钢板和钢管的制作方法

金属材料;冶金;铸造;磨削;抛光设备的制造及处理,应用技术1.本发明涉及钢板和钢管。背景技术：2.近年来，原油、天然气等的油井及气井(以下将油井及气井总称为“油井”)的开采条件变得苛刻。油井的开采环境随着开采深度增加，在其气氛中含有co2、h2s、cl-等，所开采的原油和天然气也较多地含有h2s。3.因此，对输送它们的管线管的性能的要求也变得严格，具有高的抗硫化物应力腐蚀开裂性(以下也称为“耐ssc性”)和抗氢致开裂性(以下也称为“耐hic性”)的管线管用钢管和成为该钢管的原料的管线管用钢板的需求增加。4.从提高耐ssc性的观点出发，在含有h2s的环境中使用的钢需要将钢的最高硬度抑制得较低。因此，在要求耐硫化物性能(耐ssc性等)的钢中，抑制硬度的技术的提升成为重要的课题。5.例如，在专利文献1中公开了一种耐ssc性优异的抗拉强度60kgf/mm2级的高强度钢的制造方法。另外，在专利文献2中公开了一种抗拉强度为570～720n/mm2的、焊接热影响区与母材的硬度差小的厚钢板及其制造方法。另外，在专利文献3中公开了一种能够防止强度的降低和dwtt特性的劣化、并且使表面硬度降低的具有x60级及其以上的强度的耐酸管线管用高强度钢板的制造方法。6.根据专利文献1～3，通过在淬火后实施回火，能够使钢板表面的硬度降低。但是，在这些文献中，在硬度的评价中，进行了将试验力设为98n(10kgf)的维氏硬度试验。若试验力高，则测定区域变大。即，测定大的区域中所包含的金属组织的平均硬度。另外，若试验力高，则压痕自身的尺寸也达到数百微米。因此，不能够测定钢板最表层、例如从表层起的数百微米的范围内的硬度。7.然而，本发明人进行研究的结果获知：即使某种程度地抑制了表层的平均硬度，若局部地存在硬度高的组织，则也有可能以那里为起点产生ssc。即获知：由于ssc是从表层产生的开裂，因此若在最表层存在硬度高的组织，则有可能以那里为起点产生ssc。8.因此，为了进一步提高耐ssc性，需要将进行在更低的试验力下的维氏硬度试验而得到的局部的最高硬度也控制得较低。然而，如上所述，在专利文献1～3中，虽然进行了将试验力设为98n(10kgf)的维氏硬度试验，但是未进行局部的硬度的控制。9.而且，对于在寒冷地区使用的管线管用的钢板和钢管，不仅要求耐ssc性和耐hic性，也要求低温韧性。10.在专利文献4中公开了一种使表层部的最大硬度为270hv以下而提高了耐ssc性的、适合于管线管用的钢板和以该钢板为母材的钢管。另外，在专利文献5中公开了一种使表层部的最高硬度为250hv以下而提高了耐ssc性的、适合于管线管用的钢板和以该钢板为母材的钢管。11.然而，在这些文献所记载的技术中，在钢板的冷却中，通过利用包含复热的冷却使表层的冷却速度平均性地减慢，来使表层的硬度降低。因此，在这些技术中，不能充分地进行中心部的组织控制，存在不能够应对对低温韧性(dwtt)的更高的要求的情况。12.因此，期望获得表层硬度低、且低温韧性(dwtt)优异的钢板和钢管。13.在先技术文献14.专利文献15.专利文献1：日本国特开平2-8322号公报16.专利文献2：日本国特开2001-73071号公报17.专利文献3：日本国特开2002-327212号公报18.专利文献4：国际公开2019/058420号19.专利文献5：国际公开2019/058422号20.非专利文献21.日本钢铁协会基础研究会贝氏体调查研究部会编，“钢的贝氏体照片集1”，日本钢铁协会，1992年6月出版技术实现要素：22.本发明的目的是解决上述问题，提供具有优异的耐ssc性和耐hic性以及优异的低温韧性的钢板和钢管。23.本发明是为了解决上述课题而完成的，其主旨在于下述的钢板和钢管。24.(1)本发明的一个方式涉及的钢板，化学组成以质量％计包含c：0.020～0.080％、si：0.01～0.50％、mn：0.50～1.60％、nb：0.001～0.100％、n：0.0010～0.0100％、ca：0.0001～0.0050％、p：0.030％以下、s：0.0025％以下、ti：0.005～0.030％、al：0.010～0.040％、o：0.0040％以下、mo：0～2.00％、cr：0～2.00％、cu：0～2.00％、ni：0～2.00％、w：0～1.00％、v：0～0.200％、zr：0～0.0500％、ta：0～0.0500％、b：0～0.0020％、rem：0～0.0100％、mg：0～0.0100％、hf：0～0.0050％、re：0～0.0050％，余量为fe和杂质，满足下述(i)式，由下述(ii)式表示的ceq为0.30～0.50，板厚中心部的金属组织以面积％计包含0～80％的多边形铁素体；和选自针状铁素体和贝氏体中的1种或2种，余量为m-a相，有效晶体粒径为15.0μm以下，从表面起沿厚度方向直到1.0mm为止的范围即表层中的金属组织以面积％计包含合计为95％以上的选自针状铁素体和贝氏体中的1种或2种，余量为m-a相，所述表层中的最高硬度为250hv0.1以下。25.0.05≤mo+cr+cu+ni≤2.00…(i)26.ceq＝c+mn/6+(ni+cu)/15+(cr+mo+v)/5…(ii)27.其中，式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下记为零。28.(2)根据上述(1)所述的钢板，所述板厚中心部的所述金属组织中的多边形铁素体的面积％可以为0％以上且小于20％。29.(3)根据上述(1)所述的钢板，可以是：所述板厚中心部的所述金属组织中的多边形铁素体的面积％为20～80％，所述有效晶体粒径为10.0μm以下。30.(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的钢板，所述化学组成以质量％计可以含有选自w：0.01～1.00％、v：0.010～0.200％、zr：0.0001～0.050％、ta：0.0001～0.0500％和b：0.0001～0.0020％中的1种以上。31.(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的钢板，所述化学组成以质量％计可以含有选自rem：0.0001～0.0100％、mg：0.0001～0.0100％、hf：0.0001～0.0050％、re：0.0001～0.0050％中的1种以上。32.(6)本发明的另一方式涉及的钢管，具有母材部和焊接部，所述母材部由筒状的钢板构成，所述焊接部设置于所述钢板的对接部、且在所述钢板的长度方向上延伸，所述钢板，化学组成以质量％计包含c：0.020～0.080％、si：0.01～0.50％、mn：0.50～1.60％、nb：0.001～0.100％、n：0.0010～0.0100％、ca：0.0001～0.0050％、p：0.030％以下、s：0.0025％以下、ti：0.005～0.030％、al：0.010～0.040％、o：0.0040％以下、mo：0～2.00％、cr：0～2.00％、cu：0～2.00％、ni：0～2.00％、w：0～1.00％、v：0～0.200％、zr：0～0.0500％、ta：0～0.0500％、b：0～0.0020％、rem：0～0.0100％、mg：0～0.0100％、hf：0～0.0050％、re：0～0.0050％，余量为fe和杂质，满足下述(i)式，由下述(ii)式表示的ceq为0.30～0.50，所述钢管，壁厚中心部的金属组织以面积％计包含0～80％的多边形铁素体；和选自针状铁素体和贝氏体中的1种或2种，余量为m-a相，有效晶体粒径为15.0μm以下，从表面起沿厚度方向直到1.0mm为止的范围即表层中的金属组织以面积％计包含合计为95％以上的选自针状铁素体和贝氏体中的1种或2种，余量为m-a相，所述表层中的最高硬度为250hv0.1以下。