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JP6343472B2 - 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管 - Google Patents

低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管 Download PDF

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Description

本発明は、高強度ラインパイプ用鋼板、およびこのような高強度ラインパイプ用鋼板から製造される高強度ラインパイプ用鋼管に関する。詳細には、優れた限界ＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ：亀裂開口変位）値を有する高強度ラインパイプ用鋼板、および高強度ラインパイプ用鋼管に関する。
天然ガスや原油の輸送用に用いられるラインパイプは、輸送効率の改善を目的に操業圧力の高圧化を行なう傾向にあり、ラインパイプ用の鋼材では高強度化の要求がある。これに加えて、安全性の観点から、脆性破壊の発生防止特性として破壊靱性の評価指標のひとつであるＣＴＯＤ試験による優れたＣＴＯＤ特性が要求される。
高強度化の観点では、鉄鋼材料の強化機構として固溶強化、析出強化、変態強化、転位強化による強化が考えられる。この中で、転位密度の増加により材料の強度を増加させる転位強化は、鋼板製造時の圧延工程において、オーステナイト単相組織からフェライトが変態析出した、いわゆる二相域温度域での累積圧下率を増加させることでその効果が得られるため、他の強化機構と比較して適用が容易な強化機構である。
しかしながら、この二相域温度域での累積圧下率を増加させることにより、転位密度の増加と共に結晶方位の回転が起こり、集合組織が発達する。この集合組織の発達により、圧延面方向と板厚方向の靭性の差が大きくなることが原因して、圧延面方向から採取した試験片を用いた各種靭性試験の際、試験片破面にセパレーションと呼ばれる板厚方向への微小な開口が発生する。このセパレーションは、圧延面方向と板厚方向の靭性の差が大きくなることで発生するため、集合組織の影響以外に、鋼中に存在するＳによって、主に板厚中央部の中心偏析部で圧延面方向に延伸したＭｎＳが生成することでも発生する。
ＣＴＯＤ試験を実施する際、脆性亀裂が発生する前に上記のセパレーションが発生すると、セパレーションが発生した位置までしか安定して開口しないと判断され、限界ＣＴＯＤ値が本来評価される値より低位になる。このためセパレーションが発生する材料では、母材靭性（例えば、破面遷移温度ｖＴｒｓ）を改善しただけでは限界ＣＴＯＤ値は改善できない。
こうしたことから、限界ＣＴＯＤ値を確保する必要がある鋼板では、例えば特許文献１に示されるように、高価な元素の添加による固溶強化や、オンラインの水冷設備と加熱設備を組み合わせた複雑な製造工程を用いて、鋼板の圧延時にセパレーションが発生しないように目標の強度を確保している。
また特許文献２に提案されるように、セパレーションが発生する温度域での圧延を避けるために、圧延中に鋼板温度が８０℃以上下がるのを空冷で待つという特殊な圧延条件を採用することも提案されている。
これらの技術では、セパレーションの発生を抑制でき、限界ＣＴＯＤ値を高くするという観点からすれば有効であるものの、高価な元素の添加による固溶強化や、オンラインの水冷設備と加熱設備を組み合わせた複雑な製造工程を採用する必要があることや、特殊な圧延条件を採用する必要があり、コストアップや生産性の低下は免れない。
一方、特許文献３のように、Ｓの上限を低く設定することでセパレーションの原因となるＭｎＳを減少させ、セパレーションの発生を低減する技術も提案されている。しかしながら、ＭｎＳを完全に無くすことは不可能であるため、セパレーションの発生を低減する技術としては充分でない。
特開２０１３−４７３９３号公報 特開２００３−９６５１７号公報 特開２０１３−１７３９９８号公報
本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、セパレーションが発生した場合においても高い限界ＣＴＯＤ値が確保可能であり、且つ低コストで簡易に製造することのできるような低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板、およびこのような高強度ラインパイプ用鋼板から得られる高強度ラインパイプ用鋼管を提供することにある。
上記課題を解決し得た本発明の高強度ラインパイプ用鋼板とは、
Ｃ ：０．０２〜０．２０％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
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％、および
Ｚｒ：０．０００１〜０．０２００％、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
ｔ／４（ｔ：板厚）の位置における平均結晶粒径が１０μｍ以下であると共に、指定温度のシャルピー試験片破面から測定したセパレーション指数ＳＩが０．３０ｍｍ／ｍｍ2以下（０ｍｍ／ｍｍ2を含まない）であることを特徴とする。
