(57)【要約】【課題】塑性変形を受けた後でも優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼板を提供する。【解決手段】所定の成分組成と、フェライトおよびパーライトを主体とする組織とを有し、板厚１／２部における｛１００｝＜０１１＞方位強度を５．５以上、該板厚１／２部のフェライト相およびパーライト相の結晶粒の１０％以上をアスペクト比：２以上でかつ短軸径：５μｍ以下、１０％の歪を付与後の該鋼板のＫｃａ（−１０℃）を６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上、ボンド部のシャルピー靱性値をｖＴｒｓ≦−３０℃とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｐ：０．０１５％以下，Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０１７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００３５〜０．００７５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％およびＢ：０．０００５〜０．００２０％含有し、かつ、Ｃａ、ＯおよびＳが、以下の（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトおよびパーライトを主体とする組織とを有し、前記組織は、板厚１／２部における｛１００｝＜０１１＞方位強度が５．５以上および、該板厚１／２部におけるフェライト相およびパーライト相の結晶粒の１０％以上がアスペクト比：２以上かつ短軸径：５μｍ以下であり、１０％の歪を付与後の該鋼板のＫｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上で、ボンド部のシャルピー靱性値がｖＴｒｓ≦−３０℃である鋼板。
０＜（［Ｃａ％]−（０．１８＋１３０×［Ｃａ％］）×［Ｏ％］）／１．２５／［Ｓ％］＜１  ・・・（１）
ただし、［Ｃａ％］、［Ｏ％］、［Ｓ％］は各成分（Ｃａ，ＯおよびＳ）の鋼中含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１５％およびＲＥＭ：０．０１００％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材に、少なくとも、Ａｃ3点以上、１０００℃以下に加熱を行う（ａ）工程と、次いで、（Ａｒ3点−５℃）以下、（Ａｒ3点−１５０℃）以上の温度域にて、１パス当たりの圧下率の平均値が４％以上かつ累積圧下率５０％以上の圧延を行う（ｂ）工程と、その後、冷却速度５℃／ｓ以上で６００℃以下の温度域まで制御冷却する（ｃ）工程とを有する鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記（ｃ）工程の後に、Ａｃ1点以下の温度域での焼戻しを行う請求項３に記載の鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプおよび建築・土木構造物等の大型構造物に使用される、脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼板およびその製造方法に関する。特に、かかる構造物が、衝突や大地震等による不慮の大変形を受けた際およびその後にも、優れた脆性亀裂伝播停止特性を示すことのできる鋼板およびその製造方法に関するものである。ここで、脆性亀裂伝播停止特性とは、脆性亀裂の伝播を停止させる性能を意味する。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプおよび建築・土木構造物等の大型構造物において、脆性破壊に伴う事故は経済や環境に及ぼす影響が大きい。かような事故に対して高度の安全性が求められている。このため、これらの構造物に使用される鋼材に対して、低温靭性が要求されることが多い。最近では、特に、不慮の事故等で構造物に亀裂が発生した場合であっても、破壊に至ることを防止する観点から、低温における脆性亀裂伝播停止特性、いわゆるアレスト特性が要求されるようになった。このような背景から造船分野においては、2009年に日本海事協会より「脆性亀裂アレスト設計指針」が発行され、さらに2013年には国際船級協会連合より極厚鋼板の適用に関する統一規則において、高アレスト鋼に対する考え方が示される等、ますます関心が高まっている。
【０００３】
通常、構造物は大きな塑性変形を受けることが多いため、実際に発生する不慮の事故を想定すると、鋼材には塑性変形による損傷を受けた際およびその後においても、所定の低温靭性を有することが必要であると考えられる。特に近年、船舶用の鋼材では、塑性変形を受けた後においても高い脆性亀裂伝播停止特性、例えば１０％の塑性変形を受けた後において、−１０℃における破壊靭性値、すなわちＫｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上という、高い破壊靭性値が要求されることが増えてきている。
【０００４】
また、阪神淡路大震災における大型建築構造物の脆性破壊的な破損事故の経験から、構造物が大きな力を受け大きな塑性変形を生じた場合であっても、繰り返し起こる地震の余震応力あるいはその後の構造物の継続使用に対する安全性の確保の点から、建築構造用鋼材においては、塑性変形を受けた後に十分な低温靭性を有することが求められている。
【０００５】
このような高い脆性亀裂伝播停止特性は、塑性変形を受けない圧延ままの状態であっても容易に実現できるものではない。また、鋼材は塑性変形を受けて加工硬化するとその靭性が低下するのが一般的であり、塑性変形後の状態において、優れた脆性亀裂伝播停止特性を実現するのはさらに困難であるといえる。
【０００６】
鋼材の低温靭性、特に脆性亀裂伝播停止特性を向上させる手段として、従来、Ｎｉ含有量を増加させる方法が知られており、液化天然ガス（ＬＮＧ）の貯槽タンクにおいては、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用されている。しかし、Ｎｉ含有量の増加はコストの大幅な上昇を余儀なくさせるため、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途にはその適用が難しい。
【０００７】
