结构管用厚壁钢板的制造方法和使用上述结构管用厚壁钢板制造的结构管。
背景技术
在利用海底资源钻探船等进行的石油或天然气的挖掘中，使用导体套管钢管(conductor casing steel pipe)、立管钢管(riser steel pipe)等结构管。在这些用途中，近年来，从基于压力上升所致的操作效率的提高、原材料成本的消减的观点考虑，对API(美国石油协会)X80等级以上的高强度厚壁钢管的要求正在提高。
另外，如上所述的结构管大多时对合金元素量非常多的锻造品(例如连接件等)进行圆周焊接而使用。在进行焊接时，出于除去因焊接所引起的锻造品的残留应力的目而实施PWHT(Post Weld Heat Treatment，焊接后热处理)，但有可能因热处理而导致强度等机械特性的降低。因此，对于结构管在PWHT后也要求优异的机械特性，特别是为了防止因挖掘时的海底的外压所致的破坏，要求在管的长边方向、即轧制方向维持高强度。
因此，例如在专利文献1中提出了通过对添加了0.30～1.00％的Cr、0.005～0.0030％的Ti和0.060％以下的Nb的钢进行热轧后，加速冷却，从而制造在600℃以上的高温进行属于PWHT的一种的去应力(应力消除，Stress Relief，SR)退火后还能够维持优异的强度的高强度立管钢管用钢板。
另外，在专利文献2中提出了一种焊接钢管，其中，使母材部和焊接金属的成分组成分别为特定的范围，并且使两者的屈服强度为551MPa以上。在专利文献2中记载了上述焊接钢管在焊接部其SR前后的韧性优异。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开平11-50188号公报
专利文献2:日本特开2001-158939号公报
发明内容
但是，在专利文献1所记载的钢板中，因为在PWHT时通过析出Cr碳化物来弥补因PWHT所致的强度降低，所以需要添加大量的Cr。因此，不仅原材料成本高，而且有可能导致焊接性或韧性降低。
另外，专利文献2所记载的钢管主要着眼于改善缝焊金属的特性，并未对母材进行特别考虑，无法避免因PWHT所致的母材强度的降低。为了确保母材强度，需要预先通过控制轧制或加速冷却来提高PWHT前的强度。
本发明是鉴于上述实际情况而开发的，目的在于提供一种结构管用厚壁钢板，是API X80等级以上、板厚38mm以上的高强度钢板，在不添加大量的合金元素的情况下相对于轧制方向垂直的方向的强度和板厚中心部的夏比特性优异。另外，本发明的目的在于提供上述结构管用厚壁钢板的制造方法和使用上述结构管用厚壁钢板制造的结构管。
本发明人等为了在板厚38mm以上的厚壁钢板中兼得板厚中心部的夏比特性和强度，就轧制条件对钢板的微观组织造成的影响进行了详细研究。一般，从焊接性的观点考虑，焊接钢管用的钢板或焊接结构用的钢板的化学成分受到严格限制，因此X65等级以上的高强度钢板在热轧后加速冷却而制造。因此，钢板的微观组织成为贝氏体为主体或者在贝氏体中含有岛状马氏体(Martensite-Austenite constituent，也简称为MA)的组织，随着板厚增加，无法避免板厚中心部的夏比特性降低。因此，本发明人等关于得到优异的板厚中心部的夏比特性的微观组织进行了深入研究，结果得到了以下的(a)和(b)的见解。
(a)对于提高板厚中心部的夏比特性，钢的微观组织的微细化是有效的，因此需要提高未再结晶区的累积压下率。
(b)另一方面，如果冷却开始温度过于低，则铁素体面积分率增加到50％以上而强度降低。因此，冷却开始温度需要提高。
基于以上见解，对钢的成分组成、微观组织和制造条件进行了详细研究，从而完成了本发明。
即，本发明的要旨构成如下。
1.一种结构管用厚壁钢板，
具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.030～0.100％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.50～2.50％、Al：0.080％以下、Mo：0.05～0.50％、Ti：0.005～0.025％、Nb：0.005～0.080％、N：0.001～0.010％、O：0.0050％以下、P：0.010％以下和S：0.0010％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，且由下述(1)式定义的碳当量Ceq为0.42以上；
