低温韧性优异的高强度管线管用钢板及高强度管线管用钢管

摘要

本发明提供即使在发生分离的情况下也能确保高极限CTOD值、且能够以低成本简易地制造的低温韧性优异的高强度管线管用钢板。上述高强度管线管用钢板适当地调整化学成分组成,在将板厚设为t时，在t/4的位置的平均晶粒直径为10μm以下，并且从指定温度的夏比试验片断面测定的分离指数SI为超过0mm/mm2且0.30mm/mm2以下。

权利要求

1.一种低温韧性优异的高强度管线管用钢板，其特征在于，其以质量％计分别含有C：0.02～0.20％、Si：0.02～0.50％、Mn：0.6～2.0％、

P：超过0％且0.02％以下、S：超过0％且0.01％以下、Al：0.010～0.080％、Nb：0.002～0.060％、Ti：0.003～0.030％、Ca：0.0003～0.0060％、N：0.0010～0.010％、REM：0.0001～0.0300％及Zr：0.0001～0.0200％，余量为铁及不可避免的杂质，在将板厚设为t时，在t/4的位置的平均晶粒直径为10μm以下，并且从指定温度的夏比试验片断面测定的分离指数SI为超过0mm/mm2且0.30mm/mm2以下。

2.根据权利要求1所述的高强度管线管用钢板，其以质量％计还含有选自Cu：超过0％且1.50％以下、Ni：超过0％且1.50％以下、Cr：超过0％且1.50％以下、Mo：超过0％且1.50％以下及V：超过0％且0.1％以下中的1种或2种以上。

3.一种低温韧性优异的高强度管线管用钢管，其使用权利要求1或2所述的高强度管线管用钢板来制造。

说明书

低温韧性优异的高强度管线管用钢板及高强度管线管用钢管

技术领域

[0001] 本发明涉及高强度管线管用钢板及由此种高强度管线管用钢板制造的高强度管线管用钢管。详细而言，涉及具有优异的极限CTOD(Crack Tip Opening Displacement：龟裂开口位移)值的高强度管线管用钢板及高强度管线管用钢管。

背景技术

[0002] 在天然气、原油的运输用途中所使用的管线管存在出于改善运输效率的目的而进行操作压力的高压化的倾向，对于管线管用的钢材具有高强度化的要求。而且，从安全性的观点出发，作为脆性破断的发生防止特性，要求作为破断韧性的评价指标之一的基于CTOD试验得到的优异CTOD特性。

[0003] 从高强度化的观点出发，考虑了基于固溶强化、析出强化、相变强化、位错强化的强化作为铁钢材料的强化机构。其中，因位错密度的增加而使材料的强度增加的位错强化，在钢板制造时的轧制工序中从奥氏体单相组织相变析出铁素体、所谓的增加二相域温度域中的累积压下率,由此得到该效果,因此是比其他强化机构更容易进行应用的强化机构。

[0004] 然而,通过增加该二相域温度域中的累积压下率,从而随着位错密度的增加而发生结晶取向的旋转,使集合组织发达。因该集合组织发达而使轧制面方向与板厚方向的韧性之差变大,基于该原因，在试验从轧制面方向采集的试验片进行各种韧性试验时，在试验片断面产生被称作分离的朝向板厚方向的微小开口。该分离因轧制面方向与板厚方向的韧性之差变大而发生，因此除集合组织的影响以外，还会因钢中存在的S而发生主要在板厚中央部的中心偏析部生成向轧制面方向拉伸的MnS。

[0005] 在实施CTOD试验时，若在发生脆性龟裂之前发生上述的分离，则判断只会稳定地开口至发生分离的位置，极限CTOD值会低于原本所评价的值。因此，在发生分离的材料中，例如仅通过在改善断面过渡温度vTrs中所评价的母材韧性，无法改善极限CTOD值。

[0006] 基于以上情况，在需要确保极限CTOD值的钢板中，例如如专利文献1所示那样，采用基于高价元素的添加的固溶强化或者组合了在线的水冷设备和加热设备的复杂制造工序，以在钢板的轧制时不发生分离的方式确保目标强度。