一方、ＬＮＧのような極低温まで至らない、いわゆる寒冷地仕様あるいはわが国における冬季仕様の場合は、従来、制御圧延と制御冷却とを組み合わせた加工熱処理方法、いわゆるＴＭＣＰ法（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）が広く用いられてきた。この方法は、（１）オーステナイトの再結晶を繰り返すことで、オーステナイトの細粒化を図ること、（２）オーステナイトの低温未再結晶域の圧延における累積圧下率を大きくとり、オーステナイト粒の展伸を増大させて、多数の変形帯を導入することで、その後のフェライト変態に際し、フェライトの核発生サイトを増加させてフェライトの細粒化を図ること、及び（３）圧延後の制御冷却におけるγ／α変換比の調整によるフェライトの細粒化と微細ベイナイト組織の導入を図ることを特徴とするものである。
【０００８】
ＴＭＣＰ法は、船舶やラインパイプに使用される鋼板の板厚が比較的薄手の鋼材に対しては、きわめて優れた脆性亀裂伝播停止特性を付与することができる。しかし、鋼材の板厚が増加して、例えば板厚が４０ｍｍを超える鋼材になると、脆性亀裂伝播停止特性に、改善の余地が残されていた。
【０００９】
また、制御圧延において、変態したフェライトに圧下を加えて集合組織を発達させることにより、脆性亀裂伝播停止特性の向上を図るＴＭＣＰ法も知られている。これは、鋼材の破壊面上にセパレーションを板厚方向と平行な方向に生成させて、脆性亀裂先端の応力を緩和させることにより、脆性破壊に対する抵抗を高める方法である。しかし、鋼材の板厚が厚くなると、このようなＴＭＣＰ法の効果を十分に発揮させるのが困難となる。また変態点以下で過度の加工を加えると、鋼材の板厚方向の靭性が劣化するという問題があった。
【００１０】
一方、近年、合金コストを上昇させることなく、鋼材の表層部の組織を超微細化する技術が、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる手段として提案されている。例えば、特許文献１では、脆性亀裂が伝播する際に、鋼材表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域）が脆性亀裂伝播停止特性の向上に効果があることに着目し、シアリップ部分の結晶粒を微細化させて、伝播する脆性亀裂が有する伝播エネルギーを吸収させる方法が開示されている。
【００１１】
これは、熱間圧延後の制御冷却により表層部分をＡｒ3変態点以下に冷却し、その後制御冷却を停止して表層部分を変態点以上に復熱させる工程を１回以上繰り返して行い、この間に、鋼材に対して圧下力を加えることにより、繰り返し変態又は加工再結晶を生じさせて、表層部分に超微細なフェライト組織又はベイナイト組織を生成させるというものである。
【００１２】
また、特許文献２では、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる鋼材の表層部の組織が、平均円相当径で３μｍ以下の微細フェライト結晶粒若しくはベイナイト組織であること、かつその微細結晶粒が集合組織を形成し結晶粒が扁平していることが有効であることが開示されている。
【００１３】
一方、鋼材には安全性の観点から、鋼材に溶接施工が施された場合の溶接熱影響部の靭性も要求される。その際、最も問題となるのは溶接熱影響部のうちのボンド部の靭性である。なぜなら、ボンド部は、大入熱溶接時に融点直下の高温にさられるため、オーステナイト結晶粒が最も粗大化しやすく、その後の冷却によって脆弱な上部ベイナイト組織に変態しやすい場所だからである。また、ボンド部では、ウッドマンステッテン組織や島状マルテンサイトといった脆化組織が生成しやすく、このことも靭性が低下する要因となっている。なお、本発明においてボンド部とは、鋼材の接合面であって、大入熱溶接時に、融点近傍（1500℃程度）になる場所である。
【００１４】
ここで、ボンド部の靭性向上策として、これまでＴｉＮの微細分散によるオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核としての利用技術が実用化されてきた。
また、特許文献３や、入熱量２３０ｋＪ／ｃｍの溶接ボンド部での靭性改善を目指した特許文献４には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイトの粒成長を防止し、ボンド部の靭性向上を図る方法が示されている。
さらに、Ｔｉの酸化物を分散させた技術やＢＮのフェライト核生成能を組み合わせたボンド部の靭性向上策技術も開発されている。この他、ＣａやＲＥＭを添加することで硫化物の形態を制御し、より高靭性のボンド部を得られることが知られている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開平４−１４１５１７号公報
【特許文献２】特開平５−２７１８６３号公報
【特許文献３】特公平０３−５３３６７号公報
【特許文献４】特開昭６０−１８４６６３公報
【特許文献５】特開平８−２２５８３６号公報
【特許文献６】特開平８−２５３８１２号公報
【特許文献７】特開平１１−２５６２２８号公報
【非特許文献】
【００１６】
【非特許文献１】溶接学会論文集第１５巻第１号１４８〜１５４ページ（１９９７）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
しかし、上記の特許文献１や２に開示された技術は、鋼材表層部のみを一旦冷却した後に復熱させ、かつ復熱中に加工を加えることによって、脆性亀裂伝播停止特性に効果のある組織を得るものであり、実生産規模ではその制御が容易ではないと考えられる。また、上記発明は、フェライトが加工再結晶することを利用して微細組織を得ているが、加工再結晶フェライトは成長が起こり易く組織的な安定性に欠ける。そのため、微妙な熱履歴の変動によって組織や材質の不均一が生じやすいという問題があった。
【００１８】
他方、特許文献５では、圧延機に付属するデスケーリング装置を改良して、冷却と圧延のタイミングを制御する方法を採用する。かかる方法の採用により、特許文献３では、上述した微細フェライト結晶粒等の不安定な組織等の安定化を図ることが提案されている。
しかし、この方法は、限られたスペースに配置されているデスケーリング装置を、本来の目的とは異なる用途にまで拡大して用いている。そのため、大幅な能力増強を目指した改造が必要となる等、エンジニアリング上の制約がある。さらには熱履歴の影響を受けやすいフェライト組織の不安定性を根本的に解決するには至っていない方法と考えられる。
【００１９】
ここで、先行技術に記載されたように、脆性亀裂伝播停止特性に優れる超微細組織が安定して得られたとしても、非特許文献１に示されているように、かかる超微細組織は必然的に表層部の硬さを増加させる。すなわち、板厚中心部のビッカース硬さ１６０〜１７０に対して表層部のビッカース硬さは約２００を超えるなど、板厚中心部の硬さに比べて表層部の硬さは著しく高くなる。そのことから、かかる表層部の超微細組織は、例え良好な脆性亀裂伝播停止特性が得られたとしても、それを相殺してしまうのではないかという危惧がある。
