(57)【要約】  大入熱溶接部の靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法を提供する。  所定の成分組成を有し、鋼板表面の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．２以上、板厚中央の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．５以上かつ（２２２）面Ｘ線強度比が２．５以下であり、３００ｋＪ／ｃｍ超の入熱量で溶接した溶接継手ボンド部の−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０）が８０Ｊ以上であり、ＥＳＳＯ試験による−１０℃におけるＫｃａ値（Ｋｃａ（−１０℃））が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上であり、引張り強さが５８０ＭＰａ以上であり、板厚が５０ｍｍ超である、高強度厚鋼板。所定の成分組成を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱したのち、板厚中央が、オーステナイト再結晶温度域、次いで、オーステナイト未再結晶温度域で熱間圧延を行い、前記熱間圧延の途中で、鋼板の表裏面から加熱を行い、少なくとも前記オーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延の一部を、鋼板表面の温度−板厚中央の温度≧−４０℃となる条件で行うように板厚方向の温度分布を制御し、熱間圧延終了時における鋼板表面と板厚中央の温度差を５℃以内とし、かつ、板厚中央の温度をＡｒ３℃〜（Ａｒ３+３０）℃とする、高強度厚鋼板の製造方法。【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、
Ｎ：０．００２５〜０．００７５％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｏ：０．００３０％以下を含有し、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓが下記（１）式を満足し、下記（２）式で定義されるＣｅｑが０．３６〜０．５０の範囲にあり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼板表面の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．２以上、板厚中央の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．５以上かつ（２２２）面Ｘ線強度比が２．５以下であり、
３００ｋＪ／ｃｍ超の入熱量で溶接した溶接継手ボンド部の−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０）が８０Ｊ以上であり、ＥＳＳＯ試験による−１０℃におけるＫｃａ値（Ｋｃａ（−１０℃））が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上であり、引張り強さが５８０ＭＰａ以上であり、板厚が５０ｍｍ超である、高強度厚鋼板。
０＜［（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５］／Ｓ＜１  ・・・（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５  ・・・（２）
ただし、上記（１）式および（２）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
【請求項２】
シャルピー衝撃試験による板厚中央の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−６０℃以下である、請求項１に記載の高強度厚鋼板。
【請求項３】
シャルピー衝撃試験による鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−６０℃以下である、請求項１または２に記載の高強度厚鋼板。
【請求項４】
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％のなかから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
【請求項５】
成分組成が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．００１〜０．１０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２００％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％のなかから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱したのち、板厚中央が、オーステナイト再結晶温度域、次いで、オーステナイト未再結晶温度域で熱間圧延を行い、前記熱間圧延の途中で、鋼板の表裏面から加熱を行い、少なくとも前記オーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延の一部を、鋼板表面の温度−板厚中央の温度≧−４０℃となる条件で行うように板厚方向の温度分布を制御し、
熱間圧延終了時における鋼板表面の温度と板厚中央の温度との温度差を５℃以内とし、かつ、板厚中央の温度をＡｒ３℃〜（Ａｒ３+３０）℃とする、高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度厚鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、特に、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物に使用する大入熱溶接部の靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶や、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物においては、脆性破壊に伴う事故が起きると、社会経済や環境などに及ぼす影響が大きいため、安全性の向上が常に求められ、使用される鋼材に対しては、使用温度における靭性や、脆性亀裂伝播停止特性が高いレベルで要求されている。【０００３】
たとえば、コンテナ船やバルクキャリアーなどの船舶は、その構造上、船体外板に高強度の厚肉材を使用するが、最近では、船体の大型化に伴って一層の高強度厚肉化が進んでいる。一般に、鋼板の脆性亀裂伝播停止特性は、高強度あるいは厚肉材になるほど劣化する傾向にあるため、脆性亀裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。【０００４】
ここで、鋼材の脆性亀裂伝播停止特性を向上させる手段として、従来からＮｉ含有量を増加させる方法が知られており、例えば、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。しかしながら、Ｎｉ添加量の増加は、製造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への適用は難しい。【０００５】