[0007] 另外，在专利文献2中还提出了为了避免在发生分离的温度域的轧制而采用在轧制中以空气冷却而等待钢板温度下降80℃以上这样的特殊轧制条件。

[0008] 另一方面，如专利文献3那样，还提出了通过较低地设定S的上限而使成为分离的原因的MnS减少、降低分离的发生的技术。

[0009] 现有技术文献

[0010] 专利文献

[0011] 专利文献1：日本特开2013－47393号公报

[0012] 专利文献2：日本特开2003－96517号公报

[0013] 专利文献3：日本特开2013－173998号公报

发明内容

[0014] 发明要解决的课题

[0015] 在上述专利文献1、2记载的技术中，虽然从能够抑制分离的发生、提高极限CTOD值的观点来看是有效的，但是需要采用基于高价元素的添加的固溶强化或组合了在线的水冷设备和加热设备的复杂的制造工序，或者需要采用特殊的轧制条件，不可避免地使成本升高或生产率降低。

[0016] 另外，在上述专利文献3的技术中，不可能使MnS完全消失，作为降低分离的发生的技术还并不充分。

[0017] 本发明鉴于如上所述的情况而完成，其目的在于提供即使在发生分离的情况下也能确保高极限CTOD值且能够以低成本简易地制造的低温韧性优异的高强度管线管用钢板、以及由这样的高强度管线管用钢板得到的高强度管线管用钢管。

[0018] 用于解决课题的手段

[0019] 可以解决上述课题的本发明的高强度管线管用钢板，其特征在于，其以质量％计分别含有C：0.02～0.20％、Si：0.02～0.50％、Mn：0.6～2.0％、P：超过0％且0.02％以下、S：超过0％且0.01％以下、Al：0.010～0.080％、Nb：0.002～0.060％、Ti：0.003～0.030％、Ca：
0.0003～0.0060％、N：0.0010～0.010％、REM：0.0001～0.0300％及Zr：0.0001～0.0200％，余量为铁及不可避免的杂质，在将板厚设为t时，在t/4的位置的平均晶粒直径为10μm以下，并从指定温度的夏比试验片断面测定的分离指数SI为超过0mm/mm2且0.30mm/mm2以下。

[0020] 在本发明的高强度管线管用钢板中也优选根据需要而以质量％计进一步含有选自Cu：超过0％且1.50％以下、Ni：超过0％且1.50％以下、Cr：超过0％且1.50％以下、Mo：超过0％且1.50％以下及V：超过0％且0.1％以下中的1种或2种以上。

[0021] 本发明还包含使用如上所述的高强度管线管用钢板而制造的低温韧性优异的高强度管线管用钢管。

[0022] 发明效果

[0023] 根据本发明，通过适当地规定化学成分组成，并且在将板厚设为t时，将在t/4的位置的平均晶粒直径及从指定温度的夏比试验片断面测定的分离指数SI设定为适当的范围，从而即使在CTOD试验中发生分离的情况下，也能实现得到优异的极限CTOD值且抗拉强度为520MPa以上的低温韧性优异的高强度管线管用钢板。

附图说明

[0024] 图1为用于说明分离指数SI的测定方法的夏比试验片断面示意图。

具体实施方式

[0025] 本发明人等以在不完全抑制分离的发生而在一定程度上允许分离的发生的基础上得到优异极限CTOD值的高强度管线管用钢板作为目标，对CTOD试验中的分离的发生与微观结构的关系进行了研究。其结果查明：在CTOD试验中得到的极限CTOD值与夏比试验中的分离指数SI具有相关关系，并且为了确保优异的低温韧性，有效的是利用晶粒的微细化来确保作为母材的钢板的韧性。

[0026] 首先，对在本发明的管线管用钢板中规定的要件进行说明。

[0027] (将板厚设为t时，在t/4的位置的平均晶粒直径：10μm以下)

[0028] 为了确保低温韧性，需要利用晶粒的微细化来确保母材韧性。为了确保目标低温韧性，需要使在评价钢板特性上于代表性的位置即t/4的位置测定时的平均晶粒直径为10μm以下。平均晶粒直径优选为8.0μm以下、更优选为7.0μm以下。平均晶粒直径越小越优选，下限大致为4μm以上。

[0029] (从指定温度的夏比试验片断面测定的分离指数SI：超过0mm/mm2且0.30mm/mm2以下)

[0030] 通过使在指定温度的夏比试验片断面的分离指数SI为0.30mm/mm2以下，从而在CTOD试验中即使发生分离也能确保目标极限CTOD值。在将试验温度设为－10℃时，目标极限CTOD值为0.15mm以上。预以说明，上述指定温度可以由下述(1)式求得。即，进行夏比试验时的试验温度(指定温度)因板厚而异，在将试验温度设为－10℃时，为了评价目标极限CTOD值，还需要考虑该指定温度(T1)。其中，T1表示夏比试验温度(℃)，T2表示CTOD试验温度(℃)且在本说明书中为－10℃，t表示板厚(mm)。

