通常，管道钢管是将利用厚板轧机、热轧机制造的钢板通过UOE成型(UOE forming)、压弯成型(press bend forming)及辊成型(roll forming)等成型为钢管而制造的。用于输送含有硫化氢(hydrogen sulfide)的原油或天然气的管道钢管(以下，有时称为“耐酸管道钢管(line pipe for sourgas service)”)，除强度、韧性和焊接性(weldability)之外，还需要耐氢致开裂性(耐HIC性)和耐应力腐蚀开裂性(耐SCC性(Anti-stressCorrosion Cracking)等所谓的耐酸性(sour resistance)。钢材的氢至开裂(以下，称为HIC)如下形成：因腐蚀反应(corrosion reaction)产生的氢离子吸附在钢材表面，以氢原子(atomic hydrogen)的形式侵入钢内部，扩散到钢中的MnS等非金属夹杂物(non-metal inclusion)、硬的第2相组织的周围并蓄积，由于其内压而产生裂纹。
以往，为了防止这种氢至开裂，提出了几种方法。例如，日本特开昭54-110119号公报中公开了通过降低钢中的S含量并适量添加Ca、REM(rare-earth metal)等，抑制较长地延展的MnS的生成，将形态(shape)改变为微细分散的球状的CaS夹杂物的技术。由此，通过减小由硫化物类夹杂物产生的应力集中(stress concentration)，抑制裂纹的产生和传播，改善耐HIC性。
日本特开昭61-60866号公报、日本特开昭61-165207号公报中提出了通过偏析(segregation)倾向高的元素(C、Mn及P等)的减少、因钢坯加热阶段(slab heating process)的均热处理(soaking heat treatment)引起的偏析的减少、以及在热轧后进行加速冷却(accelerated cooling)而使金属组织成为贝氏体相的技术。由此，抑制成为中心偏析部(centersegregation aria)的裂纹的起点的岛状马氏体(M-A constituent)的生成、以及成为裂纹的传播路径(propagation path)的马氏体(martensite)等硬化组织(hardened structure)的生成。另外，日本特开平5-255747号公报中提出了基于偏析系数(segregation coefficient)的碳当量计算公式(carbonequivalent formula)，进而提出了通过使碳当量为固定值以下来抑制中心偏析部的裂纹的方法。
而且，作为中心偏析部的裂纹的应对方法，日本特开2002-363689号公报中提出了将中心偏析部的Nb和Mn的偏析度(segregation degree)规定为固定值以下的方法，日本特开2006-63351号公报中提出了分别规定成为HIC的起点的夹杂物的大小和中心偏析部的硬度的方法。
但是近年来，耐酸管道钢管中管厚为20mm以上的厚壁管(heavywall pipe)增加，在这种厚壁管中，需要为了确保强度而增加合金元素的添加量。此时，即使通过如上所述的现有技术的方法抑制MnS的生成从而改善了中心偏析部的组织，中心偏析部的硬度也上升，以Nb碳氮化物(carbonitride)为起点发生HIC。来自Nb碳氮化物的裂纹，由于其裂纹长度率(crack length rate)小，因此根据现有的耐HIC性能要求标准不特别成为问题，但近年来，由于要求更高的耐HIC性能，因此也需要抑制以Nb碳氮化物为起点的HIC。
