本发明涉及结构管用厚壁钢板，特别而言，本发明涉及具有apix80等级以上的强度、并且在板厚为38mm以上的情况下板厚中心部的夏比特性也优良、而且兼具高材质均匀性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：
在利用海底资源挖掘船等的石油或气体的挖掘中，使用导管套管钢管、立管钢管等结构管。在这些用途中，近年来，从利用压力升高来提高操作效率、削减原材料成本的观点出发，针对api(美国石油协会)x80等级以上的高强度厚壁钢管的要求提高。
另外，如上所述的结构管大多是在圆周焊接合金元素量非常多的锻造品(例如连接件等)后被使用。在进行焊接的情况下，以除去因焊接引起的锻造品的残余应力为目的而实施pwht(焊接后热处理，postweldheattreatment)，但强度等机械特性有可能因热处理而降低。因此，对于结构管而言，为了在pwht后机械特性也优良、特别是为了防止因挖掘时的海底的外压引起的破坏，要求在管的长度方向、即轧制方向上维持高强度。
因此，例如在专利文献1中提出了：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，进行加速冷却，由此，制造即使在600℃以上的高温下进行作为pwht的一种的去应力(stressrelief、sr)退火后也能够维持优良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：对于焊接钢管而言，将母材部和焊接金属的成分组成分别设定为特定的范围，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的焊接部在sr前后的韧性优良。
在专利文献3中公开了一种管线管用钢板及其制造方法，其中，对具有特定范围的化学成分的钢进行热轧后，以两个阶段实施加速冷却，由此，钢板内的材质均匀性优良、并且耐hic特性、伸长率特性优良。
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
专利文献3：日本特开2013-139628号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
但是，对于专利文献1所记载的钢板而言，为了通过pwht时使cr碳化物析出来弥补因pwht引起的强度降低，需要添加大量cr。因此，不仅原材料成本高，而且有可能导致焊接性、韧性的降低。
另外，专利文献2所记载的钢管主要着眼于缝焊金属的特性改善，对于母材没有进行特别考虑，无法避免因pwht引起的母材强度的降低。为了确保母材强度，需要预先通过控制轧制、加速冷却来提高pwht前的强度。
但是，为了提高强度而以高的冷却速度进行加速冷却的情况下，难以对钢板整体均匀地进行冷却，结果存在钢板的材质均匀性降低的问题。即，加速冷却时钢板表层部被急冷，因此，与钢板内部相比，表层部的硬度增高，板厚方向上的硬度的偏差增大。该板厚方向上的硬度的偏差特别在板厚大的情况下变得显著。另外，由于冷却时的冷却温度不均等，有时在板宽方向上也会产生硬度的偏差。板厚方向、板宽方向上的硬度的偏差大时，对钢板的强度、伸长率、成形性等各种特性带来不良影响，因此，对于厚壁钢板而言，要求能够兼顾强度高和硬度的偏差小(材质均匀性)的技术。
在专利文献3中公开了一种减小板厚方向和板宽方向的硬度偏差的方法，但实施例中的板厚至多为38mm。然而，在对钢板进行冷却的情况下，通常，板厚增大时，板厚中心部的冷却速度接近受热传导限速的值，因此，钢板越厚，越难以充分地增大板厚中心部的冷却速度，有可能对强度、韧性带来不良影响。因此，并不清楚能否将仅例示出板厚为38mm以下的实施例的专利文献3的技术进一步应用于厚壁的钢板制造中。此外，专利文献3记载的技术的特征在于除了机械特性以外耐hic特性也优良，但并没有提及本发明作为对象的结构管用途所要求的pwht后的强度，在结构管的领域中是否能够应用专利文献3所记载的技术也不明确。
本发明是鉴于上述实际情况而开发的，其目的在于提供一种结构管用厚壁钢板，其是apix80等级以上、板厚38mm以上的高强度钢板，在未添加大量合金元素的情况下，轧制方向上的强度和板厚中心部的夏比特性优良，而且兼具高材质均匀性。