【００２０】
そこで、特許文献６では、板厚方向の硬度分布の均一化を目的として、Ｖを添加した鋼を用いる。かかる鋼を加熱したスラブを直接冷却して温度差を付与することで鋼組織にフェライトを生成させ、次いで、かかる鋼を圧延し、圧延途中又は圧延終了後に再度変態点近傍の温度域で復熱させる方法が提案されている。この方法は、Ｖの析出硬化を板厚中心部だけに作用させることで、板厚方向の硬度分布の均一化を達成し、脆性亀裂伝播停止特性の向上を図るものである。
しかし、Ｖ化合物の適切な析出には、プロセスを一層複雑にすることが必要となるため、上述した組織の不安定性の解決には必ずしも結びつかないと考えられる。
【００２１】
以上述べてきたように、上記した先行技術は、鋼材の表面に超微細な組織を形成して脆性亀裂伝播停止特性を向上させることを意図した技術であるが、いずれも、工業的な規模で当該組織を安定して得ることは難しいと考えられる。また、これらの先行技術において、開示された鋼材自体は、優れた脆性亀裂伝播停止特性を有することが示されているものの、塑性変形を受けた後の破壊靭性値については言及していない。そのため、塑性変形を受けた後において、脆性亀裂伝播停止特性が十分なものであるのか否かが明らかではなかった。
【００２２】
ここで、特許文献７には、フェライト結晶粒の細粒化だけでなく、当該フェライト結晶粒内に形成されるサブグレインが脆性亀裂伝播停止特性に大きな役割を果たしていること、および、これらのフェライト結晶粒およびそのサブグレイン組織と、製造条件であるＴＭＣＰ法の条件との関係について明らかにすることで上記諸問題を解決した技術が記載されている。
【００２３】
この技術によって、前記組織を有する鋼板を工業的な規模にて安定して得ることができ、塑性変形を受けた後の、０℃における破壊靭性値すなわちＫｃａ（０℃）を向上することに成功している。しかしながら、近年では、塑性変形を受けた後のより低い温度域で高い破壊靭性値を示すことが求められるようになってきている。例えば−１０℃での破壊靭性値、すなわちＫｃａ（−１０℃）を高めることが希求されている点、特許文献５に記載の技術は未だ改良の余地を残していた。
【００２４】
また、板厚５０ｍｍ程度の厚肉材に溶接施工が施された場合を考えると、厚肉材の溶接には入熱が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が適用されることがある。しかしながら、前述した従来技術においては、かかる大入熱溶接が適用されると、特に前記ボンド部で十分な靭性が得られないという問題があった。
すなわち、ＴｉＮを主体に利用する技術では、ボンド部においてＴｉＮが溶解する温度域に加熱されるので、オーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核としての作用がなくなるだけでなく、固溶ＴｉやＮの生成によって他の組織の脆化が起こり、著しい靭性の低下が見られるという問題があった。また、ＣａやＲＥＭを添加する、上記の特許文献３や４に開示された技術においても、ＴｉＮを主体に利用する技術と同様の現象が生じて大入熱溶接でのボンド部の高靭性を確保することは困難であるという問題があった。さらに、Ｔｉの酸化物を使った技術では、酸化物の微細分散が十分均質にできないという問題があった。
【００２５】
本発明は、大入熱溶接を適用してもボンド部において高靭性を有しかつ、塑性変形を受けた後であっても、−１０℃という低温で、高い脆性亀裂伝播停止特性を有するために必要な組織を明らかにすることにより、優れた低温脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、そのような組織を、鋼板に高価な合金元素を使用することなく、かつ安定して得ることができる製造方法を併せて提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２６】
発明者らは、鋼材が製造されたままの状態のみならず、塑性変形を受けた後においても脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材の開発を目標とし、組織と脆性亀裂伝播停止特性との関係を調査した。特に、脆性亀裂伝播停止特性に効果のある安定した組織を見出し、ＴＭＣＰ法の条件（以下単にＴＭＣＰ条件という）との関係の検討を行った。この検討においては、特に大型構造物に多く用いられる、引張強さが４００ＭＰａ級から５１０ＭＰａ級の構造用鋼を用いた。供試鋼は、連続鋳造により鋼片とした後、種々のＴＭＣＰ条件で鋼材を製造した。
かかる検討を鋭意重ねた結果、以下に述べるように、塑性変形を受けた後にも優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼板と、当該鋼板を安定して得ることができる製造方法とを完成するに至った。
【００２７】
すなわち、本発明において、脆性亀裂伝播停止特性の向上には、鋼板の靭性の向上と圧延による集合組織の活用とが重要になる。
まず、靭性の向上手法としては、フェライト相およびパーライト相を主体の組織とする鋼材において、フェライトおよびパーライト結晶粒の細粒化が有効な手段であることを確認した。ここで言うフェライト相およびパーライト相が主体とは、フェライト相およびパーライト相が面積率で５０％以上を占めことである。また、本発明の鋼板の組織の残部は、通常の鋼板で認められる組織であれば特に限定されない。残部組織としては、ベイナイト又は／及びマルテンサイト等が挙げられる。
【００２８】
一方、集合組織の活用については、セパレーションの発生による亀裂先端の応力を緩和させる手法が用いられることが多い。しかしながら、塑性変形後にＫｃａ（−１０℃）を高く、例えば６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上を達成するために必要となる、セパレーションを発生させる圧延条件では、得られる鋼材の靭性が低下してしまう可能性が高い。
【００２９】
そこで、本発明では、セパレーションの発生手法による向上ではなく、亀裂の伝播方向に対して抵抗となる方位に、へき開面を集積させる手法を用いることとした。具体的には、集合組織が発達していない、いわゆるランダムな場合と比較して、｛１００｝＜０１１＞方位の組織を５．５倍以上に集積させる、集合組織を活用することとした。
【００３０】
また、本発明では、上記脆性亀裂伝播停止特性の向上と共に、ボンド部の高靭性化を図るために鋭意検討を行った。