他方、ＬＮＧのような極低温にまで至らない、例えば、船舶やラインパイプに使用される、板厚が５０ｍｍ未満の比較的薄手の鋼材に対しては、ＴＭＣＰ法により細粒化を図り、低温靭性を向上させることで、優れた脆性亀裂伝播停止特性を実現することができる。【０００６】
また、近年、合金コストを上昇させることなく、鋼板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技術として提案されている。【０００７】
たとえば、特許文献１には、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ることで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。また、特許文献１には、鋼板の製造方法として、熱間圧延後の制御冷却によって表層部分を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、この間に鋼材に圧下を加えることにより、繰り返し変態を生じさせ又は加工再結晶させることで、表層部分に超微細なフェライト組織またはベイナイト組織を生成させる技術が開示されている。【０００８】
特許文献２には、フェライト−パーライトを主体のミクロ組織とする鋼材において脆性亀裂伝播停止特性を向上させるために、鋼材の表裏面の表面部を、円相当粒径：５μｍ以下、かつアスペクト比：２以上のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有する層で構成し、仕上げ圧延中の１パス当りの最大圧下率を１２％以下とすることで局所的な再結晶現象を抑制し、フェライト粒径のバラツキを抑えることが重要であることが開示されている。【０００９】
特許文献３には、フェライト結晶粒の微細化のみならずフェライト結晶粒内に形成されるサブグレインを利用して脆性亀裂伝播停止特性を向上させる、ＴＭＣＰ法を利用した技術が記載されている。具体的には、板厚３０〜４０ｍｍの鋼板を対象とし、鋼板表層の冷却および復熱などの複雑な温度制御を必要とせずに、（ａ）微細なフェライト結晶粒を確保する圧延条件、（ｂ）鋼材板厚の５％以上の部分に微細フェライト組織を生成する圧延条件、（ｃ）微細フェライトに集合組織を発達させるとともに加工（圧延）により導入した転位を熱的エネルギーにより再配置しサブグレインを形成させる圧延条件、および（ｄ）形成した微細なフェライト結晶粒と微細なサブグレイン粒の粗大化を抑制する冷却条件によって脆性亀裂伝播停止特性を向上させることが記載されている。【００１０】
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を向上させる方法も知られている。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ぜしめ、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ものである。【００１１】
例えば、特許文献４には、制御圧延により（１１０）面Ｘ線強度比を２以上とし、かつ円相当径２０μｍ以上の粗大粒の面積率を１０％以下とすることにより、耐脆性破壊特性を向上させた鋼板が記載されている。【００１２】
特許文献５には、継手部の脆性亀裂伝播停止性能の優れた溶接構造用鋼として、集合組織発達により応力負荷方向と亀裂伝播方向をずらすため、板厚内部の圧延面での（１００）面のＸ線面強度比を１．５以上とした鋼板が開示されている。【００１３】
特許文献６には、板厚の５０％以上の領域において板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比を１．５以上とすることにより、靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた薄肉厚鋼板が記載されている。【００１４】
特許文献７には、鋼板の表面及び裏面から板厚の２５％までの表裏層部とそれ以外の板厚中心部とについて、それぞれ、圧延面と平行な（１００）Ｘ線面強度比、及び、圧延面と平行な（１１１）又は／及び（２１１）Ｘ線面強度比を規定した集合組織を有する脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板が記載されている。【００１５】
特許文献８には、鋼板の板厚方向の中心を中央として板厚の１０％以上、５０％未満の中心部領域において圧延面と平行な（１１１）又は／及び（２１１）Ｘ線面強度比を規定し、さらに、前記中心部領域より表裏面側の表裏面領域において圧延面と平行な（１１１）又は／及び（２１１）Ｘ線面強度比を規定した集合組織を有する脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板が記載されている。【００１６】
特許文献９〜１２には、板厚中央部および板厚１／４部における各種Ｘ線面強度比を規定した集合組織を有する構造用高強度厚鋼板が記載されている。【００１７】
上述したように、脆性亀裂伝播停止性能に優れた鋼板やその製造方法に関して種々の提案がなされているが、大型構造物に使用される鋼材には安全性の観点から、優れた溶接熱影響部の靭性、特にボンド部の靭性に優れることも同時に要求される。【００１８】
ボンド部は、大入熱溶接時の融点直下の高温にさらされて、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、更に、ウィドマンステッテン組織や島状マルテンサイトが生成して靭性が低下する。【００１９】
ボンド部の靭性向上に関しては種々の研究がなされ、例えば、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のほか、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、溶接部の靭性向上を図る方法が提案されている（特許文献１３、１４）。【００２０】
また、Ｔｉ酸化物やＭｇ酸化物を利用したり（特許文献１５、１６）、ＢＮによりフェライト核を生成したり、ＣａやＲＥＭを添加することで硫化物の形態を制御して、靭性を向上させることが提案されている。その他Ｃａ、Ｏ、Ｓ量を制御し、ＣａおよびＭｎの複合硫化物をフェライト核とし微細に分散させることによって、靭性を向上させる方法が提案されている（特許文献１７）。【００２１】
また、特許文献１８には集合組織を制御することで脆性亀裂伝播停止特性を向上させた大入熱溶接用鋼およびその製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００２２】
【特許文献１】特公平７−１００８１４号公報
【特許文献２】特開２００２−２５６３７５号公報
【特許文献３】特許第３４６７７６７号公報
【特許文献４】特許第３５４８３４９号公報
【特許文献５】特許第２６５９６６１号公報
【特許文献６】特開２００８−１７４８０９号公報
【特許文献７】特開２００８−１６９４６７号公報
【特許文献８】特開２００８−１６９４６８号公報
【特許文献９】特開２００８−４５１７４号公報
【特許文献１０】特開２００８−６９３８０号公報
【特許文献１１】特開２００８−１１１１６５号公報
【特許文献１２】特開２００８−１１１１６６号公報
【特許文献１３】特公平０３−５３３６７号公報
【特許文献１４】特開昭６０−１８４６６３号公報