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。
用于解决问题的手段
本发明人们针对板厚38mm以上的厚壁钢板，为了兼顾拉伸强度、韧性这样的机械特性和材质均匀性，对于轧制条件对钢板的显微组织带来的影响进行了详细研究。通常，对于焊接钢管用钢板、焊接结构用钢板而言，从焊接性的观点出发，化学成分被严格限制，因此，x65等级以上的高强度钢板通过在热轧后进行加速冷却来制造。因此，钢板的显微组织变成贝氏体主体、或者在贝氏体中包含岛状马氏体(martensite-austeniteconstituent，也简称为ma)的组织，但是，板厚越增加，越无法避免板厚中心部的夏比特性的降低。因此，本发明人们对于可以得到优良的耐pwht性、强度和材质均匀性的显微组织进行了深入研究，结果得到了下述(a)、(b)和(c)的见解：
(a)对于提高板厚中心部的夏比特性而言，钢的显微组织的微细化是有效的，为此，需要提高未再结晶区域内的累积压下率；
(b)另一方面，冷却起始温度过度降低时，铁素体面积百分率增加而强度和韧性降低。因此，需要提高冷却起始温度；
(c)为了在确保材质均匀性的同时确保板厚中心的强度，需要在使表层组织为贝氏体的基础上通过后续的冷却确保中心部的冷却速度。
基于上述见解，对钢的成分组成和显微组织以及制造条件进行详细研究，从而完成了本发明。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种结构管用厚壁钢板，其具如下成分组成：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：0.005％以下、p：0.010％以下、和s：0.0010％以下，余量由fe和不可避免的杂质构成，并且由下述(1)式定义的碳当量ceq为0.42以上，
具有贝氏体主体的显微组织，
拉伸强度为620mpa以上，板厚中心部在-20℃的夏比吸收能ve-20℃为100j以上，板厚方向上的维氏硬度的偏差δhv10，t为50以下，并且板宽方向上的维氏硬度的偏差δhv10，c为50以下。
ceq＝c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5…(1)
(其中，(1)式中的元素符号表示以质量％示出上述钢板中的各元素的含量的值，该钢板中不含该元素时设为0)
2.如上述1所述的结构管用厚壁钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有v：0.005～0.100％。
3.如上述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％计还含有选自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％以下组成的组中的一种或两种以上。
4.一种结构管用厚壁钢板的制造方法，其至少具有：
加热工序，将具有上述1～3中任一项所述的成分组成的钢原材加热至加热温度为1100～1300℃；
热轧工序，将上述加热工序中加热后的钢原材在850℃以下的累积压下率为70％以上的条件下进行热轧而制成钢板；
第一冷却工序，将上述热轧后的钢板在以该钢板的表面温度计冷却起始温度ts、1为ar3点以上、冷却结束温度te，1为500℃以下、平均冷却速度v1为20℃/秒以上且100℃/秒以下、并且满足下述(2)式的条件下进行加速冷却；和
第二冷却工序，将上述第一冷却工序后的钢板在以该钢板的平均温度计冷却结束温度te，2为500℃以下、平均冷却速度v2为5℃/秒以上的条件下进行加速冷却。
3≤(700-te，1)/v1…(2)
(其中，(2)式中的te，1的单位为℃，v1的单位为℃/秒)
5.如上述4所述的结构管用厚壁钢板的制造方法，其中，在上述第二冷却工序之后，进一步具有立即以0.5℃/秒以上且10℃/秒以下的升温速度进行再加热至400～700℃的再加热工序。
6.一种结构管，其由上述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，其是将上述1～3中任一项所述的钢板在长度方向上成形为筒状后、在长度方向上从内外面均对对接部进行至少各一层焊接而得到。
