本发明涉及厚壁高强度管线钢管用热轧钢板、和厚壁高强度管线钢管用焊接钢管及其制造方法。本发明的热轧钢板包括钢板和钢带(卷材)。
背景技术：
近年来，超过1500英尺(约472m)的深海油田、气田的开发活跃，期待一种能够在深海中使用的厚壁高强度的管线钢管。为了将万一发生脆性裂纹时的污染限制到最小限度，进一步对在深海中使用的厚壁高强度管线钢管要求优异的脆性断裂停止能力。该脆性断裂停止能力可简易地通过落锤试验(dwtt：dropweightteartest，落锤撕裂试验)进行评价。落锤试验是与夏比试验不同的试验，对延性裂纹的产生和传播进行评价。
应予说明，以往，在深海中使用的管线钢管一直使用无缝钢管，但从降低铺设成本的观点考虑，将与无缝钢管相比能够便宜地制造的热轧钢板(特别是热轧卷)作为坯材的焊接钢管的需求不断增长。
作为提高用于管线钢管的厚钢板、热轧钢板的dwtt性能的技术，例如，在专利文献1中记载了如下技术：对厚钢板，通过将含有c：小于0.03mass％、si：小于0.6mass％、mn：0.8～3.0mass％、nb：0.002～0.2mass％的钢坯在(贝氏体相变开始温度(bs点)+200℃)～贝氏体相变开始温度的温度区域进行累积压下率50％以上的轧制，从而使dwtt85％延性温度为-45℃以下。
在专利文献2中，对厚钢板，通过对以质量％计含有c：0.01～0.5％、si：0.01～3％、mn：0.1～5％、p：0.03％以下、s：0.03％以下的钢坯以1100～1150℃进行再加热，适当管理再结晶区域轧制的各道次的压下比和未再结晶区域的累积压下率，从而得到以轧制方向为轴从板厚截面旋转了20～50°的截面中的{100}面的聚集度的最大值为3以下的延性断裂性能优异的高强度钢板。
在专利文献3中，对热轧钢板，通过以质量％计含有c＝0.01～0.1％、si＝0.05～0.5％、mn＝1～2％、p≤0.03％、s≤0.005％、o≤0.003％、al＝0.005～0.05％、n＝0.0015～0.006％、nb＝0.005～0.08％、ti＝0.005～0.02％，且n－14/48×ti＞0％、nb－93/14×(n－14/48×ti)>0.005％、含有mo＝0.01％以上且小于0.1％、cr＝0.01～0.3％，cu＝0.01～0.3％，使未再结晶温度区域的合计压下率为65～80％，从而得到制管后的钢管圆周方向的截面的微观组织单元的延伸率为2以下的低温韧性优异的高强度热轧钢板。
在专利文献4中记载了如下技术：对热轧钢板，通过使钢板在再结晶温度区域的各轧制道次间滞留规定时间，并在热轧后进行2段冷却，从而使板厚中心部的钢组织成为有效晶体粒径为2～10μm，贝氏体和针状铁素体的面积率的合计为60～99％，并且使将任意2个部位的贝氏体和针状铁素体的面积率的合计分别设为a和b时的a－b的绝对值为0～30％。由此，能够得到提高了低温韧性的管线钢管用热轧卷(hotcoil)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11-36040号公报
专利文献2：国际公开wo2006/106591号公报
专利文献3：日本特开2008-248384公报
专利文献4：国际公开wo2013/047702号公报
技术实现要素：
然而，在专利文献1和专利文献2所记载的技术中，需要将轧制温度控制为bs点～bs点+200℃这样较低的温度，或者将各道次的轧制压下率控制在6～13％的区间，难以应用在设备布置上的限制较多的热轧钢板(热轧卷)生产线中。
在专利文献3和专利文献4所记载的技术中，无法充分满足所需的dwtt性能。特别是在专利文献3所记载的技术中，虽然对板厚17.2mm的热轧钢板在-20℃下得到了72％～100％的延性断裂，但关于特别难以确保dwtt性能的厚壁材、例如超过20mm的dwtt性能没有记载。专利文献4的技术需要在粗轧工序中以至少1次以上的频率待机100秒以上，制造效率低。此外，关于轧制的终轧温度的研究不充分，不一定得到良好的dwtt性能。