33.0.05≤mo+cr+cu+ni≤2.00…(i)34.ceq＝c+mn/6+(ni+cu)/15+(cr+mo+v)/5…(ii)35.其中，式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下记为零。36.(7)根据上述(6)所述的钢管，所述壁厚中心部的所述金属组织中的多边形铁素体的面积％可以为0％以上且小于20％。37.(8)根据上述(6)所述的钢管，可以是：所述壁厚中心部的所述金属组织中的多边形铁素体的面积％为20～80％，所述有效晶体粒径为10.0μm以下。38.在本发明中，“hv0.1”意指将试验力设为0.98n(0.1kgf)来实施了维氏硬度试验的情况下的“硬度符号”(参照jis z 2244：2009)。39.根据本发明的上述方式，能够得到具有优异的耐ssc性和耐hic性以及优异的低温韧性的钢板和钢管。这样的钢管适合作为管线管用途，钢板适合作为该管线管用钢管的原料。具体实施方式40.以下，对本发明的一实施方式涉及的钢板(本实施方式涉及的钢板)和本发明的一实施方式涉及的钢管(本实施方式涉及的钢管)的各要件进行详细说明。41.《钢板》42.首先，对本实施方式涉及的钢板进行说明。43.1.化学组成44.各元素的限定理由如下。在以下的说明中，关于含量的“％”意指“质量％”。另外，对于夹着“～”的数值限定范围，其值作为下限值和上限值包含在该范围内。另一方面，关于表示为“超过”或“小于”的数值，该值不包含在数值范围内。45.c：0.020～0.080％46.c是使钢的强度提高的元素。当c含量小于0.020％时，不能充分得到强度提高效果。因此，c含量设为0.020％以上。c含量优选为0.030％以上。47.另一方面，若c含量超过0.080％，则表层的硬度上升，容易产生ssc。因此，c含量设为0.080％以下。为了确保耐ssc性、并且抑制焊接性和韧性的降低，c含量优选为0.060％以下，更优选为0.055％以下。48.si：0.01～0.50％49.si是为了脱氧而添加的元素。当si含量小于0.01％时，不能够充分得到脱氧效果，另外，制造成本大幅上升。因此，si含量设为0.01％以上。si含量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。50.另一方面，若si含量超过0.50％，则焊接部的韧性降低。因此，si含量设为0.50％以下。si含量优选为0.40％以下，更优选为0.30％以下。51.mn：0.50～1.60％52.mn是提高强度和韧性的元素。当mn含量小于0.50％时，不能充分得到由含有带来的效果。因此，mn含量设为0.50％以上。mn含量优选为1.00％以上，更优选为1.20％以上。53.另一方面，若mn含量超过1.60％，则抗氢致开裂性(耐hic性)降低。因此，mn含量设为1.60％以下。mn含量优选为1.50％以下。54.nb：0.001～0.100％55.nb是形成碳化物和氮化物、有助于提高钢的强度的元素。另外，nb具有使未再结晶温度区域扩大至高温区域的作用，因此是有助于通过晶粒微细化来提高韧性的元素。当nb含量小于0.001％时，不能够充分得到上述效果。因此，nb含量设为0.001％以上。nb含量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。56.另一方面，当nb含量超过0.100％时，生成粗大的碳化物和氮化物，耐hic性和韧性降低。因此，nb含量设为0.100％以下。nb含量优选为0.080％以下，更优选为0.060％以下。57.n：0.0010～0.0100％58.n是与ti或nb形成氮化物、有助于加热时的奥氏体粒径的微细化的元素。当n含量小于0.0010％时，不能够充分得到上述效果，并且在商用制造工序中使n含量小于0.0010％需要很大的制造成本。因此，n含量设为0.0010％以上。n含量优选为0.0020％以上。59.另一方面，若n含量超过0.0100％，则生成粗大的碳氮化物，耐hic性和韧性降低。因此，n含量设为0.0100％以下。n含量优选为0.0060％以下。60.ca：0.0001～0.0050％61.ca是形成cas、抑制在轧制方向上伸长的mns的形成、有助于耐hic性的提高的元素。当ca含量小于0.0001％时，不能够充分得到上述效果。因此，ca含量设为0.0001％以上。ca含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。62.另一方面，若ca含量超过0.0050％，则氧化物集聚，耐hic性降低。因此，ca含量设为0.0050％以下。ca含量优选为0.0045％以下，更优选为0.0040％以下。63.p：0.030％以下64.p是作为杂质含有的元素。若p含量超过0.030％，则耐ssc性和耐hic性降低。另外，在进行了焊接的情况下，焊接部的韧性降低。因此，p含量设为0.030％以下。p含量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。p含量的过度降低会招致制造成本的大幅上升，因此0.001％为实质性的下限。65.s：0.0025％以下66.s是作为杂质含有、形成在热轧时沿轧制方向延伸的mns从而损害耐hic性的元素。若s含量超过0.0025％，则耐hic性显著降低。因此，s含量设为0.0025％以下。s含量优选为0.0015％以下，更优选为0.0010％以下。s含量的过度降低会招致制造成本的大幅上升，因此0.0001％为实质性的下限。67.ti：0.005～0.030％68.ti是形成氮化物、有助于晶粒的微细化的元素。若ti含量小于0.005％，则不能够充分得到效果。因此，ti含量设为0.005％以上。ti含量优选为0.008％以上。69.另一方面，若ti含量超过0.030％，则不仅韧性降低，而且生成粗大的氮化物，耐hic性降低。因此，ti含量设为0.030％以下。ti含量优选为0.020％以下。70.al：0.010～0.040％71.al是为了脱氧而添加的元素。若al含量小于0.010％，则不能充分得到上述效果。因此，al含量设为0.010％以上。al含量优选为0.015％以上。72.另一方面，若al含量超过0.040％，则al氧化物集聚，耐hic性降低。因此，al含量设为0.040％以下。al含量优选为0.035％以下。73.o：0.0040％以下74.o是脱氧后不可避免地残留的杂质元素。