并且，具有如下板厚中心部的微观组织：由铁素体和贝氏体这2相组织构成，铁素体的面积分率小于50％，且晶体粒径为15μm以下的铁素体粒在铁素体整体中占有80％以上的面积分率；
并且，拉伸强度为620MPa以上，板厚中心部的-20℃时的夏比吸收能量vE-20℃为100J以上，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)
(其中，(1)式中的元素符号表示将上述钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，该钢板中不含有该元素时为0)
2.根据上述1所述的结构管用厚壁钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有V：0.005～0.100％。
3.根据上述1或2所述的结构管用厚壁钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Ca：0.0005～0.0035％、REM：0.0005～0.0100％和B：0.0020％以下中的1种或2种以上。
4.一种结构管用厚壁钢板的制造方法，至少具有如下工序：
加热工序，将具有上述1～3中任一项所述的成分组成的钢坯材加热到加热温度：1100～1300℃；
热轧工序，将在上述加热工序中加热的钢坯材以800℃以下的累积压下率：70％以上的条件进行热轧而制成钢板；
加速冷却工序，将上述热轧的钢板以冷却开始温度：650℃以上、冷却结束温度：小于400℃、平均冷却速度：5℃/s以上的条件加速冷却。
5.根据上述4所述的结构管用厚壁钢板的制造方法，其中，进一步具有在上述加速冷却工序后，立即以0.5℃/s～10℃/s的升温速度进行再加热到400～550℃的再加热工序。
6.一种结构管，由上述1～3中任一项所述的结构管用厚壁钢板构成。
7.一种结构管，是将上述1～3中任一项所述的钢板在长边方向成型为筒状后，将对接部从内表面和外表面均在长边方向焊接至少各1层而得到的。
根据本发明，能够提供结构管用厚壁钢板和使用上述结构管用厚壁钢板的结构管，上述结构管用厚壁钢板是API X80等级以上的高强度钢板，在不添加大量合金元素的情况下具有轧制方向的高强度，并且板厚中心部的夏比特性优异。应予说明，在本发明中“厚壁”表示板厚为38mm以上。
具体实施方式
[成分组成]
接下来，对本发明中的各构成要件的限定理由进行阐述。
在本发明中，重要的是结构管用厚壁钢板具有规定的成分组成。因此，首先，对在本发明中如上所述地限定钢的成分组成的理由进行说明。应予说明，关于成分的“％”表示只要没有特别说明，就表示“质量％”。
C：0.030～0.100％
C是增加钢的强度的元素，为了得到所希望的组织，成为所希望的强度、韧性，需要使C含量为0.030％以上。另一方面，如果C含量超过0.100％，则焊接性劣化，容易产生焊接裂纹，并且母材韧性和HAZ韧性降低。因此，C含量为0.100％以下。应予说明，C含量优选为0.050～0.080％。
Si：0.01～0.50％
Si是作为脱氧剂发挥作用且通过固溶强化来增加钢材强度的元素。为了得到上述效果，使Si含量为0.01％以上。另一方面，如果Si含量超过0.50％，则HAZ韧性明显劣化。因此，使Si含量为0.50％以下。应予说明，Si含量优选为0.05～0.20％。
Mn：1.50～2.50％
Mn是具有提高钢的淬透性且提高强度和韧性的作用的元素。为了得到上述效果，使Mn含量为1.50％以上。另一方面，如果Mn含量超过2.50％，则焊接性有可能劣化。因此，Mn含量为2.50％以下。应予说明，Mn含量优选为1.80％～2.00％。
Al：0.080％以下