本发明解决上述现有技术的课题。目的在于提供一种适合制作天然气、原油等的输送用管线钢管的特别具有apix60～x80级的高强度(屈服强度ys：415mpa以上，拉伸强度ts：520mpa以上)的、母材部的dwtt性能(脆性断裂传播停止性能)优异的厚壁高强度管线钢管用热轧钢板。另外，目的在于提供使用该热轧钢板的厚壁高强度管线钢管用焊接钢管及其制造方法。
dwtt性能是相对于产品板厚的总厚度所实施的韧性评价试验，一般来说，即便是由相同的成分组成·制造方法而得到的热轧钢板，如果产品板厚较厚也难以得到与较薄时等同的dwtt性能。
本发明人等对用于使板厚20mm以上的厚壁高强度热轧钢板(热轧卷)的dwtt性能提高的微观组织进行了深入研究。
脆性裂纹将以板宽方向为法线方向的面作为断面沿热轧钢板的长边方向传播。已知通过分别对存在于该面的bcc铁的解理面{001}的面积分率和晶粒连接尺寸进行适当控制，能够使dwtt的延性断裂率达85％的温度为-25℃以下。此外，已知即便将具有这样的特性的热轧钢板成型为管状后，也能够满足dwtt的延性断裂率达85％的温度为-20℃以下。
另外，关于上述{001}的面积分率和晶粒连接尺寸，详细机理目前尚不明确，但还发现精轧前的滞留时间和精轧的压下率会造成影响。
本发明是基于上述见解，对用于得到强度所需的成分组成等进行进一步研究而完成的。即，本发明的要旨如下。
[1]一种厚壁高强度管线钢管用热轧钢板，具有如下成分组成和微观组织，
所述成分组成以质量％计含有c：0.02～0.20％、mn：0.80～2.10％、si：0.01～0.50％、p：0.034％以下、s：0.0050％以下、nb：0.01～0.15％、ti：0.001～0.030％、al：0.001～0.080％，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，
所述微观组织中，以连续冷却相变组织(zw)为主相、以板宽方向为法线方向的面的{001}α晶粒的面积分率为10％以下，且连接尺寸以面积平均粒径计为10μm以下，
拉伸强度为520mpa以上，落锤试验(dwtt)中的延性断裂率达85％的温度为-25℃以下。
[2]根据[1]所述的厚壁高强度管线钢管用热轧钢板，其中，成分组成为以质量％计进一步含有选自cu：0.5％以下、ni：0.5％以下、cr：0.5％以下、mo：0.5％以下、v：0.10％以下中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的厚壁高强度管线钢管用热轧钢板，其中，成分组成为以质量％计进一步含有b：0.0001～0.0020％。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的厚壁高强度管线钢管用热轧钢板，其中，成分组成为以质量％计进一步含有ca：0.0005～0.0050％。
[5]一种厚壁高强度管线钢管用焊接钢管的制造方法，包含将[1]～[4]中任一项所述的厚壁高强度管线钢管用热轧钢板成型为管状的工序、和焊接对接部的工序。
[6]根据[5]所述的厚壁高强度管线钢管用焊接钢管的制造方法，其中，上述管状的成型利用辊轧成型而成型为管状，上述对接部的焊接为高频电阻焊接。
[7]一种厚壁高强度管线钢管用焊接钢管，具有母材部和焊接部，上述母材部由具有[1]～[4]中任一项所述的成分组成和微观组织的厚壁高强度管线钢管用热轧钢板构成。