若o含量超过0.0040％，则生成氧化物，韧性和耐hic性降低。因此，o含量设为0.0040％以下。o含量优选为0.0030％以下。o含量越少越优选，但o含量的过度降低会招致制造成本的大幅上升，因此0.0010％为实质性的下限。75.mo：0～2.00％76.cr：0～2.00％77.cu：0～2.00％78.ni：0～2.00％79.0.05≤mo+cr+cu+ni≤2.00…(i)80.其中，式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下记为0(零)。81.mo、cr、cu和ni是有助于提高淬火性的元素。为了调整后述的淬火性的指标ceq，将这些元素的合计含量设为0.05％以上。这些元素的合计含量优选为0.07％以上，更优选为0.10％以上。82.另一方面，当mo、cr、cu和ni的合计含量超过2.00％时，钢的硬度上升，耐ssc性降低。因此，mo、cr、cu和ni的合计含量为2.00％以下。合计含量优选为1.00％以下，更优选为0.90％以下。另外，mo、cr、cu和ni各自的含量优选为1.00％以下，更优选为0.50％以下。83.w：0～1.00％84.w是对提高钢的强度有效的元素。因此，可以根据需要来含有。为了得到上述的效果，w含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。85.但是，若w含量超过1.00％，则硬度上升，有时耐ssc性降低、韧性降低。因此，即使在含有的情况下，w含量也设为1.00％以下。w含量优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下。86.v：0～0.200％87.v是形成碳化物、氮化物、有助于提高钢的强度的元素。因此，可以根据需要来含有。为了得到上述的效果，v含量优选为0.010％以上，更优选为0.030％以上。88.但是，若v含量超过0.200％，则钢的韧性降低。因此，即使在含有的情况下，v含量也设为0.200％以下。v含量优选为0.100％以下，更优选为0.080％以下。89.zr：0～0.0500％90.zr与v同样地是形成碳化物、氮化物、有助于提高钢的强度的元素。因此，可以根据需要来含有。为了得到上述的效果，zr含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。91.但是，当zr含量超过0.0500％时，有时钢的韧性降低。因此，即使在含有的情况下，zr含量也设为0.0500％以下。zr含量优选为0.0200％以下，更优选为0.0100％以下。92.ta：0～0.0500％93.ta与v同样地是形成碳化物、氮化物、有助于强度的提高的元素。因此，可以根据需要来含有。为了得到上述的效果，ta含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。94.但是，当ta含量超过0.0500％时，有时钢的韧性降低。因此，即使在含有的情况下，ta含量也设为0.0500％以下。ta含量优选为0.0200％以下，更优选为0.0100％以下。95.b：0～0.0020％96.b是在钢的晶界偏析而显著有助于淬火性的提高的元素。因此，可以根据需要来含有。为了得到上述的效果，b含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。97.但是，当b含量超过0.0020％时，有时钢的韧性降低。因此，即使在含有的情况下，b含量也设为0.0020％以下。b含量优选为0.0015％以下，更优选为0.0012％以下。98.rem：0～0.0100％99.rem是控制硫化物系夹杂物的形态、有助于耐ssc性、耐hic性和韧性的提高的元素。因此，可以根据需要来含有。为了得到上述的效果，rem含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0010％以上。100.但是，当rem含量超过0.0100％时，生成粗大的氧化物，不仅钢的洁净度降低，而且耐hic性和韧性降低。因此，即使在含有的情况下，rem含量也设为0.0100％以下。rem含量优选为0.0060％以下。101.在此，rem是指sc、y和镧系元素的合计17种元素，所述rem的含量意指这些元素的合计含量。102.mg：0～0.0100％103.mg是生成微细的氧化物而抑制晶粒的粗大化、有助于韧性的提高的元素。因此，可以根据需要来含有。为了得到上述的效果，mg含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0010％以上。104.但是，若mg含量超过0.0100％，则氧化物凝聚、粗大化，耐hic性降低，另外，韧性降低。因此，即使在含有的情况下，mg含量也设为0.0100％以下。mg含量优选为0.0050％以下。105.hf：0～0.0050％106.hf与ca同样地是生成硫化物、抑制在轧制方向上伸长的mns的生成、有助于耐hic性的提高的元素。因此，可以根据需要来含有。为了得到上述的效果，hf含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。107.但是，当hf含量超过0.0050％时，氧化物增加、凝聚、粗大化，耐hic性降低。因此，即使在含有的情况下，hf含量也设为0.0050％以下。hf含量优选为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下。108.re：0～0.0050％109.re与ca同样地是生成硫化物、抑制在轧制方向上伸长的mns的生成、有助于耐hic性的提高的元素。因此，可以根据需要来含有。为了得到上述的效果，re含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。110.但是，若re含量超过0.0050％，则氧化物增加、凝聚、粗大化，耐hic性降低。因此，即使在含有的情况下，re含量也设为0.0050％以下。re含量优选为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下。111.在本实施方式涉及的钢板的化学组成中，余量(剩余部分)为fe和杂质。在此，所谓“杂质”是在工业性制造钢时通过矿石、废料等原料混入、以及由于制造工序的各种因素而混入的成分，且是指在不对本实施方式涉及的钢板给予不良影响的范围内容许的成分。112.ceq：0.30～0.50113.在本实施方式涉及的钢板中，需要在如上述那样控制各元素的含量的基础上，使采用各元素的含量计算的ceq为规定的范围。ceq是成为淬火性的指标的值，由下述(ii)式表示。114.当ceq小于0.30时，得不到需要的强度。另一方面，若ceq超过0.50，则表层硬度变高，耐ssc性降低。因此，ceq设为0.30～0.50。ceq优选为0.33以上，优选为0.45以下。115.ceq＝c+mn/6+(ni+cu)/15+(cr+mo+v)/5…(ii)116.