本発明の高強度ラインパイプ用鋼板には、必要によって、更にＣｕ：１．５０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．５０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．５０％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種または２種以上を含有する含有することも好ましい。
本発明は、上記のような高強度ラインパイプ用鋼板を用いて製造される低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管も包含する。
本発明によれば、化学成分組成を適切に規定すると共に、ｔ／４（ｔ：板厚）の位置における平均結晶粒径、および指定温度のシャルピー試験片破面から測定したセパレーション指数ＳＩを適切な範囲に設定することによって、ＣＴＯＤ試験においてセパレーションが発生した場合においても、優れた限界ＣＴＯＤ値が得られる引張強度が５２０ＭＰa以上の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板が実現できる。
図１は、セパレーション指数ＳＩの測定方法を説明するためのシャルピー試験片破面模式図である。
本発明者らは、セパレーションの発生を完全に抑制するのではなく、セパレーションの発生をある程度許容した上で、優れた限界ＣＴＯＤ値が得られるような高強度ラインパイプ用鋼板を目指して、ＣＴＯＤ試験におけるセパレーションの発生とミクロ組織の関係について検討を行なった。その結果、ＣＴＯＤ試験で得られる限界ＣＴＯＤ値は、シャルピー試験におけるセパレーション指数ＳＩと相関関係があること、および優れた低温靭性を確保するためには、結晶粒の微細化によって母材（鋼板）の靭性を確保することが有効であることを突き止めた。
まず本発明のラインパイプ用鋼板において規定する要件について説明する。
（ｔ／４（ｔ：板厚）の位置における平均結晶粒径：１０μｍ以下）
優れた低温靭性を確保するためには、結晶粒の微細化による母材靭性の確保が必要となる。目的とする低温靭性を確保するためには、鋼板特性を評価する上での代表的な位置であるｔ／４（ｔ：板厚）の位置で測定したときの平均結晶粒径を１０μｍ以下とする必要がある。好ましくは、８．０μｍ以下であり、より好ましくは７．０μｍ以下である。
（指定温度のシャルピー試験片破面から測定したセパレーション指数ＳＩ：０．３０ｍｍ／ｍｍ2以下(０ｍｍ／ｍｍ2を含まない)）
指定温度でのシャルピー試験片破面のセパレーション指数ＳＩを、０．３０ｍｍ／ｍｍ2以下とすることで、ＣＴＯＤ試験においてセパレーションが発生しても目標とする限界ＣＴＯＤ値が確保できる。目標とする限界ＣＴＯＤ値は、試験温度を−１０℃としたときに、０．１５ｍｍ以上となる。尚、上記指定温度とは、下記（１）式から求めることができる。即ち、シャルピー試験を行なうときの試験温度（指定温度）は、板厚によって異なることになり、試験温度を−１０℃としたときに目標とする限界ＣＴＯＤ値を評価するためには、この指定温度（Ｔ1）も考慮する必要がある。
Ｔ1＝Ｔ2−６（ｔ）1/2+２０ …（１）
但し、Ｔ１：シャルピー試験温度（℃）、Ｔ2：ＣＴＯＤ試験温度（℃）（＝−１０℃）、ｔ：板厚（ｍｍ）を夫々示す。
セパレーション指数ＳＩは、下記（２）式に示す通り、シャルピー試験片破面の板厚方向に垂直に発生したセパレーションの総長さを、試験片破断面の面積（断面積）で割ることで求めることができる（後記図１参照）。
ＳＩ＝Σ（Ｌｎ）／ＳＡ …（２）
但し、Ｌｎはｎ番目のセパレーション長さ（ｍｍ）、ＳＡは破面の断面積（ｍｍ２）を夫々示す。
本発明の高強度ラインパイプ用鋼板では、上記のようにして求められるセパレーション指数ＳＩを０．３０ｍｍ／ｍｍ2以下とする必要がある。このセパレーション指数ＳＩは、好ましくは０．２０ｍｍ／ｍｍ2以下であり、より好ましくは０．１５ｍｍ／ｍｍ2以下である。但し、セパレーションが発生しても、高い限界ＣＴＯＤ値を示すとの観点からすれば、このセパレーション指数ＳＩは、必ずしも０ｍｍ／ｍｍ2である必要はない。こうした観点からして、セパレーション指数ＳＩは、０．０５ｍｍ／ｍｍ2以上であることが好ましく、より好ましくは０．１０ｍｍ／ｍｍ2以上である。
本発明の高強度ラインパイプ用鋼板は、その化学成分組成も適切に調整する必要がある。化学成分組成の範囲設定理由は、以下の通りである。
（Ｃ：０．０２〜０．２０％）
Ｃは、母材（鋼板）および溶接部の強度を確保するために必要不可欠な元素であり、そのためには、Ｃは０．０２％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰になると島状マルテンサイト（ＭＡ：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｔｉｔｕｅｎｔ）が生成しやすくなり、ＨＡＺ（熱影響部：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ）の靭性が低下すると共に、溶接性が低下する。こうした観点から、Ｃ量は０．２０％以下とする必要がある。好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
（Ｓｉ：０．０２〜０．５０％）