根据本发明，能够容易且便宜地提供一种dwtt性能(脆性断裂传播停止性能)优异的apix60～x80级的厚壁高强度管线钢管用热轧钢板(热轧卷)。另外，通过将由本发明得到的热轧钢板成型为管状，焊接对接部而制成钢管，能够提供一种适合作为昂贵的无缝钢管的替代品的dwtt性能优异的厚壁高强度管线钢管用焊接钢管。
本发明的热轧钢板和焊接钢管适用于深海输送用管线钢管。
具体实施方式
本发明涉及适用于天然气、原油等的输送用管线钢管的、具有apix60～x80级的高强度的、dwtt性能(脆性断裂传播停止性能)优异的厚壁高强度管线钢管用热轧钢板和厚壁高强度管线钢管用焊接钢管。特别涉及一种适用于通常使用无缝钢管的外径12英寸～18英寸的深海用管线钢管的电缝钢管。应予说明，本发明中所说的厚壁是指板厚(在焊接钢管中为母材部的壁厚)为20mm以上。另外，热轧钢板的dwtt性能优异是指在后述的实施例中dwtt的延性断裂率达85％的温度为-25℃以下。
首先，对本发明的成分组成限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，成分组成中的质量％就简记为％。
c：0.02～0.20％
c是有助于强度增加的重要元素，为了确保所希望的高强度，需要含有0.02％以上。c量优选为0.03％以上。另一方面，如果超过0.20％地大量含有c，则dwtt性能和焊接性降低。因此，c量为0.20％以下。c量优选为0.16％以下，更优选为0.09％以下。
mn：0.80～2.10％
mn是有助于强度增加和韧性提高的元素，为了确保所希望的强度和韧性，需要含有0.80％以上。mn量优选为0.95％以上。另一方面，如果超过2.10％地大量含有mn，则过量生成岛状马氏体，因硬质相增加而dwtt性能降低。因此，mn量为2.10％以下。mn量优选为1.85％以下，更优选为1.65％以下。
si：0.01～0.50％
si是通过固溶强化而有助于提高强度的元素，为了得到这样的效果而确保所希望的高强度，需要含有0.01％以上。si量优选为0.05％以上。另一方面，如果超过0.50％地过量含有si，则与mn同样地过量生成岛状马氏体，使dwtt性能恶化。因此，si为0.50％以下。si量优选为0.30％以下。
p：0.034％以下
p是在钢中以杂质形式存在、而且容易偏析于晶界等、对韧性等钢管特性造成不良影响的元素，优选尽可能减少。但是，0.034％以下是可以允许的。因此，p量限定为0.034％以下。p量优选为0.024％以下。应予说明，过度地减少p会导致精炼成本高涨，因此优选p量为0.001％以上。
s：0.0050％以下
s由于在钢中以mns等粗大的硫化物系夹杂物的形式存在而导致延展性、韧性的降低，因而优选尽可能减少。但是，0.0050％以下是可以允许的。因此，s量限定为0.0050％以下。s量优选为0.0040％以下。应予说明，过度地减少s会导致精炼成本高涨，因此优选s量0.0001％以上。
nb：0.01～0.15％
nb是通过形成碳化物、氮化物使钢的强度提高的元素，为了得到该效果而使nb量为0.01％以上。nb量优选为0.02％以上。另一方面，如果含有nb大于0.15％，则会使dwtt性能恶化，因此使nb量的上限为0.15％。nb量优选为0.12％以下，更优选为0.08％以下。
ti：0.001～0.030％
ti与n结合而形成ti氮化物，固定对韧性造成不良影响的n，具有提高dwtt性能的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.001％以上的ti。ti量优选为0.005％以上。另一方面，如果含有ti超过0.030％，则会导致韧性的明显降低。因此，ti量为0.030％以下。ti量优选为0.025％以下，更优选为0.020％以下。
al：0.001～0.080％