发明效果
根据本发明，可以提供结构管用厚壁钢板和使用了上述结构管用厚壁钢板的结构管，所述结构管用厚壁钢板是apix80等级以上的高强度钢板，其在不添加大量合金元素的情况下具有轧制方向的高强度同时板厚中心部的夏比特性优良、而且兼具高材质均匀性。需要说明的是，在本发明中，“厚壁”是指板厚为38mm以上。本发明也能够适用于板厚为42mm以上、进一步为50mm以上的情况。
具体实施方式
[成分组成]
接着，对本发明中的各构成条件的限定原因进行说明。
在本发明中，结构管用厚壁钢板具有规定的成分组成很重要。因此，首先，对本发明中将钢的成分组成如上所述进行限定的原因进行说明。需要说明的是，只要没有特别声明，关于成分的“％”标记是指“质量％”。
c：0.030～0.100％
c是增加钢的强度的元素，为了得到期望的组织而形成期望的强度、韧性，需要将c含量设定为0.030％以上。另一方面，c含量超过0.100％时，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含量设定为0.100％以下。需要说明的是，c含量优选设定为0.050～0.080％。
si：0.01～0.50％
si是作为脱氧材料发挥作用、此外通过固溶强化使得钢材的强度增加的元素。为了得到上述效果，将si含量设定为0.01％以上。另一方面，si含量超过0.50％时，haz韧性显著劣化。因此，si含量设定为0.50％以下。需要说明的是，si含量优选设定为0.05～0.20％。
mn：1.50～2.50％
mn是具有在提高钢的淬透性的同时提高强度和韧性的作用的元素。为了得到上述效果，将mn含量设定为1.50％以上。另一方面，mn含量超过2.50％时，焊接性有可能劣化。因此，mn含量设定为2.50％以下。需要说明的是，mn含量优选设定为1.80％～2.00％。
a1：0.080％以下
a1是炼钢时作为脱氧剂添加的元素。a1含量超过0.080％时，导致韧性的降低，因此，a1含量设定为0.080％以上。需要说明的是，a1含量优选设定为0.010～0.050％。
mo：0.05～0.50％
mo在本发明中是特别重要的元素，具有抑制热轧后的冷却时的珠光体相变、并且与ti、nb、v形成微细的复合碳化物从而使钢板的强度大幅提高的功能。为了得到上述效果，将mo含量设定为0.05％以上。另一方面，mo含量超过0.50％时，导致焊接热影响区(heat-affectedzone、haz)韧性的降低，因此，mo含量设定为0.50％以下。
ti：0.005～0.025％
ti与mo同样在本发明中是特别重要的元素，与mo形成复合析出物而大大地有助于钢的强度提高。为了得到上述效果，将ti含量设定为0.005％以上。另一方面，添加超过0.025％时，导致haz韧性和母材韧性的劣化。因此，ti含量设定为0.025％以下。
nb：0.005～0.080％
nb是具有通过组织的微细粒化而使得韧性提高的作用的元素。另外，与mo一起形成复合析出物，有助于强度提高。为了得到上述效果，将nb含量设定为0.005％以上。另一方面，nb含量超过0.080％时，haz韧性劣化。因此，nb含量设定为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，ti存在时形成tin。为了利用由tin带来的钉扎效应抑制奥氏体晶粒的粗大化，n含量设定为0.001％以上。但是，tin在焊接部、特别是在熔合线附近被加热至1450℃以上的区域中发生分解，生成固溶n。因此，n含量过高时，因上述固溶n的生成引起的韧性的降低变得显著。因此，n含量设定为0.010％以下。需要说明的是，n含量更优选设定为0.002～0.005％。
o：0.005％以下、p：0.010％以下、s：0.0010％以下
在本发明中，o、p和s是不可避免的杂质，将这些元素的含量的上限如下所述进行规定。o形成粗大且对韧性带来不良影响的氧系夹杂物。为了抑制上述夹杂物的影响，o含量设定为0.005％以下。另外，p具有发生中心偏析而使母材的韧性降低的性质，因此，p含量高时，母材韧性的降低成为问题。因此，p含量设定为0.010％以下。另外，s具有形成mns系夹杂物而使得母材的韧性降低的性质，因此，s含量高时，母材韧性的降低成为问题。因此，s含量设定为0.0010％以下。需要说明的是，o含量优选设定为0.003％以下，p含量优选设定为0.008％以下，s含量优选设定为0.0008％以下。另一方面，关于o、p、s含量的下限没有限定，但工业上为大于0％。另外，使含量过度降低时，会导致精炼时间增加、成本升高，因此，o含量优选设定为0.0005％以上，p含量优选设定为0.001％以上，s含量优选设定为0.0001％以上。