その結果、ボンド部の靭性は脆化組織に影響されること、そして、この脆化組織は硫化物の形態制御の役割を担うＣａの添加方法を制御することにより大きく改善できることをそれぞれ知見した。
【００３１】
すなわち、本発明では、Ｃａの添加方法として、鋼を溶製する際の凝固段階でＣａＳを晶出させるようにした。さらに、Ｃａ、Ｓの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を制御することによって、ＣａＳの晶出後に固溶Ｓ量を確保すれば、ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出することを見出した。
かかるＭｎＳにはフェライト核生成能があることが知られているが、さらに、その周囲にＭｎの希薄帯を形成するとフェライト変態が促進されることを知見した。また、ＭｎＳ上にＴｉＮ、ＢＮ、ＡｌＮ等のフェライト生成核が析出することによって、より一層、フェライト変態が促進されることを併せて知見した。
これらの知見から、発明者らは、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を微細分散させることに成功し、ボンド部の組織微細化および高靭性化を可能ならしめた。
【００３２】
本発明は上記の知見に基づき得られたものであり、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｐ：０．０１５％以下，Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０１７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００３５〜０．００７５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％およびＢ：０．０００５〜０．００２０％含有し、かつ、Ｃａ，ＯおよびＳが、以下の（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトおよびパーライトを主体とする組織とを有し、前記組織は、板厚１／２部における｛１００｝＜０１１＞方位強度が５．５以上および、該板厚１／２部におけるフェライト相およびパーライト相の結晶粒の１０％以上がアスペクト比：２以上かつ短軸径：５μｍ以下であり、１０％の歪を付与後の該鋼板のＫｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上で、ボンド部のシャルピー靱性値がｖＴｒｓ≦−３０℃である鋼板。
０＜（［Ｃａ％]−（０．１８＋１３０×［Ｃａ％］）×［Ｏ％］）／１．２５／［Ｓ％］＜１  ・・・（１）
ただし、［Ｃａ％］，［Ｏ％］，［Ｓ％］は各成分（Ｃａ，ＯおよびＳ）の鋼中含有量（質量％）をあらわす。
【００３３】
ここで、前記板厚１／２部は、鋼板の表面（圧延された面）から板厚の１／２の深さの位置を意味する。
【００３４】
２．前記成分組成がさらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１５％およびＲＥＭ：０．０１００％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の鋼板。
【００３５】
３．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材に、少なくとも、Ａｃ3点以上、１０００℃以下に加熱を行う（ａ）工程と、次いで、（Ａｒ3点−５℃）以下、（Ａｒ3点−１５０℃）以上の温度域にて、１パス当たりの圧下率の平均値が４％以上かつ累積圧下率５０％以上の圧延を行う（ｂ）工程と、その後、冷却速度５℃／ｓ以上で６００℃以下の温度域まで制御冷却する（ｃ）工程とを施す鋼板の製造方法。
【００３６】
４．前記（ｃ）工程の後に、Ａｃ1点以下の温度域での焼戻しを行う前記３に記載の鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３７】
本発明によれば、塑性変形を受けた後であっても、優れた脆性亀裂伝播停止特性を低温域においても有する。このため、大型構造物に使用された際に、不慮の事故等により鋼材が大変形を受けた場合でも、構造物の大規模な崩壊に至ることを防止することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３８】
以下、本発明を具体的に説明する。本発明に従う鋼板においては、成分組成、集合組織および鋼板内部の組織を以下のように規定する。
【００３９】
［成分組成］
まず、本発明において鋼の成分組成を限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
【００４０】
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは、鋼の強度を向上する元素であり、本発明では、所望の強度を確保するために０．０３％以上の含有を必要とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、溶接性が劣化するばかりか靭性にも悪影響がある。このため、Ｃ含有量は、０．０３〜０．２０％とする。なお、Ｃ含有量は０．０４〜０．１５％とすることが好ましい。
【００４１】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸元素として、また、鋼の強化元素として有効であるが、含有量が１．０％を超えると、鋼の表面性状を損なうばかりか、靭性が極端に劣化する。従って、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０３〜０．７０％とすることが好ましい。
【００４２】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、フェライト組織の強度を高める強化元素として含有される。Ｍｎ含有量が１．０％より少ないとその効果が十分でない。一方、Ｍｎ含有量が２．０％より多くなると溶接性が劣化することに加え、鋼材コストも上昇する。そのため、本発明でのＭｎ含有量は、１．０〜２．０％とする。
【００４３】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、鋼中の不可避的不純物であり、含有量が多くなると靭性が劣化してしまう。そのため、本発明では、板厚が５０ｍｍを超えるような鋼板においても良好な靭性を保つために、Ｐ含有量を０．０１５％以下とする。Ｐ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００６％以下とすることがより好ましい。一方、下限については０％であってもよいが、低減させる毎にコストが高くなる。そこで、高コストとならない範囲で低減できる濃度の０．００５％を下限とするのが好ましい。