Al是作为炼钢时的脱氧剂而添加的元素。如果Al含量超过0.080％，则导致韧性降低，因此Al含量为0.080％以下。应予说明，Al含量优选为0.010～0.050％。
Mo：0.05～0.50％
Mo是在本发明中特别重要的元素，具有如下功能：抑制热轧后的冷却时的珠光体相变，同时与Ti、Nb、V形成微细的复合碳化物而使钢板的强度大幅上升。为了得到上述效果，使Mo含量为0.05％以上。另一方面，如果Mo含量超过0.50％，则导致焊接热影响部(Heat-Affected Zone，HAZ)韧性降低，因此Mo含量为0.50％以下。
Ti：0.005～0.025％
与Mo同样，Ti是在本发明中特别重要的元素，与Mo形成复合析出物而大幅有助于钢的强度的提高。为了得到上述效果，使Ti含量为0.005％以上。另一方面，添加超过0.025％会导致HAZ韧性和母材韧性的劣化。因此，Ti含量为0.025％以下。
Nb：0.005～0.080％
Nb是具有通过组织的微粒化而提高韧性的作用的元素。另外，与Mo一起形成复合析出物，有助于强度的提高。为了得到上述效果，使Nb含量为0.005％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.080％，则HAZ韧性劣化。因此，使Nb含量为0.080％以下。
N：0.001～0.010％
N通常作为不可避免的杂质存在于钢中，如果存在Ti，则形成TiN。为了通过TiN的扎钉效应来抑制奥氏体晶粒的粗大化，使N含量为0.001％以上。但是，TiN在焊接部、特别是焊接接合部附近加热到1450℃以上的区域分解，生成固溶N。因此，如果N含量过高，则由于生成上述固溶N而引起的韧性的降低变得明显。因此，N含量为0.010％以下。应予说明，N含量更优选为0.002～0.005％。
O：0.0050％以下，P：0.010％以下，S：0.0010％以下
在本发明中，O、P和S为不可避免的杂质，对这些元素的含量的上限进行如下规定。O形成粗大且对韧性造成负面影响的氧系夹杂物。为了抑制上述夹杂物的影响，使O含量为0.0050％以下。另外，P具有进行中心偏析而使母材的韧性降低的性质，因此如果P含量高，则母材韧性的降低成为问题。因此，P含量为0.010％以下。另外，S具有形成MnS系夹杂物而使母材的韧性降低的性质，因此如果S含量高，则母材韧性的降低成为问题。因此，使S含量为0.0010％以下。应予说明，O含量优选为0.0030％以下，P含量优选为0.008％以下，S含量优选为0.0008％以下。另一方面，O、P、S含量的下限没有限定，但在工业上超过0％。另外，如果过度降低含量，则导致精炼时间的增加、成本的上升，因此O含量优选为0.0005％以上，P含量优选为0.001％以上，S含量优选为0.0001％以上。
另外，本发明的结构管用厚壁钢板除上述元素以外，也可以进一步含有V：0.005～0.100％。
V：0.005～0.100％
与Nb同样，V与Mo一起形成复合析出物，有助于强度上升。添加V时，为了得到上述效果，使V含量为0.005％以上。另一方面，如果V含量超过0.100％，则HAZ韧性降低，因此添加V时，使V含量为0.100％以下。
另外，本发明的结构管用厚壁钢板除上述元素以外，也可以进一步含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Ca：0.0005～0.0035％、REM：0.0005～0.0100％和B：0.0020％以下中的1种或2种以上。
Cu：0.50％以下
Cu是对韧性的改善和强度的提高有效的元素，但如果添加量过多，则焊接性降低。因此，添加Cu时，使Cu含量为0.50％以下。应予说明，Cu含量的下限没有特别限定，添加Cu时优选使Cu含量为0.05％以上。
Ni：0.50％以下
Ni是对韧性的改善和强度的提高有效的元素，但如果添加量过多，则耐PWHT特性降低。因此，添加Ni时，使Ni含量为0.50％以下。应予说明，Ni含量的下限没有特别限定，添加Ni时优选使Ni含量为0.05％以上。