另外，本发明的结构管用厚壁钢板在上述元素的基础上还可以进一步含有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，有助于强度提高。添加v时，为了得到上述效果，将v含量设定为0.005％以上。另一方面，v含量超过0.100％时，haz韧性降低，因此，添加v时，将v含量设定为0.100％以下。
另外，本发明的结构管用厚壁钢板在上述元素的基础上还可以含有选自由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％以下组成的组中的一种或两种以上。
cu：0.50％以下
cu对于改善韧性和提高强度而言是有效的元素，但添加量过多时焊接性降低。因此，添加cu时，cu含量设定为0.50％以下。需要说明的是，cu含量的下限没有特别限定，添加cu时，优选将cu含量设定为0.05％以上。
ni：0.50％以下
ni对于改善韧性和提高强度而言是有效的元素，但添加量过多时耐pwht特性降低。因此，添加ni时，ni含量设定为0.50％以下。需要说明的是，ni含量的下限没有特别限定，添加ni的情况下优选将ni含量设定为0.05％以上。
cr：0.50％以下
cr与mn同样，是对于为了在低c的情况下也得到充分的强度而言有效的元素，但过量的添加使得焊接性降低。因此，添加cr时，将cr含量设定为0.50％以下。需要说明的是，cr含量的下限没有特别限定，添加cr的情况下优选将cr含量设定为0.05％以上。
ca：0.0005～0.0035％
ca对于由硫化物系夹杂物的形态控制带来的韧性提高而言是有效的元素。为了得到上述效果，添加ca时，将ca含量设定为0.0005％以上。另一方面，即使添加超过0.0035％的ca效果也饱和，反而因钢的洁净度的降低使得韧性降低。因此，添加ca时，将ca含量设定为0.0035％以下。
rem：0.0005～0.0100％
与ca同样，rem(稀土金属)对于通过控制钢中的硫化物系夹杂物的形态来提高韧性而言是有效的元素。为了得到上述效果，添加rem时，将rem含量设定为0.0005％以上。另一方面，即使添加超过0.0100％效果也饱和，反而因钢的洁净度的降低使得韧性降低，因此，添加rem时，将rem含量设定为0.0100％。
b：0.0020％以下
b在奥氏体晶界发生偏析、抑制铁素体相变，由此特别地有助于防止haz的强度降低。但是，即使添加超过0.0020％其效果也饱和，因此，添加b时，b含量设定为0.0020％以下。需要说明的是，b含量的下限没有特别限定，添加b的情况下优选将b含量设定为0.0002％以上。
本发明的结构管用厚壁钢板由上述成分、余量fe和不可避免的杂质构成。需要说明的是，“余量由fe和不可避免的杂质构成”是指只要不损害本发明的作用效果在本发明的范围内包含以不可避免的杂质为代表的其它微量元素。
在本发明中，在钢中所含的元素分别满足上述条件的基础上，将由下述(1)式定义的碳当量ceq设为0.42以上很重要。
ceq＝c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5…(1)
(其中，(1)式中的元素符号表示以质量％示出上述钢板中的各元素的含量的值，该钢板中不含该元素时设为0)
上述ceq是将钢中添加的元素的影响换算为碳量来表示，与母材强度相关，因此通常被用作强度的指标。在本发明中，为了得到apix80等级以上的高强度，将ceq设定为0.42以上。需要说明的是，ceq优选设定为0.43以上。另一方面，关于ceq的上限没有特别限定，优选设定为0.50以下。
[显微组织]
接着，对本发明中的钢的显微组织的限定原因进行说明。