【特許文献１５】特開昭６０−２４５７６８号公報
【特許文献１６】特開２０００−２３４１３９号公報
【特許文献１７】特開２００３−１６６０１７号公報
【特許文献１８】特開２０１３−１５１７４３号公報
【非特許文献】
【００２３】
【非特許文献１】井上ら、厚手造船用鋼における長大脆性き裂伝播挙動、日本船舶海洋工学会講演論文集  第３号、２００６、ｐｐ３５９−３６２
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２４】
しかし、特許文献１、２に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材は、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、特定の組織を得るもので、実生産規模では制御が容易でなく、圧延、冷却設備への負荷が大きいプロセスである。【００２５】
また、非特許文献１では、板厚：６５ｍｍの鋼板の脆性亀裂伝播停止特性が評価され、母材の大型脆性亀裂伝播停止試験で脆性亀裂が停止しない結果が報告されている。さらに、非特許文献１では、供試材のＥＳＳＯ試験において使用温度−１０℃におけるＫｃａの値が３０００Ｎ／ｍｍ３／２に満たない結果を示し、５０ｍｍを超える板厚の鋼板を適用した船体構造の場合、安全性確保が課題となることが示唆されている。【００２６】
これに対して、上述した特許文献１〜６に記載された鋼板は、いずれも、製造条件や開示されている実験データから、板厚５０ｍｍ程度が主な対象であって、７０ｍｍもしくはそれ以上の厚肉材への適用については、所定の特性が得られるかが不明で、船体構造において必要な、板厚方向の亀裂伝播特性に対しては不明である。【００２７】
特許文献７および８には、温度勾配型の標準ＥＳＳＯ試験によりアレスト性が評価されているが、溶接部靭性の評価はなされておらず、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の適用可否についても不明である。【００２８】
特許文献９〜１２に開示された技術は、Ａｒ３点未満の温度域、すなわち、フェライト−オーステナイト二相域での圧延を必須としている。このため、高精度の圧延技術を必要とするだけでなく、通常よりも低温域での圧延であるため、生産能率が低下し、また、鋼板形状を平坦にするにも特段の配慮が必要とされる。このため、生産性を犠牲にしない製造条件にて、優れた脆性亀裂伝播停止特性を確保する技術が望まれる。【００２９】
一方、溶接施工において、板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板を溶接する場合、入熱３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の適用が検討され、さらなる大入熱化が予想される。【００３０】
しかしながら、特許文献１３、１４記載の、ＴｉＮを主体に利用する技術においてはＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接部でその作用が消失し、また固溶ＴｉおよびＮにより組織が脆化して著しく靭性が低下するので、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接部では十分な靭性が得られないことが予想される。【００３１】
さらに、特許文献１５、１６記載の技術のように、Ｔｉ酸化物やＭｇ酸化物を利用してＨＡＺ靭性を改善する場合、これらの酸化物を十分均質に微細分散することは容易でなく、またＣａやＲＥＭを添加する技術においても３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接では溶接熱影響部の高靭性を確保することは困難であった。【００３２】
また、特許文献１７においては、ＣａおよびＭｎの複合硫化物を利用することで４００ｋＪ／ｃｍを超える溶接熱影響部の靭性を確保しているが、脆性亀裂伝播停止性能に関する検討はなされていない。【００３３】
これに対し、特許文献１８においては、溶接熱影響部の靱性を確保するとともに脆性亀裂伝播停止性能に優れる鋼板が開示されている。しかし、本技術を用いたとしても７０ｍｍを超える板厚においては大入熱溶接部の靱性および脆性亀裂伝播特性十分でない場合があった。【００３４】
本発明は、大入熱溶接部の靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００３５】
本発明者らは、上記課題の達成のため鋭意研究を重ね、厚鋼板においても優れた脆性亀裂伝播停止特性を有し、かつ大入熱溶接部の靭性に優れた高強度厚鋼板および当該鋼板を安定して得る製造方法について以下の知見を得た。【００３６】
（Ｉ）．板厚５０ｍｍを超える厚鋼板において脆性亀裂伝播停止特性に及ぼす集合組織の影響を詳細に調べた結果、鋼板表面の板面（圧延面）に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．２以上、板厚中央（板厚１／２位置）の板面（圧延面）に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．５以上かつ（２２２）面Ｘ線強度比が２．５以下となるように制御することにより優れた脆性亀裂伝播停止特性が得られる。【００３７】
（ＩＩ）．上記の集合組織は、特定の化学成分組成の鋼をオーステナイト域で圧延を完了する場合において、特定の熱間圧延条件に従うことで得ることができる。上記オーステナイト域での圧延においては、圧延時の温度が低温であるほど高い靭性値と発達した（２１１）面集合組織が得られる。しかしながら、板厚が５０ｍｍを超えるような場合には、圧延時の板厚中央と鋼板表面での温度差が大きくなるため、温度を下げすぎると表層部にフェライト組織が生成してしまい靭性を劣化させる問題が発生する。一方で表層の靭性劣化を抑えるためには圧延温度を上げる必要があるが、その場合には板厚中央での靭性／およびまたは集合組織の発達が不十分となる場合があった。そこで、圧延途中で鋼素材の表裏面を加熱することで、板厚方向の温度分布を制御し、上記の問題を解決することで従来よりも優れた脆性亀裂伝播停止特性を得ることができる。【００３８】
（ＩＩＩ）．上記特定の化学成分組成の鋼板の溶接ボンド部の靭性は脆化組織に影響され、この脆化組織の靭性は溶接後の冷却時にフェライト変態を促進させる変態核の微細化を行う事で大きく向上する。変態核を微細に分散させるためには、添加量を下記の（１）式を満足するようにＣａ、Ｓ、Ｏ量を調節する。
０＜［（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５］／Ｓ＜１  ・・・（１）
すなわち、鋼を溶製する際の凝固段階でＣａＳを晶出させるにあたり、（１）式を満足するように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の晶出後の固溶Ｓ量を確保すれば、ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出する。ＭｎＳはフェライト核生成能を有し、その周囲にＭｎの希薄帯が形成されるとフェライト変態が促進され、溶接熱影響部の靭性を向上させる。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。【００３９】