Cr：0.50％以下
与Mn同样，Cr是对即便在低C下也得到足够强度有效的元素，但过量添加会降低焊接性。因此，添加Cr时，使Cr含量为0.50％以下。应予说明，Cr含量的下限没有特别限定，添加Cr时优选使Cr含量为0.05％以上。
Ca：0.0005～0.0035％
Ca是对通过控制硫化物系夹杂物的形态而提高韧性有效的元素。为了得到上述效果，添加Ca时，使Ca含量为0.0005％以上。另一方面，即便添加Ca超过0.0035％，效果也饱和，反而因钢的清洁度降低而韧性降低。因此，添加Ca时，使Ca含量为0.0035％以下。
REM：0.0005～0.0100％
与Ca同样，REM(稀土金属)是对通过控制钢中的硫化物系夹杂物的形态而提高韧性有效的元素。为了得到上述效果，添加REM时，使REM含量为0.0005％以上。另一方面，即便添加超过0.0100％，效果也饱和，反而因钢的清洁度降低而使韧性降低，因此添加REM时使REM含量为0.0100％以下。
B：0.0020％以下
B因偏析于奥氏体晶界，抑制铁素体相变而特别有助于防止HAZ的强度降低。但是，即便添加超过0.0020％，其效果也饱和，因此添加B时，B含量为0.0020％以下。应予说明，B含量的下限没有特别限定，添加B时优选使B含量为0.0002％以上。
本发明的结构管用厚壁钢板由以上的成分以及剩余部分的Fe和不可避免的杂质构成。应予说明，“剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成”表示只要不损害本发明的作用·效果，含有以不可避免的杂质为代表的其它微量元素的情况也包含在本发明的范围。
在本发明中，重要的是不仅钢中含有的元素分别满足上述条件，而且使由下述(1)式定义的碳当量Ceq为0.42以上。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)
(其中，(1)式中的元素符号表示将上述钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，该钢板中不含有该元素时为0)
上述Ceq是将钢中添加的元素的影响换算成碳量表示的值，与母材强度有关，因此一般作为强度的指标使用。在本发明中，为了得到API X80等级以上的高强度，使Ceq为0.42以上。应予说明，Ceq优选为0.43以上。另一方面，Ceq的上限没有特别限定，优选为0.50以下。
[板厚中心部的微观组织]
接下来，对本发明中的钢的组织的限定理由进行说明。
在本发明中，重要的是钢板具有如下板厚中心部的微观组织：由铁素体和贝氏体这2相组织构成，铁素体的面积分率小于50％，且晶体粒径为15μm以下的铁素体粒在铁素体整体中占有80％以上的面积分率。通过这样控制微观组织，能够实现API X80等级的高强度，并且确保板厚中心部的夏比特性。应予说明，对于本发明的作为对象的板厚38mm以上的厚壁钢板，如果板厚中心部的微观组织满足上述条件，则会在钢板的板厚方向的几乎整个区域中具有满足上述条件的微观组织，从而能够体现本申请的效果。
这里，“铁素体和贝氏体这2相组织”表示实质上仅由铁素体和贝氏体构成的组织，但只要不损害本发明的作用·效果，含有其它组织的情况也包含于本发明的范围。具体而言，在钢的微观组织中所占的铁素体和贝氏体的面积分率的合计优选为90％以上，更优选为95％以上。另一方面，由于铁素体和贝氏体的面积分率的合计越高越优选，因此上限没有特别限定，可以为100％。
除铁素体和贝氏体以外的组织越少越好，但只要铁素体和贝氏体的面积率足够高，则剩余部分的组织的影响几乎可以忽略，因此允许以合计面积率计含有10％以下的除铁素体和贝氏体以外的组织中的1种或2种以上。这些除铁素体以外的组织以合计面积率计优选为5％以下。作为剩余部分组织的例子，可举出珠光体、渗碳体、马氏体、岛状马氏体等。
另外，在板厚中心的微观组织中所占的铁素体的面积分率需要小于50％。铁素体的面积分率优选为40％以下。另一方面，铁素体的面积分率的下限没有特别限定，优选为5％以上。