Ｓｉは、脱酸作用を有する上に、母材（鋼板）および溶接部の強度向上に有効である。これらの効果を発揮させるためには、Ｓｉ量は０．０２％以上とする。好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると溶接性や靭性が劣化する。よってＳｉ量は、０．５０％以下に抑える必要がある。好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
（Ｍｎ：０．６〜２．０％）
Ｍｎは、母材（鋼板）および溶接部の強度向上に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．６％以上含有させる必要がある。好ましくは１．０％以上であり、より好ましくは１．２％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、ＭｎＳを生成してセパレーションの発生が促進されるだけでなく、ＨＡＺ靭性や溶接性も劣化するため、Ｍｎ量の上限を２．０％以下とする。好ましくは１．９％以下であり、より好ましくは１．８％以下である。
（Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない））
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量が０．０２％を超えると母材靭性およびＨＡＺ靭性の劣化が著しい。よって本発明では、Ｐ量を０．０２％以下に抑える。好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
（Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない））
Ｓ量が過剰になると、ＭｎＳを生成し、セパレーションの発生を促進させるため、その上限を０．０１％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下である。この様にセパレーションの発生を抑制するという観点からは、Ｓ量は少ない方が望ましいものの、工業的に０．０００１％未満とすることは困難であることから、Ｓ量の下限は概ね０．０００１％以上である。
（Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％）
Ａｌは強脱酸元素であり、脱酸効果を得るためには０．０１０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると、ＡｌＮが多量に生成し、ＴｉＮ析出量が減少することでＨＡＺでの靭性が損なわれてしまう。よってＡｌ量は０．０８０％以下とする必要がある。好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
（Ｎｂ：０．００２〜０．０６０％）
Ｎｂは、溶接性を劣化させることなく強度と母材靭性を高めるのに有効な元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂ量は０．００２％以上とする必要がある。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ｎｂ量が過剰になって０．０６０％を超えると、母材とＨＡＺの靭性が劣化する。よってＮｂ量の上限を０．０６０％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
（Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％）
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして析出することで、スラブ加熱時のオーステナイト粒の粗大化の抑制による母材靭性の向上や、溶接時のＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化によるＨＡＺの靭性の向上に必要な元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉ量を０．００３％以上とする必要がある。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、固溶ＴｉやＴｉＣが析出して母材とＨＡＺの靭性が劣化するため、０．０３０％以下とする必要がある。好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
（Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％）
Ｃａは、硫化物の形態を制御する作用があり、ＣａＳを形成することによってＭｎＳの形成を抑制する効果がある。このような効果を発揮させるために、Ｃａ量を０．０００３％以上とする必要がある。好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ量が０．００６０％を超えて過剰になると、靭性が劣化するため、Ｃａ量の上限を０．００６０％以下とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。
（Ｎ：０．００１０〜０．０１０％）