如日本特开2006-63351号公报这样使含有Nb的碳氮化物为5μm以下这种非常小的尺寸的方法，在抑制中心偏析部的HIC发生方面有效。但是，实际上，在铸锭(ingot casting)或连铸(continuous casting)时，在最终凝固部存在粗大的Nb碳氮化物结晶(crystallize)的情况，对于与上述相比更加严格的耐HIC性能要求，为了抑制HIC的发生以及以某种频率下生成的Nb碳氮化物等为起点产生的裂纹的传播，需要极为严格地管理中心偏析部的材质。作为管理中心偏析部的材质的方法，可以列举日本特开平5-255747号公报提出的考虑了偏析系数的碳当量计算公式。但是，由于在实验中通过利用电子探针显微分析仪(ElectronProbe Micro Analyzer)的分析求出偏析系数，只能求出例如光斑尺寸(spot-size)为约10μm的测定范围内的平均值，因此不能成为能够严密地预测中心偏析部的浓度的方法。
因此，本发明的目的是解决如上所述的现有技术的问题，提供耐HIC性优良的高强度管道钢管用钢板，特别是具有即使对于管厚20mm以上的耐酸管道钢管所要求的严格的耐HIC性能也能够充分应对的优良的耐HIC性的高强度耐酸管道钢管用钢板。
而且，本发明的其他目的在于，提供使用了具有上述优良的性能的高强度管道钢管用钢板的管道钢管用钢管。
并且，本发明的目标钢管均为APIX65以上(屈服应力为65ksi以上、450MPa以上)的钢管，拉伸强度为535MPa以上的高强度钢管。

本发明以下述内容为主旨。
1.一种管道钢管用钢板，其特征在于，是如下所述的钢：以重量％计，含有C：0.02～0.06％、Si：0.5％以下、Mn：0.8～1.6％、P：0.008％以下、S：0.0008％以下、Al：0.08％以下、Nb：0.005～0.035％、Ti：0.005～0.025％及Ca：0.0005～0.0035％，余量由铁及不可避免的杂质构成，
并且，由下式表示的CP值为0.95以下，Ceq值为0.30以上，
CP＝4.46C(％)+2.37Mn(％)/6+{1.18Cr(％)+1.95Mo(％)+1.74V(％)}/5+{1.74Cu(％)+1.7Ni(％)}/15+22.36P(％)，
Ceq＝C(％)+Mn(％)/6+{Cr(％)+Mo(％)+V(％)}/5+{Cu(％)+Ni(％)}/15。
2.如上述1所述的管道钢管用钢板，其中，以重量％计，还含有Cu：0.5％以下、Ni：1％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下及V：0.1％以下中的1种或2种以上。
3.如上述1或2所述的管道钢管用钢板，其中，中心偏析部的硬度为HV250以下，中心偏析部的Nb碳氮化物的长度为20μm以下。
4.如上述1～3中任一项所述的管道钢管用钢板，其中，所述钢板的金属组织具有以体积分数计为75％以上的贝氏体相。
5.一种管道钢管用钢管，其通过将上述1～4中任一项所述的钢板利用冷成型制成管状、再将其对接部缝焊制造。
本发明的管道钢管用钢板及钢管具有优良的耐HIC性，特别是能够充分应对管厚20mm以上的管道钢管所要求的严格的耐HIC性能。
附图说明
图1是表示在中心偏析部生成MnS或Nb碳氮化物的钢板的中心偏析部的硬度与HIC试验中的裂纹面积率(crack area rate)的关系的图。
图2是表示钢板的CP值与HIC试验中的裂纹面积率的关系的图。

本发明人从裂纹的起点和中心偏析部的组织的观点出发，详细地调查了HIC试验中裂纹的产生及其传播情况，结果得到了以下的见解。
首先，为了抑制中心偏析部的裂纹，中心偏析部的材质需要与成为起点的夹杂物的种类相对应。图1表示使用在中心偏析部生成MnS或Nb碳氮化物的钢板进行HIC试验(试验方法与后述实施例相同)的结果的一例。根据上述内容可知，在中心偏析部存在MnS的情况下，即使是低硬度裂纹面积率也上升，因此抑制MnS的生成极为重要。但是，即使能够抑制MnS的生成，在存在Nb碳氮化物的情况下，若中心偏析部的硬度超过某种水平(这里为维氏硬度(Vickers hardness)HV250)，则在HIC试验中仍产生裂纹。