此外，为了确保钢板板厚中心部的夏比特性，对于板厚中心而言，需要晶体粒径为15μm以下的铁素体粒在铁素体整体中占有80％以上的面积分率。晶体粒径为15μm以下的铁素体粒的面积分率越高越优选，因此上限没有特别限定，可以为100％。
应予说明，铁素体和贝氏体的面积分率以及铁素体的晶体粒径可以通过对从板厚中心部(板厚的1/2的位置)采取的试样进行镜面研磨、硝酸酒精腐蚀的面，利用扫描式电子显微镜(倍率1000倍)随机进行5个视场以上的观察来鉴定。在本发明中，晶体粒径使用作为当量圆半径而求出的值。
[机械特性]
本发明的结构管用厚壁钢板具有如下机械特性：拉伸强度为620MPa以上且板厚中心部的-20℃时的夏比吸收能量vE-20℃为100J以上。这里，拉伸强度和夏比吸收能量可以按照实施例中记载的方法进行测定。应予说明，拉伸强度的上限没有特别限定，例如，如果为X80等级，则为825MPa以下，如果为X100等级，则为990MPa以下。同样地，vE-20℃的上限也没有特别限定，但通常为500J以下。
[钢板的制造方法]
接下来，对本发明的钢板的制造方法进行说明。应予说明，在以下的说明中，只要没有特别说明，温度就为钢板的板厚方向的平均温度。钢板的板厚方向的平均温度通过从板厚、表面温度和冷却条件等，利用模拟计算等而求出。例如，通过使用差分法对板厚方向的温度分布进行计算而求出钢板的板厚方向的平均温度。
本发明的结构管用厚壁钢板可以通过将具有上述成分组成的钢坯材按照以下(1)～(3)的工序依次处理来制造。另外，也可以进一步任意进行(4)的工序。
(1)加热工序，将上述钢坯材加热到加热温度：1100～1300℃；
(2)热轧工序，将在上述加热工序中加热的钢坯材以800℃以下的累积压下率：70％以上的条件进行热轧而制成钢板；
(3)加速冷却工序，将上述热轧的钢板以冷却开始温度：650℃以上、冷却结束温度：小于400℃、平均冷却速度：5℃/s以上的条件加速冷却；以及
(4)再加热工序，在上述加速冷却工序后，立即以0.5℃/s～10℃/s的升温速度进行再加热到400～550℃。
具体而言，上述各工序可以如下所述地进行。
[钢坯材]
上述钢坯材可以按照常规方法进行熔炼。钢坯材的制造方法没有特别限定，优选利用连续铸造法进行制造。
[加热工序]
上述钢坯材在轧制之前先加热。此时的加热温度为1100～1300℃。通过使加热温度为1100℃以上，能够将钢坯材中的碳化物固溶而确保目标强度。应予说明，上述加热温度优选为1120℃以上。另一方面，如果加热温度超过1300℃，则奥氏体晶粒粗大化，最终的钢组织也粗大化而韧性劣化，因此加热温度为1300℃以下。应予说明，上述加热温度优选为1250℃以下。
[热轧工序]
接下来，对在上述加热工序中加热的钢坯材进行轧制。此时，如果800℃以下的累积压下率小于70％，则无法使轧制后的钢板板厚中心部的微观组织最优化，无法确保夏比特性。因此，使800℃以下的累积压下率为70％以上。应予说明，800℃以下的累积压下率的上限没有特别限定，通常为90％以下。轧制结束温度没有特别限定，但从如上所述地确保800℃以下的累积压下率的观点考虑，优选为780℃以下，进一步优选为760℃以下。另外，从像后述那样确保冷却开始温度的观点考虑，轧制结束温度优选为700℃以上，进一步优选为720℃以上。
[加速冷却工序]
热轧工序结束后，将该热轧工序中得到的钢板加速冷却。此时，如果加速冷却的开始温度小于650℃，则铁素体增加到50％以上，强度大幅降低。因此，冷却开始温度为650℃以上。应予说明，从确保规定量的铁素体分率的观点考虑，冷却开始温度优选为680℃以上。另一方面，冷却开始温度的上限没有特别限定，但优选为780℃以下。
另外，如果冷却结束温度过高，则无法充分进行向贝氏体的相变，大量生成珠光体或岛状马氏体，有可能对韧性造成负面影响，因此冷却结束温度小于400℃。应予说明，冷却结束温度的下限没有特别限定，但优选为200℃以上。
另外，如果冷却速度过小，则无法充分进行向贝氏体的相变，大量生成珠光体，有可能对韧性造成负面影响，因此平均冷却速度为5℃/s以上。应予说明，平均冷却速度的上限没有特别限定，但优选为25℃/s以下。