Ｎは、鋼中にＴｉＮとして析出することで、スラブ加熱時のオーステナイト粒の粗大化の抑制による母材靭性の向上や、溶接時のＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化によるＨＡＺ靭性の向上に必要な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｎは０．００１０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．００３０％以上であり、より好ましくは０．００４０％以上である。しかしながら、Ｎ量が過剰になると、固溶Ｎの存在によりＨＡＺでの靭性が劣化するため、０．０１０％以下にする必要がある。好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
（ＲＥＭ：０．０００１〜０．０３００％）
ＲＥＭ（希土類元素）は、硫化物の形態制御に有効な元素であり、ＲＥＭＳを形成することによりＭｎＳの形成を抑制する効果がある。このような効果を発揮させるためには、ＲＥＭを０．０００１％以上含有させる必要がある。ＲＥＭ量は好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、ＲＥＭを多量に含有させても効果が飽和するため、ＲＥＭ量の上限は０．０３００％以下とする。尚、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）とＳｃ（スカンジウム）およびＹを意味する。
（Ｚｒ：０．０００１〜０．０２００％）
Ｚｒは、酸化物を形成して微細に分散することでＨＡＺでの靭性の向上に寄与する。このような効果を発揮させるためには、Ｚｒ量を０．０００１％以上とする必要がある。Ｚｒ量は、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｚｒ量が過剰になると、粗大な介在物を形成して母材靭性を劣化させるため、Ｚｒ量は０．０２００％以下とする必要がある。好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。
本発明の高強度ラインパイプ用鋼板における化学成分組成は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｏ、Ｈ等）が鋼中に含まれることは当然に許容される。また本発明のラインパイプ用鋼板には、必要に応じて、更に下記量のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶよりなる群から選択される１種類以上の元素を含有させることも好ましい。これらを含有させるときの範囲設定理由は下記の通りである。
（Ｃｕ：１．５０％以下（０％を含まない））
Ｃｕは、強度を高めるのに有効な元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｕ量が過剰になると、母材の靭性が劣化するため、１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
（Ｎｉ：１．５０％以下（０％を含まない））
Ｎｉは、母材および溶接部の強度と靭性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉ量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｎｉが多量に含まれると、構造用鋼材として極めて高価となるため、経済的な観点からＮｉ量は１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
（Ｃｒ：１．５０％以下（０％を含まない））
Ｃｒは、強度の向上に有効な元素であり、このような効果を得るには０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｒ量が１．５０％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。よってＣｒ量は１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
（Ｍｏ：１．５０％以下（０％を含まない））
Ｍｏは、母材の強度と靭性の向上に有効な元素である。このような効果を得るには、Ｍｏ量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｍｏ量が１．５０％を超えるとＨＡＺでの靭性および溶接性が劣化する。よってＭｏ量は１．５０％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
（Ｖ：０．１％以下（０％を含まない））
Ｖは、強度の向上に有効な元素であり、このような効果を得るには０．００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｖ含有量が０．１％を超えると溶接性と母材靭性が劣化する。よってＶ量は０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。
尚、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、母材やＨＡＺの強度や靭性を改善する元素であり、必要によって夫々単独で、または２種以上を併用して含有させてもよい。