【００４４】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、鋼中の不可避的不純物であり、含有量が多くなると靭性が劣化してしまう。そのため、良好な靭性を保つために、Ｓ含有量を０．０１０％以下に抑制する。Ｓ含有量は０．００５％以下とすることが好ましく、０．００３％以下とすることがより好ましい。一方、下限については、Ｐと同様に、０％であってもよいが、高コストとならない範囲で低減できる濃度の０．０００５％を下限とすることが好ましい。
【００４５】
Ａｌ：０．００５〜０．０８％
Ａｌは、脱酸材として添加される元素であり、その効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要である。一方、Ａｌ含有量が０．０８％を超えると、靭性が低下するとともに、溶接した場合に溶接金属部の靭性が低下する。このため、Ａｌ含有量は、０．００５〜０．０８％とする。なお、Ａｌ含有量は、０．０２０〜０．０６％とすることが好ましい。
【００４６】
Ｎｂ：０．００３〜０．０１７％
Ｎｂは、ＮｂＣとしてフェライト変態時あるいは再加熱時に鋼組織に析出し、鋼の高強度化に寄与する。また、Ｎｂは、オーステナイト域の圧延において未再結晶域を拡大させる効果を有し、フェライトの細粒化に寄与するので、鋼の靭性の改善にも有効である。その効果は０．００３％以上の含有により発揮される。一方、０．０１７％を超えて含有すると、粗大なＮｂＣが析出することにより、かえって靭性の低下を招く。そのため、Ｎｂ含有量は０．００３〜０．０１７％とする。
【００４７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｔｉは、微量の含有により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化して母材靭性を向上させる効果を有する。そのために、Ｔｉは０．００５％以上で含有させる。一方、Ｔｉ含有量が０．０２％を超えると、鋼板および溶接熱影響部における靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量の上限は０．０２％とする。なお、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０１７％とすることが好ましい。
【００４８】
Ｎ：０．００３５〜０．００７５％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するために必要な元素で、０．００３５％未満では十分なＴｉＮ量が得られない。一方、Ｎは０．００７５％を超えると、溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域において固溶Ｎ量が増加し、鋼板の靭性を著しく低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．００３５〜０．００７５％とする。
【００４９】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、溶接熱影響部の組織を微細化して鋼板の靭性を向上させる効果を有する元素であり、かかる効果を十分に得るためにはＣａ含有量を０．０００５％以上とする。一方、過度にＣａを含有すると、粗大な介在物を形成して母材の靭性を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とする。
【００５０】
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
Ｂは、微量で鋼の焼入れ性を高める効果を有する元素であり、良好な焼入れ性を得るという観点からは、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、溶接部の靭性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００２０％とする。
【００５１】
また、本発明の成分組成は、Ｃａ，ＯおよびＳが、以下の（１）式を満たすことが肝要である。
かかる（１）式を満たさない場合は、フェライト変態を促進する効果が得られないからである。
０＜（［Ｃａ％]−（０．１８＋１３０×［Ｃａ％］）×［Ｏ％］）／１．２５／［Ｓ％］＜１  ・・・（１）
ただし、［Ｃａ％］，［Ｏ％］，［Ｓ％］は各成分（Ｃａ，ＯおよびＳ）の鋼中含有量（質量％）をあらわす。
【００５２】
本発明に従う鋼板の成分組成は、上記元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなるものを基本の成分組成とする。
【００５３】
また、本発明においては、さらに特性を向上させるため、上記基本の成分組成に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、およびＲＥＭからなる群より選択される１または２以上の元素を、さらに以下に記載するように含有することが可能である。
【００５４】
Ｃｕ：０．０１〜０．５％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性や、高温強度、耐候性などの鋼の機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるが、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｃｕを含有する場合、その範囲は０．０１〜０．５％とする。
【００５５】
Ｎｉ：０．０１〜１．５％
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性や、高温強度、耐候性などの鋼の機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させることに加え、合金のコスト増加を招く。そのため、Ｎｉを含有する場合、その範囲は０．０１〜１．５％とする。
【００５６】
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは、Ｃｕと同様に、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性や、高温強度、耐候性などの鋼の機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるが、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｃｒを含有する場合、その範囲は０．０１〜０．５％とする。