[再加热工序]
上述加速冷却结束后，可以进行再加热。即便在加速冷却结束温度低、马氏体等贝氏体以外的低温相变组织大量生成的情况下，只要实施再加热进行回火处理，就能够确保规定的韧性。进行再加热时，在加速冷却工序后，立即以0.5℃/s～10℃/s的升温速度进行再加热到400～550℃。这里，“加速冷却后立即”是指加速冷却结束后，在120秒以内开始0.5℃/s～10℃/s的升温速度下的再加热。
通过以上工序，能够制造具有API X80等级以上的高强度且板厚中心部的夏比特性优异的结构管用厚壁钢板。应予说明，如上所述本发明的结构管用厚壁钢板具有38mm以上的板厚。板厚的上限没有特别限定，如果板厚超过60mm，则有可能难以满足本发明的制造条件，因此板厚优选为60mm以下。
[钢管]
可以使用如上所述得到的钢板作为材料来制造钢管。上述钢管例如可以制成将上述结构管用厚壁钢板在长边方向成型为筒状，焊接对接部而成的结构管。作为钢管的制造方法，没有特别限定，可以使用任意的方法。例如可以按照常规方法用U型压力机和O型压力机将钢板在钢板长边方向形成筒状后，缝焊对接部而制成UOE钢管。上述缝焊优选在定位焊接后对内表面、外表面以埋弧焊进行各1层。在埋弧焊中使用的焊剂没有特别限制，可以为熔融型焊剂，也可以为烧成型焊剂。进行缝焊后，为了提高焊接残留应力以及提高钢管真圆度，实施扩管。在扩管工序中扩管率(扩管前后的外径变化量与扩管前的管的外径之比)通常在0.3％～1.5％的范围实施。从真圆度改善效果与扩管装置所要求的能力的平衡的观点考虑，扩管率优选为0.5％～1.2％的范围。代替上述的UOE工艺，可以利用对钢板反复进行三点弯曲而依次成型的压力折弯(Press Bend)法在制造具有大致圆形的截面形状的钢管后与上述的UOE工艺同样地实施缝焊。在压力折弯法的情况下，也可以与UOE工艺的情况同样地进行缝焊后，进行扩管。在扩管工序中扩管率(扩管前后的外径变化量与扩管前的管的外径之比)通常在0.3％～1.5％的范围实施。从真圆度改善效果与扩管装置所要求的能力的平衡的观点考虑，扩管率优选为0.5％～1.2％的范围。另外，根据需要，也可以进行焊接前的预热或焊接后的热处理。
实施例
对表1中示出的成分组成(剩余部分为Fe和不可避免的杂质)的钢进行熔炼，利用连续铸造法制成板坯。使用得到的板坯作为坯材，以表2中示出的条件制造板厚38～51mm的厚壁钢板。利用以下所述的方法对得到的钢板各自进行在微观组织中所占的铁素体和贝氏体的面积分率以及机械特性进行评价。将评价结果示于表3。
对于铁素体和贝氏体的面积分率，利用扫描式电子显微镜(倍率1000倍)对将从板厚中心位置采取的试样进行镜面研磨、硝酸酒精腐蚀的面随机进行5个视场以上的观察而评价。
对于机械特性中的0.5％耐力(YS)和拉伸强度(TS)，从得到的厚壁钢板采取轧制垂直方向的全厚试验片，按照JIS Z 2241(1998)的规定实施拉伸试验来测定。
对于机械特性中的夏比特性，从板厚中心部各采取3个使轧制方向为长边方向的2mmV型缺口夏比试验片，利用夏比冲击试验对各试验片在-20℃时测定吸收能量(vE-20℃)，求出它们的平均值。
另外，为了评价焊接热影响部(HAZ)韧性，利用重现热周期装置制成施加了相当于热输入40kJ/cm～100kJ/cm的热历程的试验片，使用得到的试验片进行夏比冲击试验。利用与上述的-20℃时的夏比吸收能量的评价相同的方法进行测定，将得到的-20℃时的夏比吸收能量为100J以上的情况评价为良好(○)，将小于100J的情况评价为不良(×)。
此外，为了评价耐PWHT特性，使用气体气氛炉进行各钢板的PWHT处理。此时的热处理条件为600℃下2小时，其后，将钢板从炉中取出，利用空冷冷却至室温。利用与上述的PWHT前的测定相同的方法对得到的PWHT处理后的钢板分别测定0.5％YS、TS和vE-20℃。