以上、前述した化学成分および製造プロセスを用い、鋼板表面の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．２以上、板厚中央（板厚１／２位置）の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．５以上かつ（２２２）面Ｘ線強度比が２．５以下の集合組織を有する場合に、極めて優れた脆性亀裂伝播停止特性が得られ、かつ大入熱溶接におけるボンド部の靱性に優れることを知見した。【００４０】
本発明は、上記した知見に、さらに検討を加えて完成されたものであって、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｎ：０．００２５〜０．００７５％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓが下記（１）式を満たし、下記（２）式で定義されるＣｅｑが０．３６〜０．５０の範囲にあり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板表面の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．２以上、板厚中央の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．５以上かつ（２２２）面Ｘ線強度比が２．５以下であり、
３００ｋＪ／ｃｍ超の入熱量で溶接した溶接継手ボンド部の−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０）が８０Ｊ以上であり、ＥＳＳＯ試験による−１０℃におけるＫｃａ値（Ｋｃａ（−１０℃））が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上であり、引張り強さが５８０ＭＰａ以上であり、板厚が５０ｍｍ超である、高強度厚鋼板。
０＜［（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５］／Ｓ＜１  ・・・（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５  ・・・（２）
ただし、上記（１）式および（２）式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
［２］シャルピー衝撃試験による板厚中央部の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−６０℃以下である、［１］に記載の高強度厚鋼板。
［３］シャルピー衝撃試験による鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−６０℃以下である、［１］または［２］に記載の高強度厚鋼板。
［４］成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％のなかから選ばれる１種または２種以上を含有する、［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度厚鋼板。
［５］成分組成が、さらに、質量％で、Ｖ：０．００１〜０．１０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％のなかから選ばれる１種または２種以上を含有する、［１］〜［４］のいずれかに記載の高強度厚鋼板。
［６］前記［１］〜［５］のいずれかに記載の高強度厚鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱したのち、板厚中央が、オーステナイト再結晶温度域、次いで、オーステナイト未再結晶温度域で熱間圧延を行い、少なくとも前記オーステナイト未再結晶温度域での熱間圧延の一部を、鋼板表面の温度−板厚中央の温度≧−４０℃となる条件で行うように板厚方向の温度分布を制御し、熱間圧延終了時における鋼板表面の温度と板厚中央の温度との温度差を５℃以内とし、かつ、板厚中央の温度をＡｒ３℃〜（Ａｒ３+３０）℃とする、高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００４１】
本発明によれば、大入熱溶接部の靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法を提供することができる。【００４２】
本発明によれば、板厚が５０ｍｍを超える厚鋼板においても、圧延条件を最適化し、板厚方向での集合組織を制御することができる工業的に簡易なプロセスにより、安定して入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ超の大入熱溶接部の靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板を提供することができる。【００４３】
本発明によれば、板厚方向の各位置に応じて集合組織および靭性値が適切に制御されるので、脆性亀裂伝播停止特性に優れ、例えば、造船分野では、コンテナ船、バルクキャリアーの強力甲板部構造においてハッチサイドコーミングに接合される甲板部材へ適用することにより、船舶の安全性向上に寄与するところが大で産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００４４】
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明では、成分組成および鋼板内部の集合組織を規定する。
【００４５】
［成分組成］
以下の説明において、鋼板成分における％は、すべて質量％を意味する。
【００４６】
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、Ｃの含有量を０．０３％以上とする。一方、Ｃの含有量が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の含有量は、０．０３〜０．２０％の範囲に規定する。なお、Ｃの含有量は、好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｃの含有量は、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１２％以下である。
【００４７】
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
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、０．０１％未満の含有量ではその効果が十分に得られない。一方、０．３０％を超えると鋼板の表面性状を損なうばかりか、母材および大入熱溶接継手のボンド部の靭性が極端に劣化する。従って、その含有量を０．０１〜０．３０％の範囲とする。Ｓｉの含有量の上限値としては、０．２０％が好ましく、０．１０％がより好ましい。
【００４８】
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは、強化元素および焼入れ元素として含有する。Ｍｎの含有量が、１．５％より少ないとその効果が十分でない一方で、３．０％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇する。そのため、Ｍｎの含有量は、１．５〜３．０％とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．７％以上であり、より好ましくは１．９％以上である。また、Ｍｎの含有量は、好ましくは２．７％以下であり、より好ましくは２．５％以下である。