al是作为钢的脱氧剂有用地发挥作用的元素，为了得到这样的效果，需要含有0.001％以上。al量优选为0.005％以上。另一方面，如果超过0.080％地大量含有al，则会生成al氧化物，降低钢的清洁度。因此，al量为0.080％以下。al量优选为0.060％以下。
其它成分为fe和不可避免的杂质。在不可避免的杂质中，n和o优选在以下的范围。
n：0.006％以下
n通过在钢中以不可避免的杂质的形式存在、固溶或者形成氮化物而导致韧性降低。因此，优选尽可能减少。但是，n量为0.006％以下是可以允许的。
o(氧)：0.008％以下
o在钢中以不可避免的杂质的形式存在，因生成夹杂物而导致韧性降低。因此，优选尽可能减少。但是，o量为0.008％以下是可以允许的。
上述成分为基本的成分组成，还可以在基本的成分组成的基础上进一步含有选自cu：0.5％以下、ni：0.5％以下、cr：0.5％以下、mo：0.5％以下、v：0.10％以下中的1种或2种以上。
选自cu：0.5％以下、ni：0.5％以下、cr：0.5％以下、mo：0.5％以下、v：0.10％以下中的1种或2种以上
cu、ni、cr、mo、v都是通过提高淬透性而有助于提高钢板的强度的元素，根据需要，可以选择含有。含有这些元素特别是在板厚为20mm以上的厚壁的情况下在防止珠光体、多边形铁素体的生成并确保所希望的强度、韧性的方面有效。为了得到这样的效果，优选含有cu：0.05％以上、ni：0.05％以上、cr：0.05％以上、mo：0.05％以上、v：0.05％以上。另一方面，含量分别超过cu：0.5％、ni：0.5％、cr：0.5％、mo：0.5％、v：0.10％时，不仅效果饱和，而且导致材料成本高涨。因此，在含有时，优选分别限定为cu：0.5％以下、ni：0.5％以下、cr：0.5％以下、mo：0.5％以下、v：0.10％以下。应予说明，更优选为cu：0.35％以下、ni：0.35％以下、cr：0.35％以下、mo：0.45％以下、v：0.08％以下。
根据需要，可以进一步含有b：0.0001～0.0020％。
b：0.0001～0.0020％
b是使钢的淬透性明显提高而有助于于强度提高的元素，根据需要，可以选择含有。为了得到强度提高的效果，b量优选含有0.0001％以上。另一方面，如果含有b超过0.0020％，则母材的微观组织变为下贝氏体或马氏体，以板宽方向为法线方向的面的{001}α晶粒的连接尺寸的最大值超过10μm，dwtt性能有可能恶化。因此，b优选限定在0.0001～0.0020％的范围。
根据需要，可以进一步含有ca：0.0005～0.0050％。
ca：0.0005～0.0050％
ca是使mns等硫化物系夹杂物为球状的有助于夹杂物的形态控制的元素，可以根据需要而选择含有。为了得到这样的效果，优选含有0.0005％以上的ca。另一方面，如果含有ca超过0.0050％，则氧化物系夹杂物增加，有可能使dwtt性能降低。因此，含有ca时，优选限定在ca：0.0005～0.0050％的范围。
接下来，对微观组织的限定理由进行说明。
主相：连续冷却相变组织(zw)
连续冷却相变组织是指钢的贝氏体照片集1(日本铁钢协会基础研究编，1992年)中记载的准多边形铁素体(quasipolygonalferrite)、粒状贝氏体-铁素体(granularbainitic-ferrite)和贝氏体-铁素体(bainitic-ferrite)的总称，强度与韧性的平衡优异。应予说明，本发明中的连续冷却相变组织不含有多边形铁素体(polygonalferrite)、上/下贝氏体(upper/lowerbainite)和马氏体(martensite)。
本发明中，连续冷却相变组织为主相。即，由后述的实施例中记载的方法所求出的连续冷却相变组织的面积分率为90％以上。但是，作为第2相，只要以面积分率计合计小于10％，就可以含有珠光体、上/下贝氏体、马氏体等。连续冷却相变组织小于90％时，即主相以外的第2相为10％以上，则无法确保所希望的强度、dwtt性能。