[0031] T1＝T2－6×(t)1/2+20…(1)

[0032] 如下述(2)式所示，分离指数SI可以通过将夏比试验片断面的与板厚方向垂直地发生的分离的总长度除以试验片破截面的面积(截面积)来求得(参照后述图1)。其中，Ln表示第n次的分离长度(mm)，SA表示断面的截面积(mm2)。

[0033] SI＝Σ(Ln)/SA…(2)

[0034] 在本发明的高强度管线管用钢板中，需要使如上述那样求得的分离指数SI为0.30mm/mm2以下。该分离指数SI优选为0.20mm/mm2以下、更优选为0.15mm/mm2以下。但是，从即使发生分离也显示高极限CTOD值的观点来看，未必需要使该分离指数SI为0mm/mm2。从这样的观点来看，分离指数SI优选为0.05mm/mm2以上、更优选为0.10mm/mm2以上。

[0035] 本发明的高强度管线管用钢板需要对其化学成分组成也进行适当调整。化学成分组成的范围设定理由如以下所示。预以说明，关于化学成分组成，“％”是指“质量％”。

[0036] (C：0.02～0.20％)

[0037] C是为了确保作为母材的钢板及焊接部的强度而不可或缺的元素，因此，需要含有0.02％以上的C。C量优选为0.03％以上，更优选为0.05％以上。然而，若C量变得过量，则容易生成岛状马氏体(MA：Martensite－Austenite contituent)，HAZ(热影响部：Heat Affected zone)的韧性降低，并且焊接性降低。从这样的观点出发，C量需要为0.20％以下。
C量优选为0.15％以下，更优选为0.12％以下。

[0038] (Si：0.02～0.50％)

[0039] Si具有脱氧作用，而且对于作为母材的钢板和焊接部的强度提高有效。为了发挥这些效果，而使Si量为0.02％以上。Si量优选为0.05％以上，更优选为0.15％以上。然而，若Si量变得过量，则焊接性或韧性劣化。因此，Si量需要抑制在0.50％以下。Si量优选为0.45％以下，更优选为0.35％以下。

[0040] (Mn：0.6～2.0％)

[0041] Mn是对于作为母材的钢板及焊接部的强度提高有效的元素。为了发挥这样的效果，需要含有0.6％以上的Mn。Mn量优选为1.0％以上，更优选为1.2％以上。然而，若Mn量变得过量，则不仅会生成MnS而促进分离的发生，而且HAZ韧性或焊接性也会劣化，因此Mn量的上限为2.0％以下。Mn量优选为1.9％以下，更优选为1.8％以下。

[0042] (P：超过0％且0.02％以下)

[0043] P是在钢材中不可避免地含有的元素，若P量超过0.02％，则母材韧性及HAZ韧性的劣化显著。因此在本发明中将P量抑制在0.02％以下。P量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。P量最好尽可能地少，但是在工业上难以为0％。

[0044] (S：超过0％且0.01％以下)

[0045] 若S量变得过量，则生成MnS，促进分离的发生，因此其上限为0.01％以下。S量优选为0.008％以下，更优选为0.0060％以下，进一步优选为0.0050％以下。从此种抑制分离的发生的观点出发，虽然S量越少越理想，但是在工业上难以达到不足0.0001％，因此S量的下限大致为0.0001％以上。

[0046] (Al：0.010～0.080％)

[0047] Al是强脱氧元素，为了得到脱氧效果，需要含有0.010％以上的Al。Al量优选为0.020％以上，更优选为0.030％以上。另一方面，若Al量变得过量，则大量生成AlN，TiN析出量减少，由此导致在HAZ的韧性受损。因此，Al量需要为0.080％以下。B量优选为0.060％以下，更优选为0.050％以下。

[0048] (Nb：0.002～0.060％)

[0049] Nb是不会使焊接性劣化而对于提高强度和母材韧性有效的元素。为了发挥这样的效果，Nb量需要为0.002％以上。Nb量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。然而，若Nb量变得过量而超过0.060％，则母材和HAZ的韧性劣化。因此，Nb量的上限为0.060％以下。Nb量优选为0.05％以下，更优选为0.040％以下。