为了解决上述问题，需要精确地控制钢板的化学成分而使中心偏析部的硬度达到预定水平以下(优选为HV250以下)。本发明人在热力学上(thermodynamically)分析中心偏析部的化学成分的富集情况(incrassate behavior)，导出每种合金元素的偏析系数。该偏析系数的导出根据以下的步骤进行。首先，在铸造时的最终凝固部生成因凝固收缩(solidification shrinkage)或鼓肚(bulging)而产生的空隙(void)，周围的富集的钢水(molten steel)流入该部分，形成成分富集的点状偏析。接着，由于富集的点状偏析(segregation spot)凝固的过程基于热力学的平衡分配系数(equilibrium distribution coefficient)发生在凝固边界(solidification boundary)的成分变化，因此能够求出最终形成的偏析部的浓度。使用通过如上的热力学分析求得的偏析系数，得到与下式所表示的中心偏析部的碳当量计算公式对应的CP值。而且发现，通过使该CP值为固定值以下，能够将中心偏析部的硬度抑制在产生裂纹的极限硬度以下。图2表示下式所表示的CP值与HIC试验(试验方法与后述实施例相同)中的裂纹面积率的关系。由此可知，若CP值增高则裂纹面积率急剧上升，但能够通过将CP值抑制在固定值以下来降低由HIC引起的裂纹。
CP＝4.46C(％)+2.37Mn(％)/6+{1.18Cr(％)+1.95Mo(％)+1.74V(％)}/5+{1.74Cu(％)+1.7Ni(％)}/15+22.36P(％)
而且，通过将成为HIC试验中裂纹产生起点的Nb碳氮化物的大小抑制在固定值以下、进而使金属组织成为微细的贝氏体主体的组织来抑制裂纹的传播，由此能够与上述对策相辅而稳定地得到更优良的耐HIC性能。
以下对本发明的管道钢管用钢板进行详细说明。
首先，说明本发明的化学成分的限定理由。并且，成分量的％全部为“重量％”。
·C：0.02～0.06％
C是用于提高通过加速冷却制造的钢板的强度的最有效的元素。但是，若C量小于0.02％则不能确保足够的强度，另一方面，若超过0.06％则韧性及耐HIC性变差。因此使C量为0.02～0.06％。
·Si：0.5％以下
虽然Si是为了脱氧而添加的，但是若Si量超过0.5％则韧性、焊接性(weldability)变差。因此使Si量为0.5％以下。而且，从上述观点出发，更优选Si量为0.3％以下。
·Mn：0.8～1.6％
虽然Mn是为了提高钢的强度和韧性而添加的，但是若Mn量小于0.8％则其效果不充分，若超过1.6％则焊接性和耐HIC性变差。因此，使Mn量在0.8～1.6％的范围内。而且，从上述观点出发，更优选Mn量为0.8～1.3％。
·P：0.008％以下
P是不可避免的杂质元素，由于使中心偏析部的硬度上升而使耐HIC性变差。该倾向在其含量超过0.008％时变得显著。因此，使P量为0.008％以下。而且，从上述观点出发，更优选的P量为0.006％以下。
·S：0.0008％以下
S在钢中通常形成MnS类的夹杂物，但可以通过添加Ca进行由MnS类转化为CaS类夹杂物的形态控制。但是，若S量多则CaS类夹杂物的量也增多，在高强度材料中成为裂纹的起点。该倾向在S量超过0.0008％时变得显著。因此，使S量为0.0008％以下。
·Al：0.08％以下
虽然Al作为脱氧剂而添加，但是若Al量超过0.08％则洁净度降低，因而延展性变差。因此，使Al量为0.08％以下。进一步优选为0.06％以下。
·Nb：0.005～0.035％