在本发明中，钢板具有贝氏体主体的显微组织很重要。通过如上所述控制显微组织，能够实现apix80等级的高强度。需要说明的是，上述显微组织不管钢板的板厚方向位置如何都需要满足，但是，在本发明中，通过采用如后所述的减小组织的偏差的冷却工序，由此，只要板厚中心部的显微组织满足下述项的条件，则遍及板厚整个区域都满足该条件。
在此，“贝氏体主体”是指贝氏体在钢板的显微组织中所占的面积百分率为90％以上。贝氏体的面积百分率优选为95％以上。另一方面，贝氏体的面积百分率越高越优选，因此，上限没有特别限定，可以为100％。
贝氏体以外的组织越少越好，但是，只要贝氏体的面积百分率足够高，则余量的组织的影响几乎可以忽略，因此，以合计面积率计含有10％以下的一种或两种以上的贝氏体以外的组织是允许的。这些贝氏体以外的组织优选以合计面积率计为5％以下。作为余量组织的例子，可以列举：铁素体、珠光体、渗碳体、马氏体、岛状马氏体等。
需要说明的是，贝氏体的面积百分率可以如下所述进行鉴定：对从板厚中心位置裁取的试样进行镜面研磨，对硝酸乙醇溶液腐蚀后的面利用扫描电子显微镜(倍率1000倍)随机地进行5个视野以上的观察，由此进行鉴定。
[机械特性]
本发明的结构管用厚壁钢板具有拉伸强度为620mpa以上、板厚中心部在-20℃的夏比吸收能ve-20℃为100j以上这样的机械特性。在此，拉伸强度、夏比吸收能和维氏硬度的偏差可以通过实施例所记载的方法进行测定。需要说明的是，拉伸强度的上限没有特别限定，通常，例如，如果是x80等级则为825mpa以下、如果是x100等级则为990mpa以下。同样地，对于ve-20℃的上限也没有特别限定，通常为500j以下。
此外，在本发明中，结构管用厚壁钢板的板厚方向上的维氏硬度的偏差δhv10，t为50以下、并且板宽方向上的维氏硬度的偏差δhv10，c为50以下很重要。板厚方向、板宽方向上的硬度的偏差大时，对钢板的强度、伸长率、成形性、耐hic性、耐sscc性能等带来不良影响。例如，钢板表层部的硬度与钢板内部相比过高时，则在将该钢板进行成形后容易发生回弹、或者相对于硫化氢的裂纹敏感性提高。另外，板宽方向上的硬度的偏差大时，会产生成形时在硬的部分和软的部分间变形的方式产生差异而无法得到期望的形状这样的问题、切割成小板时各个小板间强度及伸长率不同这样的问题。因此，在本发明中，将δhv10，t和δhv10，c两者设定为50以下。此外，δhv10，t和δhv10，c分别优选为40以下、更优选为30以下。另一方面，δhv10，t和δhv10，c越小越优选，因此下限没有特别限定，可以为0以上。需要说明的是，δhv10，t和δhv10，c可以通过实施例所记载的方法进行测定。
[钢板的制造方法]
接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。需要说明的是，在下述说明中，只要没有特别声明，温度设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根据板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计算等求出。例如，使用差分法计算板厚方向的温度分布，由此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原材依次通过下述(1)～(4)的工序进行处理来制造。另外，还可以进一步任选地进行(5)工序。
(1)加热工序，将上述钢原材加热至加热温度为1100～1300℃；
(2)热轧工序，将上述加热工序中加热后的钢原材在850℃以下的累积压下率为70％以上的条件下进行热轧而制成钢板；
(3)第一冷却工序，将热轧后的钢板在以该钢板的表面温度计冷却起始温度ts、1为ar3点以上、冷却结束温度te，1为500℃以下、平均冷却速度v1为20℃/秒以上且100℃/秒以下、并且满足下述(2)式的条件下进行加速冷却；
(4)第二冷却工序，将上述第一冷却工序后的钢板在以该钢板的平均温度计冷却结束温度te，2为500℃以下、以该钢板的表面温度计平均冷却速度v2为5℃/秒以上的条件下进行加速冷却；和
(5)再加热工序，在上述第二冷却工序之后立即以0.5℃/秒以上且10℃/秒以下的升温速度进行再加热至400～700℃。
具体而言，上述各工序可以如下所述进行。
[钢原材]
对于上述钢原材，可以按照常规方法进行熔炼。钢原材的制造方法没有特别限定，优选通过连铸法进行制造。