[0050] (Ti：0.003～0.030％)

[0051] Ti由于在钢中以TiN的形式析出而成为对于由板坯加热时的奥氏体粒的粗大化的抑制所致的母材韧性的提高、由焊接时在HAZ的奥氏体粒的粗大化所致的HAZ韧性的提高所需的元素。为了发挥这样的效果，需要使Ti量为0.003％以上。Ti量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。另一方面，若Ti量变得过量，则固溶Ti或TiC析出而使母材和HAZ的韧性劣化，因此Ti量需要为0.030％以下。Ti量优选为0.025％以下，更优选为0.020％以下。

[0052] (Ca：0.0003～0.0060％)

[0053] Ca具有控制硫化物的形态的作用，且具有通过形成CaS而抑制MnS的形成的效果。为了发挥这样的效果，需要使Ca量为0.0003％以上。Ca量优选为0.0005％以上，更优选为
0.0010％以上。另一方面，若Ca量超过0.0060％而变得过量，则韧性劣化，因此Ca量的上限为0.0060％以下。Ca量优选为0.0050％以下，更优选为0.0040％以下。

[0054] (N：0.0010～0.010％)

[0055] N由于在钢中以TiN的形式析出而成为对于由板坯加热时的奥氏体粒的粗大化的抑制所致的母材韧性的提高、由焊接时在HAZ的奥氏体粒的粗大化所致的HAZ韧性的提高所需的元素。为了发挥这些效果，需要含有0.0010％以上的N。N量优选为0.0030％以上，更优选为0.0040％以上。然而，若N量变得过量，则因固溶N的存在而使在HAZ的韧性劣化，因此N量需要为0.010％以下。N量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下。

[0056] (REM：0.0001～0.0300％)

[0057] REM(稀土元素)为对于硫化物的形态控制有效的元素，且具有通过形成REMS而抑制MnS的形成的效果。为了发挥这样的效果，需要含有0.0001％以上的REM。REM量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。另一方面，即使大量含有REM，效果也会饱和，因此REM量的上限为0.0300％以下。预以说明，在本发明中，REM是指作为镧系元素的从La到Lu的
15个元素和钪Sc及钇Y。

[0058] (Zr：0.0001～0.0200％)

[0059] Zr通过形成氧化物并微细地分散而有助于HAZ韧性的提高。为了发挥这样的效果，需要使Zr量为0.0001％以上。Zr量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。另一方面，若Zr量变得过量，则形成粗大的夹杂物而使母材韧性劣化，因此Zr量需要为0.0200％以下。Zr量优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下。

[0060] 本发明的高强度管线管用钢板中的化学成分组成如上述所示，且余量实质上为铁。但是，当然容许钢中包含由于原料、资材、制造设备等的状况而带入的不可避免的杂质。作为上述不可避免的杂质，可列举例如As、Sb、Sn、O、H等。

[0061] 另外，在本发明的管线管用钢板中还优选根据需要进一步含有下述量的选自Cu、Ni、Cr、Mo及V中的1种以上的元素。含有这些元素时的范围设定理由如下述所示。

[0062] (Cu：超过0％且1.50％以下)

[0063] Cu是对于提高强度有效的元素。为了发挥这样的效果，优选含有0.01％以上的Cu。Cu量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。然而，若Cu量变得过量，则母材的韧性劣化，因此优选为1.50％以下。Cu量更优选为1.0％以下，进一步优选为0.50％以下。

[0064] (Ni：超过0％且1.50％以下)

[0065] Ni是对于母材及焊接部的强度和韧性的提高有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Ni量为0.01％以上。Ni量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是,若大量含有Ni，则作为结构用钢材会极其高价，从经济性的观点出发，Ni量优选为1.50％以下。Ni量更优选为1.0％以下，进一步优选为0.50％以下。

[0066] (Cr：超过0％且1.50％以下)

[0067] Cr是对于强度的提高有效的元素，为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上的Cr。Cr量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。另一方面，若Cr量超过1.50％，则HAZ韧性劣化。因此，Cr量优选为1.50％以下。Cr量更优选为1.0％以下，进一步优选为0.50％以下。

[0068] (Mo：超过0％且1.50％以下)

[0069] Mo是对于母材的强度和韧性的提高有效的元素。为了得到这样的效果，优选使Mo量为0.01％以上。Mo量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，若Mo量超过1.50％，则HAZ韧性及焊接性劣化。因此Mo量优选为1.5％以下，更优选为1.0％以下，进一步优选为0.50％以下。