【００４９】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、含有量が多くなると靭性が劣化してしまう。板厚：５０ｍｍ超の鋼板に対して、良好な靭性を保つためには、Ｐの含有量を０．０２％以下に制御する。好ましくは、Ｐの含有量を０．０１％以下、さらに好ましくは０．００６％以下に制御する。
【００５０】
Ｓ：０．０００５〜０．０１％
Ｓは、含有量が多くなると靭性が劣化してしまう。そのため、Ｓは０．０１％以下に抑制する。一方、大入熱溶接継手のボンド部おいて優れた靱性を得るためには、Ｓを０．０００５％以上含有することが必要である。Ｓの含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｓの含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。
【００５１】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
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。また、Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靭性化に寄与する。Ｔｉの含有量が、０．００５％未満ではその効果が少なく、一方、０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によってその効果が得られなくなるため、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．０３０％とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．００８％以上である。また、Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０２０％以下である。
【００５２】
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、このためには０．００５％以上の含有を必要とするが、０．０８０％を超えて含有すると、靭性を低下させるとともに、溶接した場合に、溶接金属部の靭性を低下させる。このため、Ａｌの含有量は、０．００５〜０．０８０％の範囲に規定した。なお、Ａｌの含有量は、好ましくは０．０２％以上である。また、Ａｌの含有量は、好ましくは０．０６０％以下である。
【００５３】
Ｎ：０．００２５〜０．００７５％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するために必要な元素で、０．００２５％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、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量が増加して靭性を著しく低下させるため、０．００２５〜０．００７５％とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００３０％以上である。また、Ｎの含有量は、好ましくは０．００７０％以下である。
【００５４】
Ｃａ：０．０００３％〜０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるためには少なくとも０．０００３％は含有することが必要であるが、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．０００３〜０．００３０％とする。Ｃａの含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｃａの含有量は、好ましくは０．００２５％以下である。
【００５５】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、溶接熱影響部でＴｉＮの溶解によるＮをＢＮとして固定し、溶接部靭性の劣化を抑制する。また、焼入性を向上させ母材の強度確保に有効に寄与する。このような効果は０．０００３％以上の添加で発揮され、また、０．００３０％よりも多く添加してもその効果は飽和するため、Ｂの含有量は０．０００３〜０．００３０％とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．０００８％以上である。また、Ｂの含有量は、好ましくは０．００２５％以下である。
【００５６】
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、含有量が多くなると清浄度を低下させる。このため本発明ではできるだけ低減することが望ましい。特に、Ｏ含有量が０．００３０％を超えるとＣａＯ系介在物が粗大化して母材靭性を低下させてしまうため、０．００３０％以下とする。
【００５７】
０＜［（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５］／Ｓ＜１
但し、Ｃａ、Ｏ、Ｓは、各元素の含有量（質量％）を表す。
本パラメータ式はＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態とするため、鋼中のＣａ、Ｓ、Ｏの含有量を規定するものである。
本パラメータ式の値が、０超え、１未満の場合、鋼を溶製する際の凝固段階でＣａＳが晶出し、ＣａＳの晶出後に固溶Ｓ量が確保されて、ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出する。
ＭｎＳはフェライト核生成能を有し、その周囲にＭｎの希薄帯を形成してフェライト変態を促進し、溶接熱影響部の靭性を向上させる。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。
本パラメータ式の値が、０以下の場合には、ＣａＳが晶出せず、ＳはＭｎＳ単独の形態で析出し、溶接熱影響部において複合硫化物を微細分散させることができない。
一方、本パラメータ式の値が１以上の場合には、ＳがＣａによって完全に固定され、フェライト生成核として作用するＭｎＳが、ＣａＳ上に析出しないため、溶接熱影響部において複合硫化物を微細分散させることができない。
なお、本発明では、ＣａをＣａＳとして晶出させるために、Ｃａと結合力の強いＯ量をＣａ添加前に低減させておくことが必要であり、Ｃａ添加前の残存酸素量は、０．００３０％以下であることが好ましい。残存酸素量の低減方法としては、脱ガスを強化する、あるいは、脱酸剤を投入する、などの方法をとることができる。
【００５８】
０．３６≦Ｃｅｑ≦０．５０
板厚５０ｍｍを超える厚鋼板の強度および集合組織強度を保つためには、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５で定義されるＣｅｑを０．３６〜０．５０とする。ただし、前記式における各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。好ましくはＣｅｑが０．３８〜０．４８である。