[加热工序]
上述钢原材在轧制之前被加热。此时的加热温度设定为1100～1300℃。通过将加热温度设定为1100℃以上，由此将钢原材中的碳化物固溶从而能够确保目标强度。上述加热温度优选设定为1120℃以上。另一方面，加热温度超过1300℃时，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，上述加热温度设定为1300℃以下。上述加热温度优选设定为1250℃以下。
[热轧工序]
接着，对上述加热工序中加热后的钢原材进行轧制。此时，850℃以下的累积压下率小于70％时，不能确保轧制后的钢板板厚中心部的夏比特性。因此，将850℃以下的累积压下率设定为70％以上。需要说明的是，850℃以下的累积压下率的上限没有特别限定，优选设定为90％以下。另外，如后所述，为了从ar3点以上的温度范围开始第一冷却工序的冷却，优选在ar3点以上结束轧制。
热轧工序结束后，将该热轧工序中得到的钢板进行加速冷却。在本发明中，将上述加速冷却分成第一冷却工序和第二冷却工序两个阶段，在特定的条件下进行各冷却工序的冷却很重要。即，在第一冷却工序中实现钢板整体的高强度化、同时在钢板表层部构建抑制了硬化的显微组织，在第二冷却工序中专门致力于使钢板高强度化、高韧性化。以下对两冷却工序中的具体的冷却方法进行说明。
[第一冷却工序]
在第一冷却工序中，将上述热轧后的钢板在以下所述的特定的条件下进行冷却。需要说明的是，只要没有特别声明，以下关于第一冷却工序的说明中的温度表示钢板的表面温度。
冷却起始温度ts、1：ar3点以上
在第一冷却工序中，将上述热轧后的钢板从ar3点以上的温度范围开始冷却。从低于ar3点的温度范围开始冷却时，铁素体增加，因此，不能使钢板的强度充分。需要说明的是，在本发明中，ar3点设定为通过下式计算的值。
ar3(℃)＝910-310c-80mn-20cu-15cr-55ni-80mo
上述式中，元素符号表示各元素的含量(质量％)，钢中不含该元素时设为0。另一方面，ts、1的上限没有特别限定。需要说明的是，ts、1优选设定为ar3点以上且自轧制结束温度起100℃以内。
平均冷却速度v1：20℃/秒以上且100℃/秒以下
为了实现高强度化、并且降低钢板内的硬度的偏差、提高材质均匀性，控制冷却速度很重要。钢板表面的冷却速度小于20℃/秒时，钢板整体无法得到充分的强度，另一方面，超过100℃/秒时，在钢板表层部生成马氏体、岛状马氏体(ma)等硬质相，表层硬度显著升高，因此，硬度的偏差增大。因此，第一冷却工序中的平均冷却速度设定为20℃/秒以上且100℃/秒以下的范围。
冷却结束温度te，1：500℃以下
在上述条件下进行冷却从而在钢板表层部生成贝氏体相，但是，冷却停止温度超过500℃时贝氏体的生成不充分，在该状态下开始第二阶段的冷却时，在表层部生成马氏体、岛状马氏体(ma)。因此，第一阶段的冷却结束温度以钢板的表面温度计设定为500℃以下。另一方面，冷却结束温度的下限没有特别限定，但冷却结束温度过低时，后续的第二冷却工序的开始晚而冷却的效果不充分，不能得到高强度高韧性化。因此，冷却结束温度优选设定为300℃以上。
在第一冷却工序中，在满足下述(2)式的条件下进行加速冷却很重要。
3≤(700-te，1)/v1…(2)
(其中，(2)式中的te，1的单位为℃，v1的单位为℃/秒)
上述(2)式的右边表示第一冷却工序中的大致的冷却时间。因此，上述(2)式表示第一冷却工序中的冷却需要持续3秒以上。这是因为：为了使表层的组织不为硬质而要使贝氏体相充分生成，因此需要3秒以上的时间。不满足(2)式的情况下，在钢板表层部生成马氏体、岛状马氏体，表层部的硬度升高变得显著，其结果是板厚方向上的硬度的偏差增大。因此，第一冷却工序需要在满足(2)式的条件下进行。另一方面，(2)式中的右边的值的上限没有特别限定，为了在钢板整体确保充分的强度，优选设定为30以下。
[第二冷却工序]
接着，将上述第一冷却工序中冷却后的钢板在下述条件下进一步进行冷却。需要说明的是，只要没有特别声明，关于以下第二冷却工序的说明中的温度表示钢板的平均温度。
平均冷却速度v2：5℃/秒以上