Nb是抑制轧制时的晶粒生长、通过细粒化使韧性提高、并且使淬透性提高而提高加速冷却后的强度的元素。但是，若Nb量小于0.005％则其效果不充分，另一方面，若超过0.035％则不仅焊接热影响部(weldedheat affected zone)的韧性变差，而且导致粗大的Nb碳氮化物的生成，耐HIC性能变差。特别是铸造过程中的最终凝固部由于合金元素富集、而且冷却速度慢，因而Nb碳氮化物容易在中心偏析部结晶。该Nb碳氮化物在轧制成钢板后仍残留，在HIC试验中产生以Nb碳氮化物为起点的裂纹。中心偏析部的Nb碳氮化物的大小受到Nb添加量的影响，通过将Nb添加量的上限设为0.035％以下，能使Nb碳氮化物的大小达到20μm以下。因此，使Nb量为0.005～0.035％。而且，从上述观点出发，更优选的Nb量为0.010～0.030％。
·Ti：0.005～0.025％
Ti不仅形成TiN而抑制钢坯加热时的晶粒生长(grain growth)，而且抑制焊接热影响部的晶粒生长，通过母材及焊接热影响部的细粒化使韧性提高。但是，若Ti量小于0.005％则其效果不充分，另一方面，若超过0.025％则韧性变差。因此，使Ti量为0.005～0.025％。而且，从上述观点出发，更优选的Ti量为0.005～0.018％。
·Ca：0.0005～0.0035％
Ca抑制硫化物类夹杂物的形态，是对延展性的改善和耐HIC性能的提高有效的元素，但是若Ca量小于0.0005％则其效果不充分，另一方面，若添加超过0.0035％则效果饱和，反而由于洁净度的降低使韧性变差，并且钢中的Ca类氧化物量增加，以它们为起点产生裂纹，结果是耐HIC性能也变差。因此，使Ca量为0.0005～0.0035％。而且，从上述的观点出发，更优选的Ca量为0.0010～0.0030％。
本发明的钢板还可以在如下范围内含有选自Cu、Ni、Cr、Mo及V中的1种或2种以上。
·Cu：0.5％以下
Cu是对韧性的改善和强度的提高有效的元素，为了得到该效果，优选其含量为0.02％以上。Cu量若超过0.5％则焊接性变差。因此，在添加Cu时使其为0.5％以下。而且，从上述的观点出发，更优选的Cu量为0.3％以下。
·Ni：1％以下
Ni是对韧性的改善和强度的提高有效的元素，为了得到该效果，优选其含量为0.02％以上。Ni量若超过1.0％则焊接性变差。因此，在添加Ni时使其为1.0％以下。而且，从上述的观点出发，更优选的Ni量为0.5％以下。
·Cr：0.5％以下
Cr是通过提高淬透性(hardenability)而对强度的提高有效的元素，为了得到该效果，优选其含量为0.02％以上。Cr量若超过0.5％则焊接性变差。因此，在添加Cr时使其为0.5％以下。而且，从上述的观点出发，更优选的Cr量为0.3％以下。
·Mo：0.5％以下
Mo是对韧性的改善和强度的提高有效的元素，为了得到该效果，优选其含量为0.02％以上。Mo量若超过0.5％则焊接性变差。因此，在添加Mo时使其为0.5％以下。而且，从上述的观点出发，更优选的Mo量为0.3％以下。
·V：0.1％以下
V是不使韧性变差地提高强度的元素，为了得到该效果，优选其含量为0.01％以上。V量若超过0.1％则焊接性显著受损。因此，在添加V时使其为0.1％以下。而且，从上述的观点出发，更优选的V量为0.05％以下。
并且，本发明的钢板的余量为Fe及不可避免的杂质。
在本发明中，还规定了由下式表示的CP值和Ceq值。
·CP值：0.95以下
CP＝4.46C(％)+2.37Mn(％)/6+{1.18Cr(％)+1.95Mo(％)+1.74V(％)}/5+{1.74Cu(％)+1.7Ni(％)}/15+22.36P(％)
这里，C(％)、Mn(％)、Cr(％)、Mo(％)、V(％)、Cu(％)、Ni(％)和P(％)分别为元素的含量。
涉及CP值的上述式，是为了由各合金元素的含量推断中心偏析部的材质而设计的公式，CP值越高中心偏析部的浓度越高，中心偏析部的硬度提高。如图2所示，通过使该CP值为0.95以下，能够充分减小中心偏析部的硬度(优选HV250以下)，从而能够抑制HIC试验中的裂纹。因此，使CP值为0.95以下。而且，由于CP值越低中心偏析部的硬度越低，因此在需要更高的耐HIC性能的情况下，优选使CP值为0.92以下。另外，CP值越低中心偏析部的硬度越低，HIC性能提高，因此CP值的下限没有特别规定，但为了得到适宜的强度，优选使CP值为0.60以上。