此外，为了进一步提高dwtt性能，作为主相的连续冷却相变组织的平均粒径以由后述的sem/ebsd法求出的面积平均粒径计优选为30μm以下。更优选为20μm以下。
以板宽方向为法线方向的面的{001}α晶粒的面积分率为10％以下且连接尺寸以面积平均粒径计为10μm以下
本发明中“以板宽方向为法线方向的面的{001}α晶粒的面积分率”如后述的实施例所记载，在板宽方向距端部的1/4位置且板厚方向1/4位置和1/2位置求出。另外，本发明中，“{001}α晶粒”是指允许取向差为15°以内、使＜100＞取向朝向裂纹传播面即以板宽方向为法线的面的晶粒。
以板宽方向为法线方向的面的{001}α晶粒的面积分率和连接尺寸通过sem/ebsd法进行测定。{001}α晶粒的面积分率使用tsl公司制oimanalysis的晶体取向成像(crystaldirectionmapping)功能，以允许取向差(toleranceangle)为15°以内而算出使＜100＞取向朝向裂纹传播面即以板宽方向为法线的面的晶粒的分率。
如果连续冷却相变组织的解理面即{001}α晶粒的面积分率大于10％，则无法满足所希望的dwtt性能。因此，以板宽方向为法线方向的面的{001}α晶粒的面积分率为10％以下。优选为8％以下。由于存在面积分率越接近0％dwtt性能越提高的效果，因此下限没有特别限制。
以板宽方向为法线方向的面的{001}α晶粒的连接尺寸利用tsl公司制oimanalysis的晶体取向成像功能和高亮(highliting)功能，作成仅抽取{001}α晶粒而得的数据集(dataset)，算出面积平均(areafractionaverage)粒径。此时，可以通过使晶粒公差角(graintoleranceangle)成60°进行晶粒的定义而求出{001}α晶粒的连接尺寸。如果该连接尺寸以面积平均粒径计超过10μm，则即便上述{001}α晶粒的面积分率为10％以下，也无法满足所希望的dwtt性能。因此，以板宽方向为法线方向的面的{001}α晶粒的连接尺寸为10μm以下。
拉伸强度(ts)：520mpa以上
为了成为适合制成天然气、原油等的输送用管线钢管的高强度，本发明中ts为520mpa以上。ts优选为535mpa以上。应予说明，ts可以利用后述的实施例中记载的方法而求出。
落锤试验(dwtt)中的延性断裂率达85％的温度为-25℃以下
本发明旨在应用于厚壁高强度管线钢管，在依据astme436的dwtt中，使延性断裂率达85％的温度为-25℃以下。该温度优选为-30℃以下。
接下来，对制造方法进行说明。
热轧钢板(热轧卷)优选通过对上述的成分组成的钢坯材经过以下示出的工序而制造。本发明的热轧钢板优选利用具有粗轧装置、精轧装置和加速冷却设备的热轧生产线进行制造。
应予说明，钢坯材的制造方法在本发明中无需特别限定，优选利用转炉等常用的熔炼方法对上述组成的溶钢进行熔炼，利用连续铸造法等常用的铸造方法制成板坯等铸片(钢坯材)。应予说明，使用铸锭-开坯轧制法来代替连续铸造法而制成钢坯材(钢片)也当然没有问题。
将上述成分组成的钢坯材用加热炉加热后，在粗轧和精轧之后实施加速冷却，卷取成卷状而制成热轧卷。应予说明，在以下的说明中，没有特别说明时的温度为钢坯材或钢板等的表面温度。
钢坯材的加热温度为1100℃～1300℃。为了提高热轧卷的韧性，优选为可期待晶粒的微细化的低加热温度，但加热温度小于1100℃时，加热温度过低，不进行未溶解碳化物的固溶，有时无法确保apix60～x80级的高强度。另一方面，为加热温度大于1300℃的高温时，发生奥氏体(γ)晶粒的显著粗大化，dwtt性能有可能降低。此外，导致氧化皮生成量增加，有可能导致表面性状恶化。另外，导致能量损失增大，在经济上不利。因此，钢坯材的加热温度为1100℃～1300℃。优选1150～1230℃。应予说明，从钢坯材的加热温度均匀化的观点考虑，优选该加热温度下的均热保持为30min以上。