本発明の鋼板を製造するにあたっては、その製造工程も適切に制御する必要がある。まず、ＲＥＭとＣａで硫化物の形態を制御するために、ＡｌおよびＺｒで脱酸を行なった後に（ＡｌやＺｒでＡｌ2Ｏ3やＺｒＯを形成）、ＲＥＭとＣａを添加する必要がある。特にＣａは、酸化物を形成しやすい元素である。またＣａは硫化物（ＣａＳ）よりも酸化物（ＣａＯ）を形成しやすく、ＣａＳからの複硫を防ぐために、鋳造完了までの時間を制限する必要がある。そのため、溶鋼処理工程においては、Ａｌ、Ｚｒ、ＲＥＭおよびＣａを、Ａｌ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｃａの順に添加するに際し、Ｃａ添加から２００分以内に凝固が完了するように鋳片を作製する必要がある。但し、ＲＥＭの添加によって十分ＲＥＭＳを形成してから、ＲＥＭよりも硫化物形成能の高いＣａを添加させるまでは、その時間は４分以上確保する必要がある。こうした工程によって、ＣａやＲＥＭは、酸化物を形成することなく、硫化物として存在する。
上記のようにして鋳片（例えば、スラブ）を作製した後、加熱温度を通常の温度範囲の１０５０〜１２５０℃としてスラブを再加熱し、所定の粗圧延を実施した後、Ａｒ3変態点〜９５０℃の温度範囲（以下、「Ａｒ3点〜９５０℃」と表示する）で、累積圧下率が５０％以上になるように熱間圧延する。この熱間圧延時の累積圧下率を５０％以上とすることで、鋼板の平均結晶粒径を１０μｍ以下とすることができる。このときの累積圧下率は、好ましくは５５％以上であり、より好ましくは６０％以上である。この累積圧延率の上限は、実操業上概ね８０％以下である。
その後、更に（Ａｒ3変態点−６０℃）〜Ａｒ3変態点の温度範囲（以下、「Ａｒ3点−６０℃」〜Ａｒ3点」と表示する）のいわゆる二相域温度域において、５％以上の累積圧下率を確保して圧延を行なう必要がある。このときの累積圧下率が、５％以上を確保できないときには、鋼板の強度が確保できなくなる。好ましくは１０％以上であり、より好ましくは１５％以上である。但し、この累積圧下率が、３５％超となると、集合組織が発達し、セパレーション指数ＳＩが大きくなるので、３５％以下とする必要がある。好ましくは３０％以下であり、より好ましくは２５％以下である。
上記「累積圧下率」は、下記（３）式から計算される値である。上記温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度から、板厚等を考慮して、計算により求めた平均温度で定義される。また、上記Ａｒ3点は、下記（４）式によって求められる値を採用した（後述する表２に示した値も同じ）。
累積圧下率＝（ｔ0−ｔ1）／ｔ2×１００ …（３）
［（３）式中、ｔ0は平均温度が圧延温度範囲にあるときの鋼板の圧延開始厚み（ｍｍ）、ｔ1は平均温度が圧延温度範囲にあるときの鋼板の圧延終了厚み（ｍｍ）、ｔ2は圧延前の鋳片（例えばスラブ）の厚みを、夫々示す］
Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｃｒ］−５５×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］＋０．３５（ｔ−８） …（４）
［（４）式中、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を示し、ｔは温度測定時の板厚（ｍｍ）を示す］
本発明に係る高強度ラインパイプ用鋼板の板厚は特に限定されないが、ラインパイプとして適用するためには、板厚は少なくとも６ｍｍ以上であることが好ましく、より好ましくは１０ｍｍ以上である。また、板厚の上限は３０ｍｍ以下（より好ましくは２５ｍｍ以下）が好ましい。
本発明の高強度ラインパイプ用鋼板は、その後ラインパイプ用鋼管とされるが、得られる鋼管は、素材の鋼板の特性が反映されて、低温靭性が優れたものとなる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
下記表１に化学成分組成を示す各種鋼材（鋼種Ａ〜Ｋ）を製造した（表１中、「−」は無添加を意味する。）。このとき、硫化物の形態を制御するために、溶鋼処理工程において、ＡｌおよびＺｒで脱酸を行なった後にＲＥＭとＣａを添加した。またＲＥＭおよびＣａは、ＲＥＭ、Ｃａの順に添加し、ＲＥＭ添加からＣａ添加までの時間を４分以上とした。Ｃａ添加後２００分以内に鋳造を開始してスラブを作製した。尚、ＲＥＭは、Ｌａ、Ｃｅを添加した。
得られたスラブを１０８０〜１１６０℃（下記表２）で再加熱した後、所定の粗圧延を実施し、更にＡｒ3点〜９５０℃で、下記表２に示す累積圧下率で熱間圧延した。その後更に（Ａｒ3点〜６０℃）〜Ａｒ3点のいわゆる二相域温度域において下記表２に示す累積圧下率で圧延を行なった後空冷して鋼板を得た。圧延条件を、板厚ｔ（圧延後の板厚）、鋼種およびＡｒ3点と共に、下記表２に示す（試験Ｎｏ．１〜１８）。
得られた鋼板のｔ／４（ｔ：板厚）の位置における平均結晶粒径、引張特性（降伏強度、引張強度）、シャルピー特性（セパレーション指数ＳＩ）、ＣＴＯＤ特性（限界ＣＴＯＤ値）を、下記の方法で測定した。
（ｔ／４（ｔ：板厚）の位置における平均結晶粒径の測定）
鋼板表面と垂直且つ圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタールで腐食を行なった試験片を用いた。板厚ｔに対してｔ／４の位置を測定位置として、４００倍で撮影した組織写真から切断法を用いてフェライトの平均結晶粒径を求めた。
（引張特性（降伏強度、引張強度）の測定）
引張特性は、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片を用いて、規格に準拠した試験方法で引張特性（降伏強度、引張強度）を評価した。