·Ceq值：0.30以上
Ceq＝C(％)+Mn(％)/6+{Cr(％)+Mo(％)+V(％)}/5+{Cu(％)+Ni(％)}/15
Ceq为钢的碳当量(carbon equivalent)，而且是淬透性指数(hardenability index)，Ceq值越高钢材的强度越高。
本发明特别是以提高管厚为20mm以上的厚壁管的耐酸管道钢管的HIC性能为目的，为了使厚壁管得到充分的强度而需要Ceq值为0.30以上。因此使Ceq值为0.30以上。Ceq值越高越能得到高强度，还能制造壁更厚的钢管，但是若合金元素浓度过高则中心偏析部的硬度也提高，耐HIC性能变差，因此优选将Ceq的上限设为0.42％。
而且，本发明的钢板及钢管，优选中心偏析部的硬度和成为HIC起点的Nb碳氮化物的大小满足如下的条件。
·中心偏析部的硬度：维氏硬度HV250以下
如之前所述，HIC的裂纹成长的机制是氢在钢中的夹杂物等的周围聚集而产生裂纹，裂纹传播到夹杂物周围因而成长为大的裂纹。此时，中心偏析部是裂纹最容易产生和传播的部位，中心偏析部的硬度越大，越容易产生裂纹。中心偏析部的硬度为HV250以下时，即使中心偏析部残留有微小的Nb碳氮化物，裂纹的传播也难以发生，因而能够抑制HIC试验中的裂纹面积率。但是，若中心偏析部的硬度超过HV250，则裂纹变得容易传播，特别是由Nb碳氮化物产生的裂纹变得容易传播。因此优选使中心偏析部的硬度为HV250以下。而且，要求更加严格的HIC性能时，需要进一步降低中心偏析部的硬度，此时优选使中心偏析部的硬度为HV230以下。
·中心偏析部的Nb碳氮化物的长度：20μm以下
在中心偏析部生成的Nb碳氮化物，在HIC试验中成为氢的聚集部位，并以其为起点产生裂纹。此时，Nb碳氮化物的大小越大，裂纹越容易传播，即使中心偏析部的硬度为HV250以下裂纹也会传播。而且，若Nb碳氮化物的长度为20μm以下，则能够通过使中心偏析部的硬度为HV250以下来抑制裂纹的传播。因此使Nb碳氮化物的长度为20μm以下，优选为10μm以下。这里，Nb碳氮化物的长度设为该粒子的最大长度。
本发明特别适合板厚为20mm以上的耐酸管道钢管用钢板。这是因为，通常板厚(管厚)小于20mm时，由于合金成分的添加量少，因此也能够降低中心偏析部的硬度，容易得到良好的耐HIC性能。而且，钢板的壁越厚越需要添加合金元素，降低中心偏析部的硬度变得困难，因此特别是在板厚超过25mm的厚壁钢板中，能够进一步发挥该效果。
并且，本发明的目标钢管均为APIX65以上(屈服应力为65ksi以上、450MPa以上)的钢管、拉伸强度为535MPa以上的高强度钢管。
而且，期望本发明的钢板(及钢管)的金属组织的贝氏体相的体积分数为75％以上，优选为90％以上。贝氏体相是强度、韧性优良的金属组织，通过使其体积分数为75％以上，能够抑制裂纹的传播，在维持高强度的同时得到高的耐HIC性能。另一方面，贝氏体相的体积分数低的金属组织，若成为例如铁素体、珠光体、MA(岛状马氏体)或马氏体等金属相和贝氏体相的混合组织，则会促进相界面处的裂纹的传播，耐HIC性能降低。若除贝氏体相以外的金属相(铁素体、珠光体及马氏体等)的体积分数小于25％，则耐HIC性能的降低较小，因此优选贝氏体相的体积分数为75％以上，从同样的观点出发，更优选贝氏体相的体积分数为90％以上。
本发明的钢板，通过规定上述化学成分和中心偏析部的硬度及Nb碳氮化物的大小，以及通过使金属组织成为贝氏体主体的组织，能够使厚壁管也得到优良的耐HIC性能，因此基本上通过与现有方法相同的制造方法制造即可。但是，除了耐HIC性能，为了得到最佳的强度和韧性，优选在如下所示的条件下制造。
·钢坯加热温度(slab heating temperature)：1000～1200℃