在热轧生产线的粗轧中，使实施粗轧的温度区域为再结晶温度区域即900℃～1230℃，实施压下率70％～90％的轧制。压下率小于70％时，存在{001}α晶粒的面积分率大于10％的情况。如果粗轧中的压下率大于90％，则无法充分获得继续实施的精轧中的压下率，存在{001}α晶粒的连接尺寸大于10μm的情况。因此，再结晶温度区域的压下率为70～90％。
粗轧的每1道次的温度或压下率、道次间时间没有特别限制，粗轧结束后，优选待机7～99秒直到开始精轧。如果从粗轧结束起待机时间小于7秒就开始精轧，则奥氏体的再结晶变得不充分，无法得到所希望的{001}α晶粒的面积分率和连接尺寸。另一方面，即便超过99秒，效果也饱和，仅制造效率恶化，并不经济。
后续的精轧在750℃～粗轧结束温度的范围实施。如果精轧结束温度低于750℃，则在精轧中开始铁素体相变，所生成的粗大的铁素体被加工，因此有可能导致强度和韧性的降低。因此，精轧结束温度为750℃以上。应予说明，在精轧中，将压下率调整为44％以上。压下率小于44％时，γ→α相变的核生成位点变少，有可能无法实现含有{001}α晶粒的主相的微细化。应予说明，从对精轧机的负荷的观点考虑，精轧中的压下率优选为95％以下。
本发明中，结束上述的热轧(特别是结束精轧)后，立即优选在5秒以内开始钢板的加速冷却，实施在板厚中央部温度为750～650℃的温度区域的平均冷却速度达5～80℃/s的加速冷却。即，进行加速冷却直到加速冷却停止温度：300℃～650℃，在该加速冷却中，特定的温度区域：750～650℃内的平均冷却速度为5～80℃/s。接着，加速冷却结束后，优选在650℃以下卷取成卷状。加速冷却只要按照常规方法进行即可。应予说明，卷取成卷状后放置冷却。
上述加速冷却中的平均冷却速度小于5℃/s时，冷却速度慢，生成的组织不是连续冷却相变组织，有可能无法兼得所要求的强度和dwtt性能。另一方面，如果平均冷却速度大于80℃/s，则生成下贝氏体或马氏体相，dwtt性能有可能降低。因此，板厚中央部温度为750～650℃的温度区域的平均冷却速度为5～80℃/s，优选为10～60℃/s。
如果上述加速冷却停止温度变高而超过650℃，则nb碳氮化物等的析出粒子粗大化，强度降低，有可能无法确保所希望的高强度。此外，卷取后的缓慢冷却中生成多边形铁素体和珠光体，有可能无法得到所希望的微观组织。因此，加速冷却停止温度为650℃以下。应予说明，加速冷却停止温度优选为300℃以上。如果加速冷却停止温度低于300℃，则即便将加速冷却中的平均冷却速度调整为上述的5～80℃/s的范围内，也存在生成一部分马氏体相的情况，有可能无法成为所希望的微观组织。因此，冷却停止温度更优选为300～650℃。应予说明，由于加速冷却停止后，立即卷取成卷状，因此卷取温度在上述的温度范围。
以上述制造条件得到的热轧钢板是以连续冷却相变组织(zw)为主相、以板宽方向为法线方向的面的{001}α晶粒的面积分率为10％以下、且具有连接尺寸以面积平均粒径计为10μm以下的微观组织、apix60～x80级的强度、和延性断裂率达85％的温度为-25℃以下的dwtt性能的热轧钢板。
通过将由上述优选的制造方法得到的厚壁高强度管线钢管用热轧钢板作为坯材，成型为管状，焊接对接部而制成钢管。由此，能够制成兼具母材部为apix60～x80级的高强度和dwtt中得到85％的延性断裂的温度为-20℃以下的高韧性的厚壁高强度管线钢管用焊接钢管。