其中，式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下记为零。117.2.金属组织118.《板厚中心部的金属组织以面积％计包含0～80％的多边形铁素体；和选自针状铁素体和贝氏体中的1种或2种，余量为m-a相》119.在本实施方式涉及的钢板中，板厚中心部的金属组织设为以面积％计包含0～80％的多边形铁素体，还包含选自针状铁素体和贝氏体中的1种或2种，余量(剩余部分)为m-a相的组织。120.若在钢内部的金属组织中含有马氏体，则钢的强度过于上升，难以将表层硬度抑制得较低。因此，通过调整钢的化学组成，特别是使ceq的值处于适当的范围，并且如后述那样在热轧后进行控制冷却，来抑制马氏体的生成。121.因此，考虑到强度与表层硬度的平衡，将板厚中心部的金属组织设为下述组织，该组织包含：多边形铁素体；以及，针状铁素体和/或贝氏体。122.当多边形铁素体的面积率超过80％时，不仅难以得到需要的强度，而且耐hic性劣化。因此，多边形铁素体的面积率设为80％以下。多边形铁素体的面积率优选为60％以下。123.通过在钢内部含有多边形铁素体，能够使韧性提高。因此，在要求更优异的低温韧性的情况下，优选将多边形铁素体的面积率设为20％以上。124.另一方面，在要求更优异的耐hic性的情况下，优选将板厚中心部的金属组织设为针状铁素体和贝氏体为主体的组织。在该情况下，优选：将多边形铁素体的面积率设为小于20％，将针状铁素体和贝氏体的合计面积率设为80％以上。更优选针状铁素体和贝氏体的合计面积率为90％以上。125.在板厚中心部的金属组织中，多边形铁素体、针状铁素体、贝氏体以外的余量为m-a相。m-a相优选为5.0％以下。也可以不包含m-a相。《板厚中心部的有效晶体粒径：15.0μm以下》126.另外，板厚中心部的有效晶体粒径为15.0μm以下。通过使板厚中心部的晶体微细化，能够确保良好的低温韧性。在要确保更良好的低温韧性的情况下，有效晶体粒径优选为10.0μm以下。127.《表层中的金属组织以面积％计包含合计为95％以上的选自针状铁素体和贝氏体中的1种或2种，余量为m-a相》128.在本实施方式涉及的钢板中，将从表面起沿厚度方向直到1.0mm为止的范围即表层中的金属组织设为包含选自针状铁素体和贝氏体中的1种或2种、且余量(剩余部分)为m-a相的组织。129.与钢内部相比，表层的冷却速度相对地高，在热轧后的冷却过程中容易生成马氏体。若该马氏体未受到充分的回火效果而残存于最终的组织，则耐ssc性降低。因此，将表层的金属组织设为以针状铁素体和/或贝氏体为主体的组织。另外，为了使表层的最高硬度为后述的范围，希望使表层的硬度尽量均匀。若在表层中含有针状铁素体或贝氏体，则能得到使硬度均匀的效果，因此优选。130.针状铁素体与贝氏体的合计面积率优选为97％以上，更优选为98％以上，进一步优选为99％以上，也可以为100％。131.在表层中的金属组织中，余量为m-a相。但是，也可以不包含m-a相。132.在此，在本实施方式涉及的钢板中，“针状铁素体”是指在非专利文献1中定义的、由选自准多边形铁素体(αq)、魏氏铁素体(αw)、粒状贝氏体(αb)中的1种以上构成的组织。所谓贝氏体意指包含在粒内具有下部组织的贝氏体铁素体(α°b)的组织。另外，所谓m-a相(martensite-austenite constituent)意指马氏体(α’m)与奥氏体(γ)的复合体。133.金属组织的各相的面积率和板厚中心部的有效晶体粒径如下求出。134.首先，从钢试料以l(长度)方向截面成为观察面的方式从距钢板的宽度方向的端部为板宽度的1/4的位置(1/4宽度的位置)切出2个全厚度的试样，分别供于组织观察用和粒径测定用。135.对于组织观察用的试样，在进行湿式研磨而精加工成镜面后，使用腐蚀液使金属组织显现。腐蚀液使用硝酸乙醇腐蚀液。然后，对于l方向截面，使用光学显微镜或sem以100倍～1000倍的倍率观察表层和板厚中心部的组织，确认各组织后，以200倍或500倍的倍率确认各组织的种类。136.如在非专利文献1中所示，多边形铁素体αp为带圆角的多边的形状，是在粒内没有在渗碳体、残余奥氏体、m-a相、贝氏体、马氏体中所见的板条、块这样的下部组织的、回复了的组织。准多边形铁素体显示出复杂的形状，特别是有与粒状贝氏体类似的情况，但与多边形铁素体同样地由于扩散相变而不包含下部组织，是跨越了原始奥氏体晶界的组织。魏氏铁素体是呈针状的形状的铁素体。粒状贝氏体显示出复杂的形状且与贝氏体相比看不到明显的下部组织，因此与准多边形铁素体类似，但为在粒内包含渗碳体和/或残余奥氏体、m-a相的未跨越原始奥氏体晶界的组织，这一点与准多边形铁素体不同。但是，在本实施方式中，由于将由准多边形铁素体、魏氏铁素体、粒状贝氏体中的1种以上构成的组织定义为针状铁素体，因此不需要将准多边形铁素体和粒状贝氏体进行区别。137.贝氏体是包含在粒内具有下部组织的贝氏体铁素体的组织。贝氏体能够区别为在板条状的贝氏体铁素体间包含残余奥氏体或m-a相的上贝氏体(bi型)、在板条状的贝氏体铁素体间包含渗碳体的上贝氏体(bii型)、在板条状的贝氏体铁素体内包含渗碳体的板条状下贝氏体(biii型)、在板状的贝氏体铁素体内包含渗碳体的下贝氏体，但在本实施方式中，均包含于贝氏体。138.因此，在判断各组织时，基于上述的特征进行判断。139.关于m-a相，将组织观察用的试样进行湿式研磨而精加工成镜面后，使用腐蚀液使金属组织显现。关于腐蚀液，使用lepera腐蚀液。然后，对于l方向截面，使用光学显微镜以500倍的倍率观察组织，测定面积率。140.对于粒径测定用的试样，使用sem-ebsd装置观察板厚中心部，将由倾角15°以上的大角晶界包围的区域定义为晶粒，求出晶粒的粒径，由此求出有效晶体粒径。具体而言，将由利用作为ebsd解析软件的tsl solutions的oim analysis测定出的角度差为15°以上的晶界包围的区域作为晶粒，将与该晶粒相同的面积的圆的平均直径(当量圆直径)作为晶体粒径。但是，忽略当量圆直径为0.5μm以下的区域。在本实施方式中，利用oim analysis算出的平均粒径之中，基于面积分数(area fraction)法得到的平均值作为有效晶体粒径。另外，关于多边形铁素体分率，可以根据如前述那样使用了光学显微镜或sem的观察中的形状的不同来测定多边形铁素体的面积率，但由于在多边形铁素体粒内没有在贝氏体、马氏体中所见的板条、块这样的下部组织，因此即使测定没有由板条、块引起的粒内的角度差的组织的面积率也能得到同等的多边形铁素体分率。在测定没有粒内的角度差的组织的面积率的情况下，将使用了tsl solutions的oim analysis的基于kam(karnel average misorientation)法的直到二次接近为止的角度差为1°以下的区域定义为多边形铁素体，求出多边形铁素体分率。141.ebsd测定时的步(step)间隔设为0.5μm，以使得能测定贝氏体组织的板条、块这样的下部组织间的角度差。142.3.机械性质143.表层的最高硬度：250hv0.1以下144.如上所述，为了提高耐ssc性，需要将表层的钢的最高硬度抑制得较低。