[0070] (V：超过0％且0.1％以下)

[0071] V是对于强度的提高有效的元素，为了得到这样的效果,优选含有0.003％以上的V。V量更优选为0.010％以上。另一方面，若V量超过0.1％，则焊接性和母材韧性劣化。因此，V量优选为0.1％以下，更优选为0.08％以下。

[0072] 预以说明，Cu、Ni、Cr、Mo及V是改善母材或HAZ的强度、韧性的元素，可以根据需要分别单独含有这些元素，或者也可以并用2种以上。

[0073] 在制造本发明的钢板时，需要对其制造工序也进行适当控制。首先，由于利用REM和Ca来控制硫化物的形态，因此在利用Al及Zr进行脱氧后、即在由Al或Zr形成Al2O3或ZrO后，需要添加REM和Ca。尤其，Ca是容易形成氧化物的元素。另外，与硫化物(CaS)相比，Ca更容易形成氧化物(CaO)，为了防止来自CaS的复硫，需要限制直至完成铸造为止的时间。因此，在钢水处理工序中，在以Al、Zr、REM、Ca的顺序添加Al、Zr、REM及Ca时，需要按照在从添加Ca后的200分钟以内完成凝固的方式制作铸片。但是，需要将从利用REM的添加而充分形成REMS后直至添加硫化物形成能力比REM高的Ca为止的时间确保在4分钟以上。利用这样的工序，Ca或REM不会形成氧化物而以硫化物的形式存在。

[0074] 这样一来，例如在制作板坯等铸片后，将加热温度设为通常的温度范围1050～1250℃，对板坯进行再加热，实施规定的粗轧制后，在Ar3相变点～950℃的温度范围(以下，表示为“Ar3点～950℃”)以使累积压下率达到50％以上的方式进行热轧。通过使该热轧时的累积压下率为50％以上，从而在将钢板的板厚设为t时，可以使在t/4的位置的平均晶粒直径为10μm以下。此时的累积压下率优选为55％以上、更优选为60％以上。该累积轧制率的上限在实际操作上大致为80％以下。

[0075] 之后，还需要在(Ar3相变点－60℃)～Ar3相变点的温度范围(以下表示为“Ar3点－60℃～Ar3点”)的所谓二相域温度域确保5％以上的累积压下率地进行轧制。在此时的累积压下率无法确保5％以上时，无法确保钢板的强度。上述累积压下率优选为10％以上，更优选为15％以上。但是，若该累积压下率超过35％，则集合组织发达，分离指数SI变大，因此需要为35％以下。上述累积压下率优选为30％以下、更优选为25％以下。

[0076] 上述“累积压下率”为由下述(3)式计算得到的值。上述温度被定义为从板坯或钢板的表面温度出发考虑板厚等而通过计算求得的平均温度。下述(3)式中，t0表示在平均温度处于轧制温度范围时的钢板的轧制开始厚度(mm)，t1表示在平均温度处于轧制温度范围时的钢板的轧制结束厚度(mm)，t2表示轧制前的铸片(例如板坯)的厚度。

[0077] 累积压下率＝(t0－t1)/t2×100…(3)

[0078] 另外，上述Ar3点采用根据下述(4)式求得的值。后述的表2所示的值也相同。下述(4)式中，[C]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]及[Mo]分别表示C、Mn、Cu、Cr、Ni及Mo的含量(质量％)，t表示温度测定时的板厚(mm)。

[0079] Ar3(℃)＝910－310×[C]－80×[Mn]－20×[Cu]－15×[Cr]－55×[Ni]－80×[Mo]+0.35×(t－8)…(4)

[0080] 本发明的高强度管线管用钢板的板厚并无特别限定，为了作为管线管进行应用，板厚优选至少6mm以上，更优选10mm以上。另外，板厚的上限优选为30mm以下，更优选为25mm以下。

[0081] 本发明的高强度管线管用钢板之后被制成管线管用钢管，所得的钢管反映原材钢板的特性，且低温韧性优异。

[0082] 本申请基于2014年3月28日申请的日本专利申请第2014－070279号主张优先权的权益。日本专利申请第2014－070279号的说明书的全部内容作为参考而援引于本申请中。

[0083] 实施例

[0084] 以下，列举实施例更具体地说明本发明。本发明不受以下的实施例限制，当然可以在能够符合上下文主旨的范围内适当加以变更而实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