热轧(hot rolling)钢坯时的钢坯加热温度，低于1000℃时不能得到充分的强度，另一方面，若高于1200℃，则韧性、DWTT特性(落锤撕裂试验特性，Drop Weight Tear Test property)变差。因此，优选使钢坯加热温度为1000～1200℃。
在热轧工序(hot rolling process)中，为了得到高的母材韧性，轧制结束温度(hot rolling finish temperature)越低越好，但另一方面，由于轧制效率(rolling efficiency)降低，因此考虑必要的母材韧性和轧制效率而将轧制结束温度设定在适当的温度。而且，为了得到高的母材韧性，优选使未再结晶温度范围(non-recrystallization temperature zone)内的轧制率为60％以上。
优选热轧后在以下的条件下实施加速冷却。
·加速冷却开始时的钢板温度：(Ar3-10℃)以上
这里，Ar3相变点温度是根据钢的成分，通过Ar3(℃)＝910-310C(％)-80Mn(％)-20Cu(％)-15Cr(％)-55Ni(％)-80Mo(％)而得到的。
若加速冷却开始时的钢板温度低，则加速冷却前铁素体生成量增多，特别是若从Ar3相变点开始的温度降低超过10℃则耐HIC性变差。而且，钢板的金属组织也变得不能确保足够的体积分数的贝氏体相(优选为75％以上)。因此，优选使加速冷却开始时的钢板温度为(Ar3-10℃)以上。
·加速冷却的冷却速度：5℃/秒以上
为了稳定地得到足够的强度，优选使加速冷却的冷却速度为5℃/秒以上。
·加速冷却停止时的钢板温度：250～600℃
加速冷却是为了通过贝氏体相变而得到高强度的重要的工序。但是，若加速冷却的冷却停止时的钢板温度高于600℃，则贝氏体相变不完全，不能得到充分的强度。而且，若加速冷却的冷却停止时的钢板温度低于250℃，则生成MA(岛状马氏体)等硬质组织，不仅耐HIC性能容易变差，而且钢板表层部的硬度过度增高，而且，钢板上容易产生应变从而成形性变差。因此，使加速冷却时的冷却停止时的钢板温度为250～600℃。
并且，上述的钢板温度，在钢板的板厚方向上存在温度分布的情况下为板厚方向上的平均温度，而在板厚方向上的温度分布较小的情况下，也可以将钢板表面的温度作为钢板温度。而且，虽然刚加速冷却后钢板表面和内部存在温差，但该温差不久就会由于热传导而消除，在板厚方向上形成均匀的温度分布，因此也可以基于这种均热化后的钢板表面温度求出加速冷却的冷却停止时的钢板温度。
加速冷却后可以直接通过空冷使钢板冷却，但也可以以钢板内部材质的均匀化为目的在气体燃烧炉或感应加热炉等中进行再加热。
接着，对本发明的管道钢管用钢管进行说明，该管道钢管用钢管通过将如上所述的本发明的钢板利用冷成型(cold forming)制成管状、再将其对接部缝焊(seam welding)制造。
冷成型的方法可以为任意方法，但通常通过UOE工艺或压弯等成型为管状。对接部的缝焊，只要能够得到足够的接缝强度和接缝韧性则无论哪种焊接法均可，但从焊接品质和制造效率的观点出发，特别优选埋弧焊。在进行了对接部的缝焊后，为了除去焊接残留应力和提高钢管圆度，进行扩管加工。以得到预定的钢管圆度、除去残留应力为条件，优选此时的扩管率为0.5～1.5％。
实施例
利用连铸法将表1所示化学成分的钢(钢种A～V)制成钢坯，使用上述钢坯制造板厚为25.4mm及33mm的厚钢板。
利用热轧轧制加热后的钢坯，然后实施加速冷却，得到预定的强度。设此时的钢坯加热温度为1050℃、轧制结束温度为840～800℃、加速冷却的开始温度为800～760℃。加速冷却的停止温度设为450～550℃。得到的钢板的强度均满足APIX65，拉伸强度为570～630MPa。关于钢板的拉伸特性，以轧制垂直方向的总厚度试验片作为拉伸试验片进行拉伸试验，测定拉伸强度。