【００５７】
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｍｏは、ＣｕやＣｒと同様に、鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度向上に加え、靭性や、高温強度、耐候性などの鋼の機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるが、過度の含有は靭性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｍｏを含有する場合、その範囲は０．０１〜０．５％とする。
【００５８】
Ｖ：０．００１〜０．１５％
Ｖは、Ｖ（ＣＮ）として析出する析出強化によって、鋼の強度を向上させる元素である。この効果はＶを０．００１％以上含有させることにより発揮される。一方、Ｖは０．１５％を超えて含有すると、かえって靭性が低下する。このため、Ｖを含有させる場合には、その範囲を０．００１〜０．１５％とする。
【００５９】
ＲＥＭ：０．０１００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に、溶接熱影響部の組織を微細化して靭性を向上させる効果を有する元素であり、適量の含有であれば本発明の効果に寄与する。したがって、任意にＲＥＭを含有させることができる。しかし、過度にＲＥＭを含有すると、粗大な介在物を形成して母材の靭性を劣化させる。そのため、ＲＥＭを含有させる場合には、その含有量を０．０１００％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、当該含有効果を十分に得るためにはその含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００６０】
［集合組織］
本発明では、圧延方向、または圧延直角方向など板面に平行な方向に伝播する亀裂に対する脆性亀裂伝播停止特性を向上させるために、鋼板の板厚１／２部において、｛１００｝＜０１１＞方位の組織を、集合組織が発達していない、いわゆるランダムな場合の組織と比較して、５．５倍以上に集積させる（本発明において｛１００｝＜０１１＞方位強度が５．５以上ともいう）、集合組織とすることが肝要である。すなわち、板厚１／２部において、｛１００｝＜０１１＞方位粒を発達させると、亀裂進展する向きに対してへき開面が効果的に斜めに揃うため、亀裂進展の抵抗となる。
【００６１】
すなわち、本発明では、板厚１／２部における｛１００｝＜０１１＞方位強度が５．５以上の集合組織とする。かかる条件を満たすように集合組織を制御することにより、塑性変形を受けた後でもＫｃａ（−１０℃）≧６０００Ｎ／mm1.5という、優れた脆性亀裂伝播停止特性を得ることができる。ここで、Ｋｃａ（−１０℃）は、前述したように、鋼板の温度が−１０℃における脆性亀裂伝播停止靭性値を意味し、後述する実施例の温度勾配型標準ＥＳＳＯ試験によって測定することができる。なお、より優れた亀裂伝播停止性能が要求される場合には、板厚１／２部における｛１００｝＜０１１＞方位強度を６．３以上とするとすることが好ましい。というのは、｛１００｝＜０１１＞方位強度を６．３以上とすることで亀裂伝播がジグザグ状になりやすくなる。そのため、鋼板の応力拡大係数が小さくなって、鋼板に生じた亀裂が停止しやすくなるからである。一方、板厚１／２部における｛１００｝＜０１１＞方位強度の上限は特に限定されず、高ければ高いほどよい。
【００６２】
本発明において、｛１００｝＜０１１＞方位強度は、Ｘ線極点図法によってランダム強度比として求めることが可能であり、具体的には、以下に述べる実施例に記載した方法で測定することができる。なお、本発明における｛１００｝＜０１１＞方位強度の測定においては、板厚の１／２部から採取した試験片を用いて測定する。
【００６３】
[鋼板の組織]
本発明における鋼板の組織はフェライトおよびパーライトが主体の組織とする。フェライトおよびパーライトが主体とは、フェライト相およびパーライト相の合計が面積率で５０％以上望ましくは７０％以上を占め、残部の組織は、ベイナイト又は／及びマルテンサイトの相とするのが好ましい。フェライト相およびパーライト相が１００％であってもよいのは勿論である。なお、フェライト相およびパーライト相の比率は特に限定する必要はなく、圧延および冷却条件によって種々変化するが、両者の合計比率が７０％以上であればよい。このように組織を規定したのは、大型構造物に多用される４００ＭＰａ級から５１０ＭＰａ級の引張強度を確保するのに適した組織だからである。なお、かかるフェライト相およびパーライト相以外の組織の面積率は３０％未満程度とする。
【００６４】
本発明の鋼板では、上記のフェライト相およびパーライト相主体組織の、板厚１／２部において、フェライト相およびパーライト相の結晶粒（本発明において単に結晶粒といった場合はフェライト相またはパーライト相の結晶粒を意味する）のうち、アスペクト比が２以上かつ短軸径が５μｍ以下の結晶粒を面積率で１０％以上好ましくは２６％以上とすることにより、靭性の向上が効果的に図れる。
ここで、アスペクト比は結晶粒の長軸と短軸の比である。長軸とは結晶粒の最も長い径を言い、短軸とはその長軸に対して垂直の幅のうち最も大きな幅を言う。以上の規定を満足する結晶粒の存在比率は、以下に述べる実施例に記載した方法で求めることができる。
【００６５】
そして、フェライト粒およびパーライト粒のうち、アスペクト比が２以上かつ短軸径が５μｍ以下の結晶粒を面積率で１０％以上とすることは、短軸径が５μｍ以下の細かい組織を多くすることになり、アレスト性を向上させることができるため、当該結晶粒を面積率で１０％以上とした。従って、上限は特に限定する必要はなく、１００％であってもよい。また、圧延方向の最大長さを長軸としてアスペクト比を規定するのは、結晶粒の中でも、確実に加工（圧延）が施されて集合組織の形成に寄与している、結晶粒を確認するためである。
なお、上記アスペクト比、上記短軸径、および上記フェライト相の面積率は、後述する実施例に記載した方法でそれぞれ得ることができる。
【００６６】
［鋼板の靭性］
本発明は、上記のように成分組成と組織とを制御することにより、優れた靭性を有する高強度の鋼板を得ることができる。鋼板が優れた靭性を有することは、亀裂の進展を抑制する上で重要である。具体的には、一般的に鋼板中で最も低い靱性を示す板厚１／２部での、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー：ｖＥ（−４０℃）を２５０Ｊ以上とすることが好ましく、２８０Ｊ以上とすることがより好ましく、３００Ｊ以上とすることがさらに好ましい。一方、前記ｖＥ（−４０℃）の上限は特に限定されないが、吸収エネルギーの上部棚の観点から、４２０Ｊ以下であってよく、４００Ｊ以下であってもよい。