[0085] 制造下述表1中示出化学成分组成的各种钢材(钢种A～K)(表1中，“－”是指未添加。)。此时，为了控制硫化物的形态，在钢水处理工序中，在利用Al及Zr进行脱氧后添加REM和Ca。另外，REM及Ca按照REM、Ca的顺序进行添加，并且使从添加REM到添加Ca为止的时间为4分钟以上。在添加Ca后开始铸造，在添加Ca后的200分钟以内制作板坯。预以说明，REM以包含La及Ce的混合稀土的形态进行添加。

[0086] [表1]

[0087]

[0088] 将所得的板坯在下述表2所示的1080～1180℃的加热温度下进行再加热后，实施规定的粗轧制，再在Ar3点～950℃下以下述表2所示的累积压下率进行热轧。之后，再在(Ar3点－60℃)～Ar3点的所谓二相域温度域以下述表2所示的累积压下率进行轧制，然后进行空气冷却，得到钢板。将轧制条件与轧制后的板厚t、钢种及Ar3点一起示于下述表2中(试验No.1～18)。

[0089] [表2]

[0090]

[0091] 在将所得的钢板的板厚设为t时，利用下述的方法对在t/4的位置的平均晶粒直径、拉伸特性(屈服强度、抗拉强度)、夏比特性(分离指数SI)、CTOD特性(极限CTOD值)进行了测定。

[0092] (在t/4的位置的平均晶粒直径的测定)

[0093] 使用对与钢板表面垂直且与轧制方向平行的截面(L截面)进行研磨并利用硝酸乙醇进行腐蚀后的试验片。就板厚t而言，将t/4的位置设为测定位置，使用切割法从以400倍拍摄的组织照片求得铁素体的平均晶粒直径。

[0094] (拉伸特性(屈服强度、抗拉强度)的测定)

[0095] 关于拉伸特性，使用依据API－5L的全厚度抗拉试验片，利用依据标准的试验方法测定屈服强度及抗拉强度，并评价了拉伸特性。

[0096] (夏比特性(分离指数SI)的测定)

[0097] 使用依据ASTM－A370的2mmV缺口夏比试验片，利用依据标准的试验方法进行了评价。此时，关于夏比试验片，在将板厚设为t时，从t/4的位置以成为与CTOD试验片相同方向的方式进行采集，在下述表3所示的指定温度进行3次试验，并测定分离指数，在此基础上采用其值最大的分离指数作为分离指数SI。图1为示意性表示测定分离指数SI时的夏比试验片断面的图。在图1中，1表示分离，2表示断面，3表示2mmV缺口，4表示板厚方向。分离指数SI为：测定在夏比试验片的断面发生分离的各长度L1～L3，根据上述(2)式将其总长度除以试验片的断面的截面积所测定的值。

[0098] (CTOD特性(极限CTOD值)的测定)

[0099] 使用依据BS7448的B×2B形状的3点弯曲CTOD试验片，利用依据标准的试验方法进行了评价。关于CTOD试验，在－10℃对各钢板各进行2次试验，并采用在2次试样中值较低的一方作为极限CTOD值。

[0100] 将以上的结果与板厚t及所使用的钢种一起示于下述表3中。

[0101] [表3]

[0102]

[0103] 由该结果可以考察如下。可知：试验No.1～12均满足本发明中规定的化学成分组成、平均晶粒直径、分离指数SI，在试验温度－10℃下进行的CTOD试验中，即使发生分离，极限CTOD值也满足目标值即0.15mm以上。

[0104] 与此相对，试验No.13～18未满足本发明中规定的要件中的任一者，极限CTOD值未达到目标值。其中，试验No.13、14在二相域温度域的累积压下率变高，集合组织发达，分离指数SI变大，极限CTOD值变小。

[0105] 试验No.15在Ar3点～950℃下的累积压下率变低，平均晶粒直径变大，母材韧性劣化，极限CTOD值未达到目标值。试验No.16为使用了Mn量过量的钢种I的钢板的例子，预测在中心偏析部生成MnS，分离指数SI变大，极限CTOD值未达到目标值。

[0106] 试验No.17为使用了P量过量的钢种J的钢板的例子，母材韧性劣化，极限CTOD值未达到目标值。试验No.18为使用了S量过量的钢种K的钢板的例子，与试验No.16同样，预测在中心偏析部生成MnS，分离指数SI变大，极限CTOD值未达到目标值。