如表3所示，满足本发明的条件的发明例(No.1～7)在PWTH前后都具有优异的机械特性。另一方面，在不满足本发明的条件的比较例(No.8～18)中，PWTH前后中的一者或两者的机械特性差。例如，No.8～12的钢的成分组成满足本发明的条件，但母材的强度、夏比特性差。认为其中的No.9是由于800℃以下的累积压下率低，因此晶体粒径为15μm以下的铁素体的面积分率低，其结果，夏比特性降低。另外，认为No.10的钢板微观组织中的铁素体面积分率超过50％，其结果，母材强度降低。No.13～18因为钢的化学成分为本发明的范围外，所以充分的母材强度、夏比特性、HAZ韧性中的至少一者差。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供结构管用厚壁钢板和使用上述结构管用厚壁钢板的结构管，上述结构管用厚壁钢板为API X80等级以上且板厚38mm以上的高强度钢板，在不添加大量合金元素的情况下就具有轧制方向的高强度，并且板厚中心部的夏比特性优异。上述结构管在PWHT后也维持着优异的机械特性，因此作为导体套管钢管、立管钢管等结构管是极其有用的。

Claims (7)

1.一种结构管用厚壁钢板，
具有如下成分组成：以质量％计含有
C：0.030～0.100％、
Si：0.01～0.50％、
Mn：1.50～2.50％、
Al：0.080％以下、
Mo：0.05～0.50％、
Ti：0.005～0.025％、
Nb：0.005～0.080％、
N：0.001～0.010％、
O：0.0050％以下、
P：0.010％以下、以及
S：0.0010％以下，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，且
由下述(1)式定义的碳当量Ceq为0.42以上；
并且，具有如下板厚中心部的微观组织：由铁素体和贝氏体这2相组织构成，铁素体的面积分率小于50％，且晶体粒径为15μm以下的铁素体粒在铁素体整体中占有80％以上的面积分率；
并且，拉伸强度为620MPa以上，板厚中心部的-20℃时的夏比吸收能量vE-20℃为100J以上，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)
其中，(1)式中的元素符号表示将所述钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，该钢板中不含有该元素时为0。
2.根据权利要求1所述的结构管用厚壁钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有V：0.005～0.100％。
3.根据权利要求1或2所述的结构管用厚壁钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自
Cu：0.50％以下、
Ni：0.50％以下、
Cr：0.50％以下、
Ca：0.0005～0.0035％、
REM：0.0005～0.0100％、和
B：0.0020％以下中的1种或2种以上。
4.一种结构管用厚壁钢板的制造方法，至少具有如下工序：
加热工序，将具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢坯材加热到加热温度：1100～1300℃；
热轧工序，将在所述加热工序中加热的钢坯材以800℃以下的累积压下率：70％以上的条件进行热轧而制成钢板；以及
加速冷却工序，将所述热轧过的钢板以冷却开始温度：650℃以上、冷却结束温度：小于400℃、平均冷却速度：5℃/s以上的条件进行加速冷却。
5.根据权利要求4所述的结构管用厚壁钢板的制造方法，其中，进一步具有如下再加热工序：在所述加速冷却工序后，立即以0.5℃/s～10℃/s的升温速度进行再加热到400～550℃。
6.一种结构管，由权利要求1～3中任一项所述的结构管用厚壁钢板构成。
7.一种结构管，是将权利要求1～3中任一项所述的结构管用厚壁钢板在长边方向成型为筒状后，将对接部从内外表面均在长边方向焊接至少各1层而得到的。
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