【００６７】
［脆性亀裂伝播停止特性］
上述したように、本発明の鋼板においては、組織の制御、すなわち結晶粒の微細化による靭性向上を図ることによって、塑性変形を受けた後にもＫｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上という、優れた脆性亀裂伝播停止特性を実現することができる。
【００６８】
［ボンド部のシャルピー靱性値］
本発明は、ボンド部のシャルピー靱性値がｖＴｒｓ≦−３０℃となることが重要である。というのは、ボンド部が最も脆化しやすいためである。
【００６９】
［引張強さ］
本発明の鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、４００ＭＰａ級から５１０ＭＰａ級とするのが望ましい。なぜなら、本発明の効果が最も得られる引張強さだからである。
【００７０】
［板厚］
本発明の鋼板の板厚は１０〜４５ｍｍの範囲とすることが望ましい。なぜなら、本発明の効果が最も得られる板厚だからである。
【００７１】
［製造方法］
次に、本発明における鋼板の製造方法の一実施形態を例示して説明する。
本発明の鋼板は、上述した成分組成を有する鋼素材を特定の条件で熱間圧延することによって製造することができる。具体的には、次の（ａ）から（ｃ）の工程を順に行うことが肝要である。
（ａ）鋼素材に、Ａｃ3点以上１０００℃以下に加熱を行う工程。
（ｂ）ついで、（Ａｒ3点−５℃）以下、（Ａｒ3点−１５０℃）以上の温度域にて、１パス当たりの圧下率の平均値が４％以上かつ累積圧下率５０％以上の熱間圧延を行う工程。
（ｃ）さらに、冷却速度５℃／ｓ以上で６００℃以下の温度域まで冷却する工程。
【００７２】
また、前記（ｃ）の工程の後に、次の（ｄ）の工程を任意に行うこともできる。
（ｄ）Ａｃ1点以下の温度域での焼戻しを行う。具体的には、Ａｃ1点以下の任意の焼戻し温度より100℃以上低い温度まで冷却した鋼板を、再び昇温しＡｃ1点以下の温度で焼戻す工程。なお、焼戻し温度の下限は特に限定する必要はないが、焼戻し処理の効果を得る          の観点から２００℃とすることが好ましい。
【００７３】
さらに、前記（ａ）の後工程であって前記（ｂ）の工程の前に、次の（ｅ）の工程を任意に行うこともできる。
（ｅ）オーステナイト域（具体的にはＡｒ3点−５℃超〜前記（ａ）工程における加熱温度以下）で累積圧下率３０％以上９８％以下の圧下を加える工程。
【００７４】
以下、上記各工程（ａ）から（ｅ）における条件の限定理由について説明する。なお、本発明では、上記各工程（ａ）から（ｅ）における条件以外の鋼板の製造条件は常法に依れば良い。
【００７５】
［前記（ａ）の加熱工程］
加熱温度：Ａｃ3点以上、１０００℃以下
熱間圧延に先立って、上記成分組成を有する鋼素材を加熱する。その際、加熱温度がＡｃ3点未満では、フェライト−オーステナイト２相組織になってしまい、板全体が不均一な組織となり、その後の圧延工程で所期する効果を十分に得ることができない。一方、加熱温度が１０００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、本発明で求めている結晶粒の形状を実現することができない。そのため、鋼素材の加熱温度はＡｃ3点以上、１０００℃以下とする。なお、鋼板の靭性向上の観点からは、前記加熱温度を（Ａｃ3点＋１０）℃以上、９８０℃以下とすることが好ましく、９５０℃以下とすることがさらに好ましい。
【００７６】
なお、前記加熱工程に供される鋼素材は、特に限定されることなく従来公知の任意の方法で製造することができる。例えば、上記成分組成を有する溶鋼を転炉等で溶製し、連続鋳造によって得た鋼片（スラブ）を上記鋼素材として用いることができる。
【００７７】
［前記（ｂ）の熱間圧延工程］
次いで、前記（ｂ）の熱間圧延工程を行う。この熱間圧延工程においては、（Ａｒ3点−５℃）以下から（Ａｒ3点−１５０℃）以上の温度域にて、１パス当たりの圧下率の平均値が４％以上累積圧下率５０％以上の圧延を行う。
【００７８】
上記温度域に限定する理由は、（Ａｒ3点−５℃）より高い場合は目標とする集合組織が得られない。一方で、（Ａｒ3点−１５０℃）より低い温度となると加工条件が厳しくなりすぎて鋼板の靭性低下の原因となってしまうからである。
また、累積圧下率を５０％以上とする理由は、５０％未満になると、板厚１／２部のＬ断面における結晶粒の１０％以上がアスペクト比：２以上でかつ短軸径：５μｍ以下である、との目標値のいずれかを達成することができないためである。また、板厚１／２部における｛１００｝＜０１１＞方位強度を５．５以上とするためにも、累積圧下率は５０％以上とする必要がある。なお、前記累積圧下率の上限は特に限定されないが、靭性の低下を避けるという観点からは、８０％以下とすることが好ましい。
【００７９】
さらに、１パスあたりの平均圧下率を規定する理由は、板厚方向でのせん断歪み分布を制御することにより、板厚１／２部における｛１００｝＜０１１＞方位強度をより精鋭化させるためである。すなわち、前記の累積圧下率：５０％以上に加えて、１パス当たりの平均圧下率を４％以上とすることにより、｛１００｝＜０１１＞方位強度：５．５以上を確保することが可能となる。
【００８０】
本発明においては、前記（ａ）の後工程であって前記（ｂ）の工程の前にオーステナイト域で累積圧下率３０％以上の圧下を加えることにより、更なる組織の微細化を図ることができる（前記（ｅ）の工程）。その結果、板厚１／２部の靭性値が３００Ｊ以上と高い値を得ることができる。
【００８１】
［前記（ｃ）の冷却工程］
冷却速度：５℃／ｓ以上
冷却停止温度：６００℃以下
熱間圧延が終了した鋼板は、熱間圧延時に得られた集合組織の保持という観点から、５℃／ｓ以上の冷却速度で、６００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。なお、上記冷却速度の上限は特に限定されないが、製造コスト等の観点から５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、上記冷却停止温度の下限は特に限定されないが、製造コスト等の観点から０℃以上とすることが好ましい。
【００８２】
［前記（ｄ）の焼戻し工程］
焼戻温度：Ａｃ1点以下