（シャルピー特性（セパレーション指数ＳＩ）の測定）
ＡＳＴＭ−Ａ３７０に準拠した２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を用いて、規格に準拠した試験方法で評価した。その際、シャルピー試験片は、ｔ／４（ｔ：板厚）の位置からＣＴＯＤ試験片と同じ方向となる様に採取し、各温度（指定温度：下記表３）で３本試験を行ない、セパレーション指数を測定した上で、その値が最大となるものをセパレーション指数ＳＩとして採用した。図１は、セパレーション指数ＳＩを測定するときのシャルピー試験片破面を模式的に示した図である。セパレーション指数ＳＩは、シャルピー試験片の破面に発生したセパレーションの各長さＬ１〜Ｌ３を測定し、その総長さを前記（２）式に従って測定したものである。
（ＣＴＯＤ特性（限界ＣＴＯＤ値）の測定）
ＢＳ７４４８に準拠したＢ×２Ｂ形状の３点曲げＣＴＯＤ試験片を用いて、規格に準拠した試験方法で評価した。ＣＴＯＤ試験は、−１０℃において各鋼板で２本ずつ行ない、２本のうち値が低い方を限界ＣＴＯＤ値として採用した。
その結果を、板厚ｔ、および用いた鋼種と共に、下記表３に示す。
この結果から、次のように考察できる、試験Ｎｏ．１〜１２は、本発明で規定する要件（化学成分組成、平均結晶粒径、セパレーション指数ＳＩ）のいずれも満足しており、試験温度−１０℃で行なったＣＴＯＤ試験において、セパレーションが発生しても限界ＣＴＯＤ値が目標値（０．１５ｍｍ以上）を満足していることが分かる。
これに対し、試験Ｎｏ．１３〜１８は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しておらず、限界ＣＴＯＤ値が目標値に達していない。このうち、試験Ｎｏ．１３、１４は、二相域温度域での累積圧下率が高くなっており、集合組織が発達し、セパレーション指数ＳＩが大きくなり、限界ＣＴＯＤ値が小さくなっている。
試験Ｎｏ．１５はＡｒ3点〜９５０℃での累積圧下率が低くなっており、平均結晶粒径が大きくなって母材靭性が劣化し、限界ＣＴＯＤ値が目標値に達していない。試験Ｎｏ．１６は、Ｍｎ量が過剰な鋼板（鋼種Ｉ）の例であり、中心偏析部にＭｎＳが生成することが予想され、限界ＣＴＯＤ値が目標値に達していない。
試験Ｎｏ．１７は、Ｐ量が過剰な鋼板（鋼種Ｊ）の例であり、母材靭性が劣化し、限界ＣＴＯＤ値が目標値に達していない。試験Ｎｏ．１８は、Ｓ量が過剰な鋼板（鋼種Ｋ）の例であり、試験Ｎｏ．１６と同様に、中心偏析部にＭｎＳが生成することが予想され、限界ＣＴＯＤ値が目標値に達していない。

Claims (3)

  1. Ｃ ：０．０２〜０．２０％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
    Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
    Ｍｎ：１．２〜２．０％、
    Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
    Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、
    Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
    Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、
    Ｎ ：０．００１０〜０．０１０％、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．０３００％、および
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０２００％、
    を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
    ｔ／４（ｔ：板厚）の位置における平均結晶粒径が１０μｍ以下であると共に、指定温度のシャルピー試験片破面から測定したセパレーション指数ＳＩが０．３０ｍｍ／ｍｍ2以下（０ｍｍ／ｍｍ2を含まない）であることを特徴とする低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
    ただし、上記指定温度とは、シャルピー試験を行なうときの試験温度（Ｔ1）であり、下記（１）式から求めることができる。

    Ｔ1＝Ｔ2−６（ｔ）1/2+２０ …（１）
    ここで、Ｔ１はシャルピー試験温度（℃）であり、Ｔ2はＣＴＯＤ試験温度（℃）であってＴ 2 ＝−１０℃であり、ｔは板厚（ｍｍ）であってｔは６ｍｍ以上３０ｍｍ以下である。
  2. 更に、Ｃｕ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５０％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度ラインパイプ用鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の高強度ラインパイプ用鋼板を用いて製造される低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
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