【００５９】
以上が本発明の基本成分組成で残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。さらに、特性を向上させるため、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの一種または二種以上を含有することが可能である。
【００６０】
Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％
Ｎｂは、ＮｂＣとしてフェライト変態時あるいは再加熱時に析出し、高強度化に寄与する。また、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、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が、０．０４０％を超えて含有すると、粗大なＮｂＣが析出して逆に、靭性の低下を招くので、Ｎｂを含有する場合、その上限は０．０４０％とするのが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下である。
【００６１】
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％
ＣｕおよびＮｉは、鋼の焼入れ性を高める元素である。圧延後の強度向上に直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために含有させることができ、これらの効果は、いずれも、０．０１％以上の含有によって発揮されるものの、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させる。また、合金のコストも高くなってしまうため、Ｃｕ及び／又はＮｉを含有する場合には、それぞれの範囲を、Ｃｕは０．０１〜０．５％、Ｎｉは０．０１〜２．０％とする。
【００６２】
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％
ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。圧延後の強度向上に直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために含有させることができ、これらの効果は、いずれも、０．０１％以上の含有によって発揮されるものの、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させる。靭性や溶接性を劣化させない範囲としては、Ｃｒ及び／又はＭｏを含有する場合のそれぞれの範囲を、０．０１〜０．５％とすることが好ましい。
【００６３】
Ｖ：０．００１〜０．１０％
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り、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。しかし、Ｖを０．１０％を超えて含有すると、靭性を低下させる。このため、Ｖを含有させる場合には、Ｖの含有量を０．００１〜０．１０％の範囲とすることが好ましい。
【００６４】
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％
Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭ（希土類金属）はいずれも、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発現させるには、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭのうちの少なくとも１種を０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｇは０．００５０％超、ＺｒおよびＲＥＭは０．０２００％超を添加しても、その効果は飽和するだけである。よって、これらの元素を含有する場合は、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭをそれぞれ、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％の範囲とすることが好ましい。
【００６５】
上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下の範囲である。
【００６６】
［鋼板内部の集合組織］
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して亀裂伝播停止特性を向上させるために、板厚中央の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比および（２２２）面Ｘ線強度比、鋼板表面の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比を規定する。なお、本発明における鋼板表面の板面（圧延面）に平行な面とは、鋼板の単純な表面だけではなく、鋼板表面をＸ線強度比（結晶面の集積度）が測定可能な面に処理した後の面を含む。例えば、鋼板の最表面がスケールで覆われている時などは、それを取り除いた面を言う。また、鋼板の最表面が鏡面になっており、そのままＸ線強度比（結晶面の集積度）を測定できる場合などは、鋼板の表面（圧延面）そのものをいう。
【００６７】
板厚中央および鋼板表面において（２１１）面を発達させると同時に、板厚中央における（２２２）面の発達を抑制することで、脆性亀裂が直進的に進展することが阻害され、その結果、脆性亀裂伝播停止特性の向上が可能となる。
【００６８】
具体的に、最近のコンテナ船やバルクキャリアーなど船体外板に用いられるようになった板厚５０ｍｍ以上の厚肉材で、構造安全性を確保する上で目標とされるＫｃａ（−１０℃）≧６０００Ｎ／ｍｍ３／２の脆性亀裂伝播停止特性を得る場合には、鋼板の板厚中央（板厚１／２位置を意味する。なお、Ｘ線強度比（結晶面の集積度）の測定においては、板厚１／２の位置から上下方向に板厚の数％の位置誤差［板厚の０％超〜５％以下の位置誤差］は許容される。）の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比を１．５以上かつ（２２２）面Ｘ線強度比を２．５以下、および鋼板表面の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比を１．２以上とする必要がある。より優れた亀裂伝播停止性能が要求される場合は、板厚中央の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比を１．６以上、（２２２）面Ｘ線強度比を２．２以下、鋼板表面の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比を１．４以上とすることが好ましい。
【００６９】