对于这些钢板，从多个位置各裁取6～9个HIC试验片，研究耐HIC特性。将试验片浸渍在pH约为3的使硫化氢饱和后的5％NaCl+0.5％CH3COOH水溶液(通常的NACE溶液)中96小时后，利用超声波探伤(ultrasonic flaw detection)调查试验片整个表面有无裂纹，通过裂纹面积率(CAR：crack area rate)评价耐HIC特性。这里，将各钢板的6～9个试验片中裂纹面积率最大的数值作为代表该钢板的裂纹面积率，将裂纹面积率为6％以下设为合格。
中心偏析部的硬度，将从钢板上裁取的多个样品的板厚方向截面研磨后，进行轻微地蚀刻，通过载荷50g的维氏硬度计(Vickers hardnessmeter)测定能够看到偏析线(segregation line)的部分，将其最大值设为中心偏析部的硬度。
通过电子显微镜(electron microscope)观察HIC试验中产生了裂纹的部分的断面，将断面(fracture surface)上Nb碳氮化物粒子的最大长度设为中心偏析部的Nb碳氮化物的长度。另外，HIC试验中没有产生裂纹时，将HIC试验片的多个截面研磨后进行轻微地蚀刻，对能看到偏析线的部分进行利用EPMA(电子探针显微分析仪)的Nb的元素映象(elemental mapping)而识别Nb碳氮化物，并将该粒子的最大长度作为Nb碳氮化物的长度。对于金属组织，通过光学显微镜观察板厚中央部及t/4位置，根据拍摄的照片利用图像处理测定贝氏体相的面积分数，并将3～5个视野的贝氏体面积分数的平均值作为体积分数。
将以上的试验及测定结果示于表2。
在表1及表2中，作为本发明例的钢板(钢种)No.A～K及U、V的由HIC试验得出的裂纹面积率均小、耐HIC性均非常良好。
与此相对，作为比较例的钢板(钢种)L～O，CP值超过0.95因而中心偏析部的硬度大，而且HIC试验中显示出高的裂纹面积率，耐HIC性差。而且，作为比较例的钢板(钢种)P、Q，Mn量或S量高于本发明的范围，因而在中心偏析部生成MnS，产生以MnS为起点的裂纹，结果是耐HIC性差。而且，作为比较例的钢板(钢种)R，Nb量高于本发明的范围，因而在中心偏析部生成粗大的Nb碳氮化物，即使CP值在本发明的范围内耐HIC性也差。作为比较例的钢板(钢种)S，没有添加Ca，不存在由Ca产生的硫化物类夹杂物的形态控制，因而耐HIC性差。作为比较例的钢板(钢种)T，Ca量高于本发明的范围，因而钢中的Ca类氧化物量增加，并以它们为起点产生裂纹，结果是耐HIC性差。
使用表2所示钢板的一部分制造钢管。即，利用UOE工艺将钢板冷成型而制成管状，将其对接部进行内外表面各1层的埋弧焊(submerged arc welding)(缝焊)后，实施以钢管的圆周变化计为1％的扩管加工，制造外径(external diameter)为711mm的钢管。
对所制造的钢管进行与上述钢板相同的HIC试验。将其结果示于表3。并且，将一个试验片在长度方向切割为4等份，观察其截面，通过裂纹长度率(CLR(crack length rate))(裂纹长度的总和/试验片的宽度(20mm)的平均值)评价耐HIC性能。
在表3中，No.1～10及18、19为本发明的钢管，其在HIC试验中的裂纹长度率为10％以下，耐HIC性能优良。另一方面，No.11～17的比较例的钢管的耐HIC性均较差。
产业上的利用可能性
如上所述，根据本发明，板厚为20mm以上的厚壁管具有非常优良的耐HIC性能，能够应用于近年来耐HIC性能要求更严格的管道钢管。
而且，本发明应用于板厚20mm以上的厚壁钢板时能够得到效果，但壁越厚越需要添加合金元素，降低中心偏析部的硬度变得困难，因此在超过25mm的厚壁钢板中更能发挥其效果。

表2