第二冷却工序中的平均冷却速度v2是指(“第二冷却工序开始时的钢板平均温度”-“第二冷却工序结束后钢板表面回热后的钢板平均温度”)/(“第二冷却工序结束后钢板表面回热后的时刻”-“第二冷却工序开始时刻”)。在第二冷却工序结束的时刻，与钢板的板厚方向中央部相比，钢板表面的温度更低，之后，热从温度高的板厚中央部传递至表面，因此，表面温度升高，表面温度取最大值。该现象被称为回热，在回热后的状态、即表面温度为最大值的状态下，钢板的板厚方向温度差减小。将由第二冷却工序开始时的板厚方向的钢板平均温度减去钢板表面回热后板厚方向的钢板平均温度而得的温度差除以从冷却开始到回热完成所要的时间，由此，能够求出第二冷却工序中的平均冷却速度。
平均冷却速度小于5℃/秒时，不能充分地得到强度提高效果，因此，第二冷却工序中的平均冷却速度设定为5℃/秒以上。另外，在打算针对厚壁钢板得到该冷却条件的情况下，需要在钢板表面温度为200℃以上的温度范围内以钢板表面的冷却速度计超过100℃/秒的条件下进行冷却。
需要说明的是，由于钢板的冷却从表面进行，因此，在第一冷却工序结束后开始第二冷却工序的时刻，钢板表面温度与板厚中央部的温度相比有可能更低。但是，在本发明中，如上所述并非基于钢板表面温度而是基于板厚方向的钢板平均温度来规定第二冷却工序中的冷却速度，因此，只要确保本发明中规定的冷却速度，则对于钢板内部的区域也能够确保为了得到所期望的钢板而需要的冷却速度。此外，对于板厚方向的钢板平均的温度和冷却速度，无法物理性地直接测定，但可以通过基于表面的温度变化的模拟计算实时求出。
冷却结束温度te，2：500℃以下
对于削减了合金元素、低合金化的成分组成的钢而言，第二冷却工序中的冷却结束温度提高时，形成粗大的ma，导致韧性的劣化。因此，将第二冷却工序中的冷却结束温度设定为500℃以下。需要说明的是，在此，第二冷却工序中的冷却结束温度te，2设定为第二冷却工序中的冷却结束、钢板表面回热后的时刻的钢板的板厚方向的平均温度。另一方面，上述冷却结束温度的下限没有特别限定，但从减小板厚方向的硬度偏差的观点出发，优选设定为200℃以上。
[再加热工序]
上述加速冷却结束后，可以进行再加热。进行再加热的情况下，加速冷却工序之后，立即以0.5℃/秒以上且10℃/秒以下的升温速度进行再加热至400～700℃。在此，“加速冷却后立即”是指加速冷却结束后在120秒以内以0.5℃/秒以上且10℃/秒以下的升温速度开始再加热。即使在上述加速冷却工序中的加速冷却结束温度低、生成大量马氏体等贝氏体以外的低温相变组织的情况下，通过实施再加热而进行回火处理，也能够实现材质的均匀化、降低硬度的偏差。
通过上述工序，能够制造具有apix80等级以上的高强度、板厚中心部的夏比特性优良、而且兼具高的材质均匀性的结构管用厚壁钢板。需要说明的是，如上所述，本发明的结构管用厚壁钢板设定为具有38mm以上的板厚的钢板。板厚的上限没有特别限定，板厚超过75mm时，有可能难以满足本发明所述的制造条件，因此，本发明优选应用于板厚75mm以下的情况。
[钢管]
使用如上所述得到的钢板作为原材料，能够制造钢管。上述钢管例如能够制成将上述结构管用厚壁钢板在长度方向上成形为筒状并将对接部焊接而成的结构管。作为钢管的制造方法，没有特别限定，可以使用任选的方法。例如，按照常规方法利用u型压制和o型压制将钢板在钢板长度方向上制成筒状后，对对接部进行缝焊而制成uoe钢管。对于上述缝焊而言，优选在点焊后对内面、外面均进行至少各一层埋弧焊。埋弧焊中使用的焊剂没有特别限制，无论是熔融型焊剂还是烧成型焊剂均可。进行缝焊后，为了除去焊接残余应力和提高钢管正圆度，实施扩管。对于扩管工序而言，通常在扩管率(扩管前后的外径变化量相对于扩管前的管的外径之比)为0.3％～1.5％的范围内实施。从正圆度改善效果和对扩管装置要求的能力的平衡的观点出发，扩管率优选为0.5％～1.2％的范围。也可以利用对钢板反复进行三点弯曲由此进行逐次成形的压弯法制造出具有大致圆形的截面形状的钢管，然后与上述uoe工艺同样地实施缝焊，来代替上述uoe工艺。压弯法的情况下，与uoe工艺的情况同样，可以在进行缝焊后进行扩管。对于扩管工序而言，通常在扩管率(扩管前后的外径变化量相对于扩管前的管的外径之比)为0.3％～1.5％的范围内实施。从正圆度改善效果和对扩管装置要求的能力的平衡的观点出发，扩管率优选为0.5％～1.2％的范围。另外，也可以根据需要进行焊接前的预热、焊接后的热处理。