なお、ここで、（２１１）面Ｘ線強度比とは、対象材の（２１１）結晶面の集積度を表す数値で、対象材の（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ（２１１））と、集合組織のないランダムな標準試料の（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ０（２１１））との比（Ｉ（２１１）／Ｉ０（２１１））を指す。（２２２）面Ｘ線強度比についても同様である。すなわち、対象材の（２２２）反射のＸ線回折強度（Ｉ（２２２））と、集合組織のないランダムな標準試料の（２２２）反射のＸ線回折強度（Ｉ０（２２２））との比（Ｉ（２２２）／Ｉ０（２２２））を指す。
【００７０】
以下、板厚５０ｍｍを超える厚肉材で、Ｋｃａ（−１０℃）≧６０００Ｎ／ｍｍ３／２の脆性亀裂伝播停止特性を得る場合に好ましい製造条件について説明する。
【００７１】
［製造条件］
上記成分組成になる溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とし、１０００〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行う。
【００７２】
加熱温度が１０００℃未満では、オーステナイト再結晶温度域における圧延を行う時間が十分に確保できない一方で、１２００℃超では、オーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くばかりか、酸化ロスが顕著となって、歩留が低下する。従って、鋼素材の加熱温度は、１０００〜１２００℃の範囲とする。鋼板の靭性向上の観点から好ましい加熱温度の範囲は１０００〜１１５０℃であり、さらに好ましくは１０３０〜１１３０℃である。
【００７３】
次いで、熱間圧延を施す。
熱間圧延はまず、板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域で圧延を行い、ついで板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域で圧延を行う。このとき、圧延途中で鋼板の表裏面から加熱を行い板厚方向の温度分布を制御することにより、鋼板内部と鋼板の表裏面の温度差を小さくする制御を行う。これにより目標とする板厚中央と鋼板表面における集合組織強度が得られる。この制御は、前記オーステナイト再結晶温度域での圧延終了後に行われるのが好ましい。より好ましくは、前記オーステナイト再結晶温度域での圧延終了後、オーステナイト未再結晶温度域での圧延開始前である。
【００７４】
また、その際、オーステナイト未再結晶温度域での圧延が、鋼板表面の温度−板厚中央の温度≧−４０℃となる条件で行われるように前記制御が行われることが好ましい。これにより、板厚中央をより低い温度で圧延しつつ、鋼板表面にフェライトが生成することを抑制することができる。より好ましくは鋼板表面の温度−板厚中央の温度≧−２０℃での圧延である。また、前記条件でのオーステナイト未再結晶温度域での圧延は、当該オーステナイト未再結晶温度域での圧延を開始してから終了するまでの間の少なくとも一部で行われることが好ましい。例えば、オーステナイト未再結晶温度域での圧延を開始してから終了するまでの間、前記条件を保持して圧延を行ってもよいし、オーステナイト未再結晶温度域での圧延の開始時、終了時、或いはこれらの間の圧延の一部（一時点）において前記条件による圧延を行なってもよい。好ましくは、オーステナイト未再結晶温度域での圧延終了時において前記条件が満たされているように圧延を行う。オーステナイト未再結晶温度域での圧延終了時に前記条件が満たされていることで鋼板の特性がより高められる。
また、好ましくは、上記制御をオーステナイト未再結晶温度域での圧延開始前に行い、オーステナイト未再結晶温度域での圧延開始時から、或いは、前記圧延開始時より一定時間経過後から、前記条件による圧延を行う。より好ましくは、上記制御をオーステナイト未再結晶温度域での圧延開始前に行い、オーステナイト未再結晶温度域での圧延開始時から、或いは、前記圧延開始時より一定時間経過後から、前記圧延終了時までの間、前記条件による圧延を行う。
なお、前記鋼板の表裏面から加熱を行うための手段としては、特に制限されないが、例えば、雰囲気炉による加熱や、高周波による加熱等が挙げられる。また、前記鋼板表面の温度−板厚中央の温度の上限は、特に制限されないが、母材靭性の確保および材質均一性の観点からは、８０℃以下が好ましく、６０℃以下がより好ましい。
【００７５】
なお、オーステナイト未再結晶温度域での圧延は、板厚中央の温度がＡｒ３〜Ａｒ３＋３０℃の範囲での累積圧下率が４０％以上とすることが好ましい。より好ましくはＡｒ３〜Ａｒ３＋２０℃の範囲での累積圧下率が４０％以上であり、さらに好ましくはＡｒ３〜Ａｒ３＋２０℃の範囲での累積圧下率が５０％以上である。オーステナイト未再結晶温度域での圧延を終了する前に鋼板の表裏面から加熱し未結晶温度域での鋼板の板厚方向の温度分布を制御することで板厚中央の温度がＡｒ３点直上で圧延しても表層フェライトの生成を抑制することができる。ここで、Ａｒ３点（Ａｒ３変態点）は下記式を用いて算出した値を用いるものとする。
Ａｒ３点（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏ
ただし、上記式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、前記各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
また、上記オーステナイト再結晶温度域での圧延は、特に制限されないが、累積圧下率が１０％以上であることが好ましい。より好ましくは、累積圧下率が１５％以上である。
【００７６】
さらに、熱間圧延終了時における鋼板表面の温度と板厚中央の温度との温度差が５℃以内であることが好ましい。また、熱間圧延終了時における板厚中央の温度がＡｒ３℃〜（Ａｒ３+３０）℃であることが好ましい。これにより鋼板の特性がより高められる。
【００７７】
圧延が終了した鋼板は、Ａｒ３点以上の温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却することが好ましい。冷却速度を２℃／ｓ以上とすることで、圧延時に発達させた集合組織強度を保つことができる。
【００７８】
圧延および冷却後に焼戻処理を行う場合は、Ａｃ１点以下で行うことが好ましい。焼戻処理がＡｃ１点以上の場合には、圧延時に発達させた集合組織を失うおそれがあるからである。
【００７９】
なお、以上の説明において、板厚中央の温度は、放射温度計で測定した鋼板の表面温度からの伝熱計算より求める。また、圧延後の冷却条件における温度条件は、板厚中央の温度とする。本発明における高強度厚鋼板とは、引張り強さが５８０ＭＰａ以上の厚鋼板をいう。本発明における高強度厚鋼板は６００ＭＰａ以上の引張り強さを有することが好ましい。本発明における高強度厚鋼板の板厚は、５０ｍｍ超が好ましく、５５ｍｍ以上がより好ましく、６０ｍｍ以上がさらに好ましい。
【００８０】
また、本発明における高強度厚鋼板は、シャルピー衝撃試験による板厚中央の破面遷移温度が−６０℃以下（ｖＴｒｓ≦−６０℃）であることが好ましい。さらに、本発明における高強度厚鋼板は、シャルピー衝撃試験による鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置の破面遷移温度が−６０℃以下（ｖＴｒｓ≦−６０℃）であることが好ましい。これにより、鋼板の特性がより高められる。なお、前記板厚中央の破面遷移温度および鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置の破面遷移温度の要件を満たす高強度厚鋼板を得るには、上述した板厚中央の温度がＡｒ３〜Ａｒ３＋３０℃の範囲での累積圧下率を４５％以上とするか、または、板厚中央の温度がＡｒ３〜Ａｒ３＋３０℃の範囲での累積圧下率が４５％未満の場合には、熱間圧延終了時における板厚中央の温度を７４０℃以下とすることが好ましい。