  钢  种   板厚  mm   拉伸强度  MPa   贝氏体体  积分数(％)  Nb碳氮化物 的长度(μm)   中心偏析部的  硬度(HV50g)   HIC  试验结果  CAR(％)   备注   A   25.4   623   100   8   223   2.5   本发明例   B   25.4   623   98   10   218   0.0   本发明例   C   25.4   631   100   6   238   0.2   本发明例   D   33.0   586   100   8   220   0.0   本发明例   E   33.0   576   100   6   213   0.0   本发明例   F   33.0   611   98   10   210   0.0   本发明例   G   33.0   587   100   10   225   1.3   本发明例   H   33.0   583   100   5   240   0.0   本发明例   I   33.0   620   100   6   235   1.8   本发明例   J   33.0   586   97   8   248   5.2   本发明例   K   33.0   598   98   10   242   4.6   本发明例   L   33.0   588   100   6   272   14.6   比较例   M   33.0   612   97   6   265   26.4   比较例   N   33.0   596   96   8   295   35.9   比较例   O   25.4   576   100   25   268   45.8   比较例   P   33.0   614   100   -   232   12.2   比较例   Q   33.0   620   98   -   225   29.3   比较例   R   33.0   598   96   23   242   12.8   比较例   S   33.0   578   96   -   238   29.5   比较例   T   33.0   569   100   -   224   8.7   比较例   U   33.0   582   80   5   246   6.0   本发明例   V   27.8   596   92   5   235   1.8   本发明例
表3
  No.   钢种   板厚  mm   HIC试验结果  CLR(％)   备注   1   A   25.4   8.4   本发明例   2   B   25.4   0.0   本发明例   3   C   25.4   2.3   本发明例   4   D   25.4   0.0   本发明例   5   E   33.0   1.2   本发明例   6   F   33.0   0.0   本发明例   7   H   33.0   0.0   本发明例   8   I   33.0   22   本发明例   9   J   33.0   6.6   本发明例   10   K   33.0   5.1   本发明例   11   L   33.0   22.4   比较例   12   M   33.0   30.2   比较例   13   N   33.0   46.7   比较例   14   O   25.4   45.8   比较例   15   P   33.0   19.2   比较例   16   Q   33.0   31.1   比较例   17   R   33.0   17.5   比较例
  No.   钢种   板厚  mm   HIC试验结果  CLR(％)   备注   18   U   33.0   7.6   本发明例   19   V   27.8   3.3   本发明例