另外，即使抑制了表层的比较大的范围中的平均硬度，若局部地存在硬度高的组织，则也有可能以那里为起点产生ssc。因此，在本实施方式中，通过将试验力设为0.98n(0.1kgf)的维氏硬度试验，来进行表层中的硬度的评价。若表层的最高硬度为250hv0.1以下，则耐ssc性提高。因此，将表层的最高硬度设为250hv0.1以下。145.在本实施方式中，从表面到1.0mm深度为止的范围即表层的最高硬度的测定如下进行。146.首先，从在钢板的宽度方向上距钢板的宽度方向的端部为板宽度的1/4、1/2以及3/4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断来制取长度20mm、宽度20mm的块状试样，通过机械研磨来进行研磨。对于1个块状试样，使用维氏硬度计(载荷：0.1kgf)，以在板厚方向上距表面为0.1mm的位置为起点，在板厚方向上以0.1mm间隔设10点，对于相同的深度，在宽度方向上以1.0mm间隔设10点，进行合计为100点的测定。即，使用3个块状试样进行合计为300点的测定。147.上述测定的结果，即使超过250hv的测定点存在1点，如果在板厚方向上没有连续地出现2点以上，则该点被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，采用它们中的最高值作为最高硬度。148.抗拉强度：480mpa以上149.在本实施方式涉及的钢板中，对抗拉强度没有特别限制，但作为在本实施方式涉及的钢板设想使用的h2s环境中使用的管线管，通常大多使用x52、x60或x65级的材料。为了满足该要求，抗拉强度优选为480mpa以上，更优选为500mpa以上。150.另一方面，若抗拉强度超过700mpa，则有耐ssc性、耐hic劣化的情况。因此，抗拉强度优选为700mpa以下。151.抗拉强度通过以试样的长度方向与钢板的宽度方向平行的方式依据api5l加工圆棒的拉伸试样并进行拉伸试验来得到。152.4.板厚153.对本实施方式涉及的钢板的板厚不设特别限制。然而，从将本实施方式涉及的钢板作为管线管的情况下的从管线管内通过的流体的输送效率提高的观点出发，板厚优选为16.0mm以上，更优选为19.0mm以上。154.另一方面，表层的硬度在钢管成形时由于加工硬化而增加，通常越厚壁化则表层硬度越上升。另外，若厚壁化，则板厚中心部的晶体的微细化变得困难。因此，板厚优选为35.0mm以下，更优选为30.0mm以下，进一步优选为25.0mm以下。155.《钢管》156.接着，对本实施方式涉及的钢管进行说明。157.1.母材部158.《化学组成、金属组织及机械特性》159.本实施方式涉及的钢管，具有：由筒状的钢板构成的母材部；以及，设置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。这样的钢管能够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而得到。160.因此，关于本实施方式涉及的钢管的母材部(钢板)的化学组成、金属组织、表层的最高硬度的限定理由，与本实施方式涉及的钢板同样。161.但是，关于钢管中的金属组织的观察面，以l(长边)方向截面成为观察面的方式从距钢管中的缝焊部为90°的位置切出2个全厚度的试样，分别供于组织观察用和粒径测定用。90°位置相当于钢板的板宽度的1/4或3/4位置。162.另外，表层的最高硬度的测定通过以下的方法进行。163.首先，在将钢管的焊接部设为0点钟的情况下，分别从3点钟、6点钟和9点钟的位置(距缝焊部为90°、180°和270°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断来制取长度20mm、宽度20mm的块状试样，通过机械研磨来进行研磨。对于1个块状试样，使用维氏硬度计(载荷：0.1kgf)，以距表面为0.1mm处为起点，在板厚方向上以0.1mm间隔设10点，对于相同的深度，在宽度方向上以1.0mm间隔设10点，进行合计为100点的测定。即，使用3个块状试样进行合计为300点的测定。164.上述测定的结果，如果超过250hv的测定点在壁厚方向上没有连续地出现2点以上，则判断为表层的最高硬度为250hv0.1以下。165.抗拉强度：480mpa以上166.在本实施方式涉及的钢管中，对抗拉强度不设特别限制，但作为在h2s环境中使用的管线管，通常大多使用x52、x60或x65级的材料。为了满足该要求，抗拉强度优选为480mpa以上，更优选为500mpa以上。167.另一方面，若抗拉强度超过700mpa，则有耐ssc性、耐hic性劣化的情况。因此，抗拉强度优选为700mpa以下。168.抗拉强度通过从距钢管的缝部为180°的位置以长度方向与钢板的宽度方向平行的方式制取圆棒的试样，依据api5l进行拉伸试验来得到。169.壁厚170.对本实施方式涉及的钢管的壁厚不设特别限制。然而，从提高从管线管内通过的流体的输送效率的观点出发，壁厚优选为16.0mm以上，更优选为19.0mm以上。171.另一方面，表层的硬度在钢管成形时由于加工硬化而增加，通常越厚壁化，则表层硬度越上升。另外，若厚壁化，则板厚中心部的晶体的微细化变得困难。因此，壁厚优选为35.0mm以下，更优选为30.0mm以下，进一步优选为25.0mm以下。172.2.焊接部173.通常，在钢管焊接中，被施工成焊接部的厚度变得比母材部的厚度大。虽然被施工成焊接部的强度变得比母材部的强度高，但只要为了抑制ssc的产生而如nace mr0175/iso15156-2所记载的那样使焊接部的硬度为250hv以下，则本实施方式涉及的钢管的焊接部如果是通过saw焊接等在通常的条件下得到的就没有特别限定。例如，在使用本实施方式涉及的钢板作为原料的情况下，通过saw焊接等，利用3电极或4电极，根据板厚在线能量为2.0kj/mm～10kj/mm的条件范围内进行焊接，由此最高硬度成为250hv以下，因此优选。另外，在焊接后，也可以实施对焊接部进行加热的回火处理(缝热处理)。174.由于钢管的焊接是在控制冷却后施工，因此焊接部的表层不会因控制冷却而硬化。因此，焊接部的硬度可以与母材部同样地在载荷0.1kgf下测定，但也可以如nace mr0175/iso15156-2中记载的那样在载荷10kgf或载荷5kgf下测定。175.《制造方法》176.本实施方式涉及的钢板和本实施方式涉及的钢管，如果具有上述的构成，则能够得到其效果，但例如根据以下的制造方法，能够稳定地得到，因此优选。即，能够通过以下的方法来制造，但并不限定于该方法。177.即，本实施方式涉及的钢板能够通过包含以下工序的制造方法得到。178.(i)热轧工序；179.(ii)第1冷却工序；180.(iii)保持工序；181.(iv)(根据需要进行的)第2冷却工序；182.(v)第3冷却工序；183.(vi)第4冷却工序。184.另外，本实施方式涉及的钢管，能够通过除了上述以外还包含以下工序的制造方法来得到。185.(vii)成形工序；186.(viii)焊接工序。187.对各工序的优选的条件进行说明。188.[热轧工序][0189]在炉中熔炼具有上述的化学组成的钢后，通过铸造而制作出板坯，将该板坯加热，实施热轧。