【実施例】
【００８１】
次に、本発明の実施例について説明する。
表１に示す各成分組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材とし、表２に示す加熱温度で加熱し、板厚５５〜１００ｍｍに熱間圧延後、冷却を行い厚鋼板を得た。表２に熱間圧延条件と冷却条件を示す。熱間圧延中に、鋼板の表裏面から加熱を行い板厚方向の温度分布制御を行ったものについては、表２の圧延中の加熱有無に○を示した。前記加熱は、オーステナイト再結晶温度域での圧延終了後、オーステナイト未再結晶温度域での圧延開始前に行い、前記加熱後、３０秒以内にオーステナイト未再結晶温度域での圧延を開始した。なお、前記加熱を行わなかったものについては、表２の圧延中の加熱有無に×を示した。熱間圧延後は直ちに板厚中央の冷却速度が２〜１０℃／ｓで３５０〜５００℃の範囲まで冷却し、その後、放冷した。なお、前記鋼板の表裏面からの加熱は、雰囲気炉加熱装置により行った。また、表１のＡｒ３は、前述したものと同様の計算式により求めた。【００８２】
【表１】
2018030171.tif 000002
【００８３】
【表２】
2018030171.tif 000003
【００８４】
得られた厚鋼板について、板厚１／４の位置より、Φ１４のＪＩＳ  １４Ａ号試験片を採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。【００８５】
また、板厚中央の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）については、板厚１／２位置より、ＪＩＳ  ４号衝撃試験片を試験片の長手軸の方向が圧延方向と平行となるように採取し、シャルピー衝撃試験を行って、−２０℃〜−１００℃におけるシャルピー吸収エネルギーおよびその脆性破面率を測定し、脆性−延性破面遷移温度(ｖＴｒｓ)（℃）を求めた。
鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置（表３中に「表層部」と記載）の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）については、鋼板の表面に形成されているスケール（黒皮）を除去した後、該鋼板の表面から、ＪＩＳ  ４号衝撃試験片を試験片の長手軸の方向が圧延方向と平行となるように採取した。すなわち、前記試験片の厚さは１０ｍｍであるから、前記試験片における測定位置は、該試験片の厚さ方向の中心位置、すなわち、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置となる。この試験片に対してシャルピー衝撃試験を行って、−２０℃〜−１００℃におけるシャルピー吸収エネルギーおよびその脆性破面率を測定し、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍの位置の脆性−延性破面遷移温度(ｖＴｒｓ)（℃）を求めた。【００８６】
また、厚鋼板の集合組織を評価するため、板厚中央の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比と（２２２）面Ｘ線強度比、および鋼板表面の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比を測定した。
測定方法はまず、板厚表層下０．５ｍｍあるいは板厚中央から板厚１ｍｍのサンプルを採取し、板面に平行な面を機械研磨・電解研磨することにより、Ｘ線回折用の試験片を用意する。なお、板厚表層部の場合には、最表面に近い方の面を研磨するものとする。この試験片を用いて、Ｍｏ線源を用いてＸ線回折装置を使用して、Ｘ線回折測定を実施し、（２１１）面Ｘ線強度比および（２２２）面Ｘ線強度比を求めた。【００８７】
次に、脆性亀裂伝播停止特性を評価するため、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行い、−１０℃におけるＫｃａ値（以下、Ｋｃａ（−１０℃）Ｎ／ｍｍ３／２とも記す）を求めた。Ｋｃａ（−１０℃）Ｎ／ｍｍ３／２が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上であれば脆性亀裂伝播停止特性に優れると評価できる。【００８８】
さらに、各厚鋼板から採取した継手用試験板に、Ｖ開先を施し、エレクトロガスアーク溶接により大入熱溶接継手を作製した。この際の入熱量（ｋＪ／ｃｍ）を表３に示す。また、得られた大入熱溶接継手から切欠位置をボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、試験温度−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、同一条件で実施した試験片３本の吸収エネルギーの平均値を吸収エネルギーｖＥ−４０（Ｊ）として求めた。この吸収エネルギーｖＥ−４０（Ｊ）が８０Ｊ以上であれば前記継手の靭性に優れると評価できる。【００８９】
表３にこれらの試験結果を示す。【００９０】
【表３】
2018030171.tif 000004
【００９１】
表３に示された結果から、本発明例では、板厚中央の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．５以上、鋼板表面の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．２以上であり、板厚中央の板面に平行な面における（２２２）面Ｘ線強度比が２．５以下であるとともに、Ｋｃａ（−１０℃）Ｎ／ｍｍ３／２が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上と優れた脆性亀裂伝播停止特性が得られ、さらに溶接継手ボンド部のシャルピー吸収エネルギーが８０Ｊ以上と優れた継手靱性を有することが分かる。【００９２】
一方、本発明を外れる厚鋼板Ｎｏ.３、５、６、２１〜３１の場合、成分組成、板厚中央の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比、（２２２）面Ｘ線強度比、鋼板表面の板面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比、引張り強さのいずれか１つ以上が本発明の規定を満たしておらず、Ｋｃａ（−１０℃）Ｎ／ｍｍ３／２、吸収エネルギーｖＥ−４０（Ｊ）のいずれか１つ以上で必要な特性が得られていない。具体的には、Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ３／２未満となるか、ｖＥ−４０（Ｊ）が８０Ｊ未満となり、必要な特性が得られていない。
【国際調査報告】
2018030171.tif 000005
2018030171.tif 000006
2018030171.tif 000007
2018030171.tif 000008