作为制管工序，优选应用如下的使用电缝钢管制造设备的常用的制管工序：利用多个轧辊将上述热轧钢板在冷态下连续成型为大致圆形截面的开管，接着利用高频感应加热或高频电阻加热将该开管的相对的端面加热到熔点以上并用挤压辊进行压接。这里，高频是指100khz以上且小于500khz。应予说明，本发明中，当然不仅限于该制管工序。
以下，根据实施例对本发明进行更具体的说明。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。本发明的技术范围不限定于以下的实施例。
将成为表1的成分组成(含量用质量％表示)的(剩余部分为fe和不可避免的杂质)钢坯材加热到表2中示出的保持温度，以表2中示出的条件进行热轧(粗轧和精轧)，以表2中示出的条件进行加速冷却，在加速冷却之后进行卷取、放置冷却，由此制造热轧钢板(热轧卷)。
应予说明，表1中示出的各元素的含量的单位为质量％。另外，表2的卷材no.20的加速冷却的平均冷却速度(℃/s)是板厚中央部温度为750～680℃时的平均冷却速度。表2中的压下率的定义为“(原厚度－最终厚度)/原厚度×100％”。精轧中的“原厚度”是粗轧的结束厚度。
按照以下顺序来调查热轧钢板的微观组织和机械特性。
(1)微观组织
通过以下条件的sem/ebsd法求出热轧钢板的主相及其面积平均粒径(μm)、第2相及其面积分率、以板宽方向为法线方向的面的{001}α晶粒的面积分率和连接尺寸(面积平均粒径，单位μm)。应予说明，主相的面积分率为“100－第2相的面积分率”。主相的面积平均粒径与{001}α晶粒的连接尺寸同样地使用oimanalysis而求出。对于微观组织的相而言，zw为连续冷却相变组织，pf为多边形铁素体，p为珠光体，lb为下贝氏体，m为马氏体。
使用机器和测定条件：使用配备于日立高新技术公司制场发射扫描电子显微镜的edax公司制ebsd检测器。
观察试验片的采取和观察条件：采取从板厚1/4位置和1/2位置采取到的观察试验片。将各观察试验片的l截面作为观察面，观察视野以400×500μm计至少观察4个视野以上，以步长为0.5μm的条件下进行测定。采用各样品的测定结果的平均值，记载于表3。
(2)拉伸试验特性(卷材)
对于拉伸试验，卷材以板宽方向为试验片长边方向而采取拉伸试验片，依据astma370的规定而求出ts和ys。屈服强度ys：415mpa以上、拉伸强度ts：520mpa以上为良好。将结果记载于表3。
(3)dwtt性能(卷材)
以热轧钢板的板宽方向为试验片长边方向的方式采取试验片(不减少厚度)，依据astme436的规定而进行dwtt。预裂纹以冲压缺口的形式导入。延性断裂率以2根实施后的平均值而算出，求出延性断裂率达85％的温度作为dwtt85％satt。-25℃以下为良好。将结果记载于表3。
–使用钢管的试验–
将所制造的热轧钢板(热轧卷)以冷态用多个轧辊连续成型为大致圆形截面的开管，接着利用高频电阻加热将该开管的相对的端面加热到熔点以上，利用挤压辊进行压接而制造厚壁的焊接钢管。表3“钢管形状”一栏中记载了焊接钢管的母材部的壁厚和外径。
(4)拉伸试验特性(钢管)
拉伸试验以圆周方向为试验片长边方向的方式从母材部采取拉伸试验片，依据astma370的规定而求出ts和ys。屈服强度ys：415mpa以上、拉伸强度ts：520mpa以上为良好。将结果记载于表3。
(5)dwtt性能(钢管)
以圆周方向为试验片长边方向的方式从母材部采取试验片(不减少厚度)，依照astme436的规定而进行dwtt。预裂纹以冲压缺口的形式导入。延性断裂率以2根实施后的平均值而算出，求出延性断裂率达85％的温度作为dwtt85％satt。-20℃以下为良好。将结果记载于表3。
发明例的热轧钢板和焊接钢管都是厚壁，均为厚度20mm以上，机械特性优异，适合于厚壁高强度管线钢管用途。另一方面，比较例无法以高水准兼具ts、ys、dwtt性能。