[0190]在热轧工序中，优选的是，将热轧前的加热温度设为1000～1300℃，将热轧的精轧开始温度设为ar3～900℃，将精轧结束温度设为ar3℃以上。[0191]若加热温度超过1300℃，则晶粒粗大化，有可能不能够得到规定的有效晶体粒径。另一方面，当加热温度小于1000℃时，有不能够确保规定的精轧温度的可能性。[0192]另外，当轧制开始温度超过900℃时，晶粒粗大化，有可能不能够得到规定的有效晶体粒径。另一方面，当轧制开始温度小于ar3℃时，有不能够确保规定的精轧温度的可能性。[0193]当精轧结束温度小于ar3℃时，生成加工铁素体。由于加工铁素体在存在炼钢缺陷时成为使用时的开裂的原因，因此在会生成加工铁素体的情况下需要在炼钢阶段进行严格的控制。因此，将精轧结束温度设为ar3℃以上。ar3根据化学成分、加热温度、热轧条件、板厚(空冷中的冷却速度)而变化，但在本实施方式涉及的钢板的化学成分、板厚、强度的范围内大致为760～790℃左右。[0194]如上所述，在本实施方式涉及的钢板和钢管中，需要兼顾板厚(对于钢管而言，为壁厚)中心部的晶体粒径的微细化和表层中的最高硬度的降低。为了使板厚(壁厚)中心部成为微细的组织，希望提高热轧结束后的冷却速度。然而，在冷却速度高的情况下，产生表层的硬度上升的担忧。因此，为了满足两者，热轧结束后的控制冷却变得重要。[0195]具体而言，通过对热轧工序后的钢板(热轧钢板)依次实施下述所示的第1冷却工序、保持工序、第2冷却工序、第3冷却工序、第4冷却工序，能够制造具有上述的金属组织的钢板。但是，就第2冷却工序而言，是任意的，也可以不进行。[0196][第1冷却工序][0197]热轧结束后，在钢板的表面温度方面，以30℃/s以上的平均冷却速度从ar3℃以上的温度、例如790～830℃加速冷却到bs点～ms点的贝氏体相变区域。通过进行加速冷却到上述的贝氏体相变区域，能够抑制在钢板表层中的金属组织中生成多边形铁素体和马氏体。[0198]若第1冷却工序中的冷却停止温度成为高于bs点的温度，则在接下来的保持工序中有可能在表层的金属组织中生成多边形铁素体。另一方面，若第1冷却工序中的冷却停止温度小于ms点，则有可能在表层的金属组织中生成马氏体。另外，即使平均冷却速度小于30℃/s，也有可能在冷却途中生成多边形铁素体。对于平均冷却速度的上限没有特别限制。[0199]第1冷却工序中的上述平均冷却速度是表面温度的变化量除以冷却开始时间与冷却结束时间之间的差值而算出的冷却速度。[0200]在此，bs点(℃)由下述(iii)式表示，意指针状铁素体和贝氏体的生成开始温度。[0201]bs＝830-270×c-90×mn-37×ni-70×cr-83×mo…(iii)[0202]其中，式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下记为零。[0203]另外，ms点能够通过下述(iv)式算出。[0204]ms＝545-330×c+2×al-14×cr-13×cu-23×mn-5×mo-4×nb-13×ni-7×si+3×ti+4×v…(iv)[0205]其中，式中的各元素符号表示钢中所含的各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下记为零。[0206][保持工序][0207]在第1冷却工序后，通过实施缓冷来将表层的温度在ms点～bs点的温度范围内(贝氏体相变区域)保持。通过在上述的贝氏体相变区域保持3.0秒以上，将表层中的金属组织控制为针状铁素体和贝氏体为主体的金属组织。若保持温度小于ms点，则生成马氏体，不能够使表层的最高硬度为250hv0.1以下。另一方面，若保持温度范围高于bs点，则生成多边形铁素体，碳从碳固溶极限低的多边形铁素体浓化于未相变奥氏体中，因此在后面的工序(第2冷却工序和/或第3冷却工序)中生成马氏体，不能够使表层的最高硬度为250hv0.1以下。[0208]另外，若保持时间不充分，则未相变的奥氏体在后面的工序中发生马氏体相变，不能够使表层的最高硬度为250hv0.1以下。因此，在保持工序中，为了控制成针状铁素体和贝氏体为主体的金属组织，将表层的温度在贝氏体相变区域保持3.0秒以上。[0209]在本工序中，为了一边实施缓冷一边将表层的温度在贝氏体相变区域保持3.0秒以上，在第1冷却工序中以30℃/s以上的平均冷却速度加速冷却到bs点～ms点的贝氏体相变区域是极为重要的。若在第1冷却工序中以30℃/s以上的快的平均冷却速度进行冷却，则保持工序开始时的板厚中心温度在比表层温度高的温度下维持一定时间。因此，第1冷却工序后的表层通过与板厚中心的热传导而将要复热(升温)。在此，能够通过以抑制由热传导引起的复热的程度的弱的水量实施缓冷来将表层的温度在贝氏体相变区域保持3.0秒以上。[0210]如上所述，第1冷却工序及保持工序的期间，表层如上述那样被冷却及保持，但关于板厚中心部，成为缓冷。保持工序结束时的板厚中心部的温度优选为700℃以上，第1冷却工序、保持工序的期间的板厚中心部的平均冷却速度优选为15℃/s以下。[0211][第2冷却工序][0212]通过保持工序，表层中的金属组织的控制完成后，能通过在第2冷却工序中反复进行2次以上的表面的冷却和复热后的表面温度成为550℃以上的复热来控制中心的冷却速度，提高多边形铁素体分率。如果提高在该第2冷却工序中生成的微细的多边形铁素体粒的分率，则能够使最终得到的复合组织的作为金属组织整体的平均粒径微细化。另外，能够通过复热来使钢板表层自回火，作为结果，也具有使表层的最高硬度降低的效果。[0213]因此，在想得到更优异的低温韧性的情况下，优选进行第2冷却工序。[0214]若将钢板加速冷却，则表面温度与内部温度相比被冷却到低温。表面温度在暂时停止加速冷却时通过来自内部的热传导而以内部温度与表面温度之差变小的方式复热。由于中心温度通过基于与表层的温度差的热传导而被冷却，因此若表层温度复热则中心的冷却速度降低。因此，能够通过反复进行表层的复热和冷却来控制中心的冷却速度，提高多边形铁素体分率。例如，能够通过在保持工序后通过加速冷却使表面温度降低到500℃以下，并反复进行2次以上的使其复热至550℃以上的表层的冷却和复热，来使中心温度保持在铁素体相变区域，高效率地提高多边形铁素体分率。[0215]在第2冷却工序中，当冷却和复热小于2次时，有可能不能够确保用于提高板厚中心部的多边形铁素体分率的充分的相变时间。另外，由于钢板表面的复热通过与内部温度的热传导而产生，因此在复热温度仅成为小于550℃的温度的情况下，板厚中心部也会被保持在贝氏体相变区域，有可能不能够提高多边形铁素体分率。[0216][第3冷却工序][0217]通过保持工序，表层中的金属组织的控制完成后，或者，在第2冷却工序中提高了板厚中心部的多边形铁素体分率后，以10℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却。此时，将表面温度加速冷却到ms点以下，冷却停止后的最终复热温度设为bs点以下。能够通过在表层的组织控制结束后立即进行加速冷却，来促进内部的冷却，使板厚中心部成为包含微细的针状铁素体和/或贝氏体的组织。