实施例
将表1所示的成分组成的钢(钢种a～k)进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。对得到的钢坯进行加热后进行热轧，然后，立即利用水冷型的加速冷却设备进行两阶段冷却从而制造板厚38～51mm的钢板(no.1～18)。将各钢板的制造条件示于表2中。对于所得到的各个钢板，通过以下所述的方法对贝氏体在显微组织中所占的面积百分率和机械特性进行评价。将评价结果示于表3中。
贝氏体的面积百分率如下进行评价：对于从板厚中心位置裁取的试样，利用扫描电子显微镜(倍率1000倍)随机地进行5个视野以上的观察，由此进行评价。
机械特性中，0.5％屈服强度(ys)和拉伸强度(ts)如下测定：从所得到的厚壁钢板裁取相对于轧制方向为垂直方向的整个厚度试验片，依照jisz2241(1998)的规定实施拉伸试验，由此进行测定。
机械特性中，对于夏比特性，从板厚中心部各裁取三根以轧制方向为长度方向的2mmv缺口夏比试验片，对各试验片在-20℃通过夏比冲击试验测定吸收能(ve-20℃)，求出它们的平均值。
机械特性中，维氏硬度的偏差如下所述求出。对于与钢板的轧制方向为直角的截面，依照jisz2244在载荷10kgf的条件下测定多个点的维氏硬度hv10，将测定值的最大值与最小值之差设为维氏硬度的偏差δhv10。此时，板厚方向上的偏差δhv10，t根据在板宽中央部从钢板表层下1mm的位置以板厚方向上1mm的间距在板厚整体上测定的维氏硬度来决定。另外，板宽方向上的偏差δhv10，c根据在钢板表层下1mm的位置以板宽方向上20mm的间距在板宽整体上测定的维氏硬度决定。需要说明的是，板宽方向的硬度在t/4位置(板厚1/4位置)和t/2位置(板厚中心部)都进行了测定，但对于任一个钢板而言都是在表面下1mm位置处硬度的偏差显示最大，因此，如上所述，将表面下1mm位置处的硬度的偏差设定为钢板的维氏硬度的偏差。
另外，为了对焊接热影响区(haz)韧性进行评价，制作出利用再现热循环装置施加了相当于热量输入40kj/cm～100kj/cm的热历程的试验片，利用所得到的试验片进行夏比冲击试验。通过与上述在-20℃的夏比吸收能的评价同样的方法进行测定，将所得到的在-20℃的夏比吸收能为100j以上的试样设定为良好(○)、将小于100j的试样设定为不良(×)。
此外，为了对耐pwht特性进行评价，利用气体气氛炉进行各钢板的pwht处理。此时的热处理条件设定为600℃下2小时，之后，从炉中取出钢板，通过空冷冷却至室温。对于所得到的pwht处理后的各个钢板，通过与上述的pwht前的测定同样的方法测定0.5％ys、ts和ve-20℃。
如表3所示，对于满足本发明的条件的发明例(no.1～7)而言，在pwth前，材质均匀性优良(维氏硬度的偏差小)，并且具有优良的强度、韧性和haz韧性，此外，在600℃这样的高温下进行pwht后也维持了充分的强度。另一方面，对于不满足本发明的条件的比较例(no.8～18)而言，材质均匀性、pwth前与pwth后中的一者或两者的机械特性差。例如，对于no.8～14而言，钢的成分组成满足本发明的条件，但母材的强度、材质均匀性、夏比特性等差。其中，对于no.9而言，认为由于850℃以下的累积压下率低，因此夏比特性降低。另外，对于no.10而言，钢板显微组织没有形成贝氏体主体，母材强度差。认为这是因为：由于第一冷却工序中的冷却起始温度低，因此生成大量铁素体。对于no.11、12而言，认为由于第一冷却工序中的冷却速度过大，因此，表层部的硬度升高，其结果是维氏硬度的偏差增大。对于no.15～18而言，由于钢的化学成分在本发明的范围外，因此，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，可以提供一种结构管用厚壁钢板和使用了上述结构管用厚壁钢板的结构管，所述结构管用厚壁钢板是apix80等级以上、板厚38mm以上的高强度钢板，其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良、而且还兼具高的材质均匀性。上述结构管的材质均匀性优良、并且在pwht后也维持了优良的机械特性，因此，作为导管套管钢管、立管钢管等结构管极其有用。