本発明では、前記冷却工程の後に、焼戻温度：Ａｃ1点以下での焼戻処理を行うことができる。その焼戻処理の際は、当該焼戻し温度より100℃以上低い温度まで冷却した鋼板を、再び昇温し、Ａｃ1点以下の温度で焼戻しを行うことが好ましい。焼戻温度がＡｃ1点より高いと、圧延時に発達させた集合組織が失われる場合があるためである。焼戻し温度の下限は特に限定されないが、かかる焼戻しの効果を得るために３５０℃以上とすることが好ましい。
【００８３】
以上、加熱温度、（Ａｒ3点−５℃）以下（Ａｒ3点−１５０℃）以上の温度域での累積圧下率および１パスあたりの平均圧下率、さらに圧延後の冷却速度を適正に制御することにより、必要とされる組織および集合組織を確保でき、安定的にＫｃａ（−１０℃）≧６０００Ｎ／ｍｍ3/2を達成することができる。
なお、以上の説明における鋼板の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度とする。
また、Ａｃ3点、Ａｒ3点およびＡｃ1点については、下記の経験的な簡易式（式１、式２および式３）により求めることができる。なお、式中[元素記号]は、当該元素記号の元素の鋼中の成分組成量（％）である。また、式２中のｔは鋼板の板厚（mm）とする。
【００８４】
【数１】
2020094281.tif 000002
【００８５】
【数２】
2020094281.tif 000003
【００８６】
【数３】
2020094281.tif 000004
【実施例】
【００８７】
本発明に基づいて製造した、塑性変形を受けた後においても良好な脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼板の実施例（発明範囲を外れる比較例含む）を次に示す。
表１に、供試鋼の化学成分を示す。これらの化学成分を有する鋼スラブから、板厚１０〜４５ｍｍの鋼板にする熱間圧延を行い、得られた鋼板の特性を評価した。供試鋼板の製造条件を表２に示す。本表には、計算より求めたＡｃ3点及びＡｒ3点温度も併せて示す。
【００８８】
【表１】
2020094281.tif 000005
【００８９】
【表２】
2020094281.tif 000006
【００９０】
得られた鋼板のそれぞれについて、以下の方法により、靭性、引張強さ、集合組織、アスペクト比が２以上でかつ短軸径が５μｍ以下の結晶粒の割合（面積比率）および脆性亀裂伝播停止特性を評価した。評価結果を表３に示す。
【００９１】
［靭性］
得られた鋼板の靭性を評価するために、シャルピー衝撃試験を行って、各鋼板の板厚１／２部の−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ（−４０℃）を測定した。前記シャルピー衝撃試験には、ＪＩＳ（日本工業規格）に規定された４号衝撃試験片（長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ１０ｍｍ）を用い、前記試験片は、該試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と平行となるように、また、該試験片の厚さの１／２位置が採取元の鋼板の厚さの１／２位置になるように採取した。なお、厚さが１０ｍｍの鋼板については、表面のスケール（黒皮）を除去してそのまま試験片とした。
【００９２】
［引張強さ］
得られた鋼板の任意の箇所から、試験片の長手方向が圧延方向と垂直に、また試験片の中央が鋼板の板厚１／２部になるように、ＪＩＳ  １４Ｂ号試験片を採取した。前記試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）を求めた。
【００９３】
［集合組織］
得られた鋼板の集合組織を評価するため、板厚１／２部における｛１００｝＜０１１＞方位強度を、以下の方法で測定した。まず、板厚１／２部を含む厚さ１ｍｍのサンプルを採取した。次いで、採取されたサンプルの板面に平行に機械研磨・電解研磨を施し、板厚１／２部を研磨面とし、Ｘ線回折用の試験片とした。
得られた試験片のそれぞれについて、Ｍｏ線源を用いたＸ線回折装置を使用してＸ線回折測定を実施し、（２００）、（１１０）、および（２１１）正極点図を求めた。得られた正極点図から３次元結晶方位密度関数を算出することによって、｛１００｝＜０１１＞方位強度のランダム強度に対する比を算出した。
【００９４】
［鋼板の組織］
板厚方向および圧延方向に平行な面で板厚１／２部を含む試料を採取した。ついで、前記試料の表面を鏡面研磨して板厚１／２部を研磨面とした後、エッチングによりかかる研磨面の金属組織を現出させた。ついで、該金属組織の光学顕微鏡写真を撮影し、求積法に準拠してフェライト相およびパーライト相の面積率を求めた。さらに、上記金属組織における結晶粒の個数および、該結晶粒のアスペクト比および短軸径を求めて、アスペクト比が２以上でかつ短軸径が５μｍ以下となる結晶粒の割合を算出した。なお、結晶粒のアスペクト比および短軸径の測定は、前記試料の光学顕微鏡写真における板厚１／２部を中心とする500×500μｍの領域において、画像解析により、該領域内の各結晶粒の短軸および長軸の長さを求めて、上記した範囲の結晶粒の存在比率を求めた。
【００９５】
［脆性亀裂伝播停止特性］
脆性亀裂伝播停止特性を評価するため、圧延ままの鋼材と１０％予歪を与えた鋼材について、温度勾配型標準ＥＳＳＯ試験を行い、前記鋼板の０℃および−１０℃におけるＫｃａ値を求めた。なお、前記温度勾配型ＥＳＳＯ試験には、全厚のまま供した。
【００９６】
［溶接継手靱性］
鋼板から採取した継手用試験板にＶ開先加工を施し、溶接入熱５０〜５００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接継手を作製した。得られた溶接継手から切欠位置をボンドとするＪＩＳ４号衝撃試験片を板厚１／２部より採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、延性-脆性破面遷移温度（ｖTrs）を求めた。なお、厚さが１０ｍｍの鋼板については、表面のスケール（黒皮）を除去して試験片とした。
【００９７】
【表３】
2020094281.tif 000007
【００９８】
表３に示したように、本発明に従うNo.１〜１５は、１０％の塑性変形を付与した後であってもＫｃａ（０℃）およびＫｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／mm1.5以上の優れた脆性亀裂伝播停止特性を示した。一方、本発明を外れる比較例のNo.１６〜３４は、塑性変形を受けた後の脆性亀裂伝播停止特性、特にＫｃａ（−１０℃）が不十分である。
【産業上の利用可能性】
【００９９】
なお、上記した実施例は、厚板圧延で製造した鋼板に対して本発明を適用した例示であるが、本発明は、他の鋼材製造プロセスにおいても適用できる。