[0218]当平均冷却速度小于10℃/s时，板厚中心部的晶粒有可能粗粒化。因此，在第3冷却工序中，以提高平均冷却速度为目的，将钢板的表面温度加速冷却到ms点以下。若将钢板的表面温度冷却到ms点以下，则能够通过热传导来提高板厚中心部的冷却速度。若在一般的加速冷却方式下急冷到ms点以下，则钢板表面的硬度上升，但在本实施方式涉及的制造方法中，由于钢板表面中的金属组织的控制完成了，因此即使将钢板表面急冷到ms点以下，钢板表层的硬度也不会上升。因此，能够不对钢板表面的冷却速度设置上限而提高平均冷却速度。[0219]上述平均冷却速度是通过板厚中心部的温度变化量除以冷却时间(冷却开始时间与冷却结束时间之间的差值)而得到的壁厚中心部的平均冷却速度。板厚中心部的温度变化量能通过热传导计算而根据表面温度来求出。[0220]板厚中心部通过与表面的热传导而被加速冷却，但若停止冷却，则表面通过与板厚中心部的热传导而复热。由于复热进行到表面的温度与板厚中心部的温度一致，因此冷却后的最终复热温度与板厚中心部的冷却停止温度对应。通过使最终复热温度为bs点以下，板厚中心部能够成为包含微细的针状铁素体和/或贝氏体的组织。若最终复热温度超过bs点，则生成的多边形铁素体长大，组织粗大化。[0221][其他][0222]在第3冷却工序中，也可以根据需要暂时停止冷却、通过复热来使钢板表面温度成为ms点以上1次以上。若将钢板进行加速冷却，则表面温度与内部温度相比被冷却到低温。表面温度能够在暂时停止加速冷却时通过与内部温度的热传导而复热。例如，即使通过加速冷却而使表面温度降低至400℃以下，如果冷却停止时的内部温度为700℃以上，则能够通过给予适当的复热时间而使其复热到550℃以上的温度。[0223]若使其复热，则与进行了通常的加速冷却的情况相比，能够得到高的自回火效果，因此能够使表层硬度降低。其后也能够断续地进行加速冷却，反复进行冷却和复热。复热更优选进行例如2次以上。[0224](第4冷却工序)[0225]第3冷却工序后，以直到300℃为止的平均冷却速度为200℃/小时以上的方式冷却到300℃以下。当直到300℃为止的平均冷却速度小于200℃/小时时，不能够得到规定的强度。[0226](成形工序)[0227]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(缝焊)，来形成本实施方式涉及的钢管。[0228]本实施方式涉及的钢板向钢管的成形并不限定于特定的成形方法。例如，能够通过进行uo制管来制造。在uo制管法中，例如，对通过切削边缘部而加工出坡口的轧制钢板(原料)进行c压制而成形为c形后，进行u压制而成形为u形，进而进行o压制而成形为o形，从而成形为圆筒状。[0229](焊接工序)[0230]在将钢板进行成形后，将作为端部的接缝(缝部)对接，进行定位焊、内面焊接以及外面焊接，进而根据需要进行扩管。焊接也不限定于特定的焊接，但优选埋弧焊(saw)。本实施方式涉及的钢管的焊接部，如果最高硬度在上述的范围，则焊接条件等不被限定。然而，在使用本实施方式涉及的钢板作为原料的情况下，通过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的条件范围内进行焊接，由此表层的最高硬度成为250hv0.1以下，因此优选。[0231]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(℃)以下来回火的缝热处理。[0232]以下通过实施例更具体地说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。[0233]实施例(实施例1)[0234]熔炼具有表1-1、表1-2所示的化学组成的钢，通过连续铸造来制成钢坯。此时的厚度，钢种j～n设为300mm，其以外的钢种a～i和o～s设为240mm。如表2-1、表2-3所示，将得到的钢坯加热到1100～1250℃的温度区域，在超过900℃的再结晶温度区域中进行热轧，接着，进行在ar3～900℃的未再结晶温度区域中的热轧(精轧)，在为ar3的温度(℃)以上的、表2-1、表2-3中所示的温度下结束热轧。[0235]其后，对于一部分例子，在表2-1～表2-4所示的条件下依次进行第1冷却工序、保持工序、第3冷却工序、第4冷却工序，其后，一边反复进行冷却和复热一边冷却到室温，来制造了钢板(未进行第2冷却工序)。[0236]另外，对于其以外的例子，在表2-1～表2-4所示的条件下依次进行第1冷却工序、保持工序、第2冷却工序、第3冷却工序、第4冷却工序，冷却到室温，来制造了钢板。在第2冷却工序中，在复热前的冷却中，表面温度均暂时降低到500℃以下。[0237][0238][0239][0240][0241][0242][0243]从上述的钢板制取组织观察用试样、粒径测定用试样、拉伸试样、硬度测定用试样、dwtt试样、冲击试样、ssc试样和hic试样，供于各自的试验。[0244]《组织观察》[0245]对于组织观察用试样，以l方向截面成为观察面的方式，从在板宽方向上为w/4的位置的位置制取试样，进行湿式研磨而精加工成镜面后，使用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀而使金属组织显现。然后，对于l方向截面，使用光学显微镜以500倍的倍率进行4个视场的组织观察，测定表层(距表面为0.1mm的位置)和板厚中心部的各组织的面积率。[0246]《有效晶体粒径的测定》[0247]另外，对于粒径测定用的试样，以l方向截面成为观察面的方式，从与组织观察用试样相同的位置制取试样，使用sem-ebsd装置观察板厚中心部，求出由倾角为15°以上的大角晶界包围的晶粒的粒径，由此求出平均有效晶体粒径。[0248]《拉伸试验》[0249]关于拉伸试验，以试样的长度方向与钢板的宽度方向平行的方式，依据api5l加工出圆棒的拉伸试样，进行拉伸试验。由其结果求出抗拉强度(mpa)。[0250]若抗拉强度为480mpa以上，则判断为具有作为管线管用钢板而优选的强度。[0251]《硬度试验》[0252]接着，使用硬度测定用试样，进行表层的最高硬度的测定。具体而言，从在钢板的宽度方向上距钢板的宽度方向的端部为板宽度的1/4、1/2以及3/4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断来制取长度20mm、宽度20mm的块状试样，通过机械研磨来进行研磨。对于1个块状试样，使用维氏硬度计(载荷：0.1kgf)，以距表面为0.1mm处为起点，在板厚方向上以0.1mm间隔设10点，对于相同的深度，在宽度方向上以1.0mm间隔设10点，进行合计为100点的测定。即，使用3个块状试样进行合计为300点的测定。上述测定的结果，即使超过250hv的测定点存在1点，如果在板厚方向上没有连续地出现2点以上，则该点被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，采用它们中的最高值作为最高硬度。[0253]《dwtt试验》[0254]dwtt试样，从钢板的宽度方向1/4位置以试样的长度方向与钢板的宽度方向平行的方式制取。使用该dwtt试样，进行在-20℃及-30℃的试验温度下的dwtt试验，测定了dwtt塑性断口率。dwtt试验依据api标准5l3来进行。[0255]如果dwtt试验后的dwtt塑性断口率为85％以上，则判断为在该试验温度下的韧性优异。[0256]《夏比冲击试验》[0257]冲击试样设为宽度为10mm的2mmv缺口试样。从钢板的宽度方向1/4位置以试样的长度方向与钢板的宽度方向平行的方式各切出3根上述试样，在-100℃实施夏比冲击试验，求出各3根的平均吸收能量。[0258]如果夏比冲击试验后的平均吸收能量为150j以上，则判断为在-100℃以上的温度下的韧性优异。[0259]《ssc试验》[0260]关于ssc试验，为了评价最表层的ssc敏感性，依据nace tm 0316实施了以钢管内表面为试验面的4点弯曲试验。试样从钢板的宽度方向中心和宽度方向1/4位置以试样的长度方向与钢板的宽度方向平行的方式制取。该时，负荷应力相当于试样的实际ys(yield strength：屈服应力)的90％，试验溶液使用了nace tm 0177中规定的nace solution a。具体而言，观察在使0.1mpa的硫化氢在含有5％食盐和0.5％乙酸的溶液中饱和了的条件下浸渍720小时后有无ssc产生。其他条件依据nace tm0177进行。然后，将未产生ssc的试样判定为合格(ok)，将产生了ssc的试样判定为不合格(ng)。[0261]《hic试验》[0262]hic试样设为长度100mm、宽度20mm的全厚试样。而且，hic试验依据nace tm 0284来进行。具体而言，求出在使0.1mpa的硫化氢在含有5％食盐和0.5％乙酸的溶液中饱和了的条件下浸渍96小时后的开裂面积率。将开裂面积率为6％以下的试样判定为合格(ok)，将开裂面积率超过6％的试样判定为不合格(ng)。另外，将开裂面积率为3％以下的试样判定为特别优异(ex)。[0263]将它们的结果汇总地示于表3-1～表3-4。[0264][0265][0266][0267][0268]由表3-1～表3-4可知，全部满足本发明的规定的试验no.1、2、6～9、13～26、101、102、108、109、111～123，表层的最高硬度为250hv0.1以下，并且，未确认到基于ssc试验的裂纹。另外，在-20℃下的dwtt试验后的dwtt塑性断口率也得到85％以上，在-100℃下的夏比冲击试验的吸收能量为150j以上，抗拉强度也为480mpa以上，hic试验后的开裂面积率也成为6％以下。[0269]试验no.1、2、6～9、13～26，由于是多边形铁素体面积率小于20％、以针状铁素体和贝氏体为主体的组织，因此hic试验后的开裂面积率也为3％以下，耐hic性特别优异。另外，试验no.101、102、108、109、111～123，由于多边形铁素体面积率为20％以上，有效晶体粒径也为10.0μm以下，因此在-30℃下的dwtt试验后的dwtt塑性断口率也得到85％以上，在-100℃下的夏比冲击试验的吸收能量为150j以上，低温韧性特别优异。[0270]与此相对，试验no.3～5、10～12、27～29、103～107、110、124、125不满足本发明的规定中的一项以上。[0271]试验no.3、10、103、104，由于在第1冷却工序中表层平均冷却速度小于30℃/s、或者保持温度高于bs点，因此在表层生成了马氏体。其结果，不能够将表层的最高硬度降低至250hv0.1以下。[0272]试验no.4、11、105、110，由于在第1冷却工序中表层冷却停止温度小于ms点，因此生成马氏体，不能够将表层的最高硬度降低至250hv0.1以下。[0273]试验no.5、12、106，由于保持工序中的保持时间为比针状铁素体/贝氏体相变进行的有效时间短的时间，因此在保持工序中以未相变的状态残留的奥氏体在后面的冷却中成为马氏体，不能够将表层的最高硬度降低至250hv0.1以下。[0274]试验no.107，由于第3冷却工序的平均冷却速度小于10℃/s，因此板厚中心部的有效晶体粒径变得粗大，dwtt塑性断口率降低。[0275]试验no.27、124，由于c含量高于规定范围，因此表层的最高硬度超过了250hv0.1。另外，试验no.125，由于ceq的值低于规定范围，因此多边形铁素体分率超过20％，并且，得不到充分的强度。[0276]而且，试验no.28，ceq的值高于规定范围，另外，试验no.29，mo、cr、cu和ni的合计含量高于规定范围，因此，即使实施与本发明同样的冷却工序，也生成马氏体，不能够将表层的最高硬度降低至250hv0.1以下。[0277](实施例2)[0278]将在实施例1中得到的钢板之中得到了优选的特性的钢板用uo制管法成形为筒状，通过埋弧焊从钢管的内外面进行焊接，进行扩管而制成uoe钢管。关于焊接条件，将内面侧设为3电极，将外面侧设为4电极，根据板厚将线能量设定在2.0kj/mm～10kj/mm的范围。[0279]对于得到的钢管，与钢板同样地进行金属组织观察、有效晶体粒径测定、拉伸试验、表层硬度测定、dwtt试验、夏比冲击试验、ssc试验、hic试验。[0280]但是，钢管中的金属组织的观察面，以l(长边)方向截面成为观察面的方式，从距钢管中的缝焊部为90°的位置切出2个全厚度的试样，分别供于组织观察用和粒径测定用。使用该试样，通过与实施例1同样的方法进行了组织观察和有效晶体粒径的测定。[0281]另外，关于表层的最高硬度的测定，在将钢管的焊接部设为0点钟的情况下，分别从3点钟、6点钟及9点钟的位置(距缝焊部为90°、180°、270°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断来制取长度20mm、宽度20mm的块状试样，通过机械研磨来进行研磨。对于1个块状试样，使用维氏硬度计(载荷：0.1kgf)，以距表面为0.1mm处为起点，在板厚方向上以0.1mm间隔设10点，对于相同的深度，在宽度方向上以1.0mm间隔设10点，进行合计为100点的测定。即，使用3个块状试样进行合计为300点的测定。[0282]另外，dwtt试样从距钢管的缝焊部为90°的位置制取。[0283]另外，夏比冲击试样从距钢管的缝焊部为90°的位置制取。[0284]关于拉伸试样，从距钢管的接缝部为180°的位置以长度方向与钢板的宽度方向平行的方式制取圆棒的试样，依据api5l来进行拉伸试验。[0285]另外，与实施例1同样地实施了ssc试验和hic试验。[0286]将结果示于表4-1、表4-2。[0287][0288][0289]由表4-1、表4-2可知，使用具有优异的耐ssc性和耐hic性以及高的低温韧性的钢板制造的钢管，具有优异的耐ssc性和耐hic性以及高的低温韧性。[0290]产业上的可利用性[0291]根据本发明，能够得到具有优异的耐ssc性和耐hic性、以及高的低温韧性的钢板和钢管。因此，本发明的钢板和钢管能够适宜地作为用于输送较多地包含h2s的原油及天然气的管线管使用。









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