(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００３５〜０．００７５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓが、下記（１）式を満たし、かつ、下記（２）式で示される炭素等量（Ｃｅｑ）が０．３６％以上０．４５％未満であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域において、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有し、板厚の中央部におけるベイナイト分率が８０％以上であり、かつ板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であることを特徴とする大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板。
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１    （１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５    （２）
ただし、各元素記号は各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
【請求項２】
鋼の化学成分が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１記載の大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板。
【請求項３】
鋼の化学成分が、さらに、質量％で、Ｏ：０．００３０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板。
【請求項４】
請求項１から３のいずれか１項に記載の大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法であって、鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、熱間圧延における板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋４０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域で累積圧下率４０％以上、且つ、１パス当たりの圧下率の平均値が６．０％以上で、各パスの圧下率範囲が５．０〜２０．０％となる圧延を行った後、３．０℃／ｓ以上の冷却速度にて４００℃以下まで冷却することを特徴とする大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた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、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、板厚５０ｍｍを超える厚鋼板として使用して好適な、大入熱溶接部の靭性および脆性き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、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経済や環境に及ぼす影響が大きいため、使用される鋼材に対して、不慮の事故等で構造物にき裂が発生した場合においても破壊に至ることを防止する観点から、低温における脆性き裂伝播停止特性が要求されている。
【０００３】
例えば、コンテナ船やバルクキャリアーなどの船舶で、船体外板に使用される高強度の厚肉材には、船舶の安全性確保の観点から優れた脆性き裂伝播停止特性が要求されるが、これらの船舶の大型化に伴い、高強度化、厚肉化が一層進展し、その要求も一段と高度化している。
【０００４】
脆性き裂伝播停止特性を向上させるため、従来から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適用が難しい。
【０００５】
一方、ＬＮＧのような極低温まで至らない、船舶やラインパイプに使用される鋼板のように板厚が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て、優れた脆性き裂伝播停止特性を付与することができる。
【０００６】
また、近年、合金コストを上昇させることなく、鋼材の表層部の組織を超微細化する技術が、脆性き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。
【０００７】
例えば、特許文献１には、脆性き裂が伝播する際に、鋼材表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域）が脆性き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、伝播する脆性き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。
【０００８】
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、この間に鋼材に圧下を加えることにより、繰り返し変態させ又は加工再結晶させて、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ものである。
【０００９】
さらに、特許文献２では、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き裂伝播停止特性を向上させる場合、鋼材の表裏面の表面部を円相当粒径：５μｍ以下、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％以下として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。
【００１０】
しかし、特許文献１、２記載の製造方法は、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、脆性き裂伝播停止特性に効果のある組織を得るものであり、実生産規模では制御が容易ではないものと考えられるプロセスである。
【００１１】
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き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。
【００１２】
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、（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き裂伝播停止特性を向上させることが記載されている。
【００１３】
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、脆性き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、脆性き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。
【００１４】
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。
【００１５】
特許文献５には、継手部の脆性き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き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。更に、特許文献６〜９には制御圧延における平均圧下率を規定することで板厚方向の各部（板厚の１／４部、板厚中央部など）において集合組織を発達させる脆性亀裂伝播停止性能の優れた溶接構造用鋼の製造方法が記載されている。
【００１６】
上述したように、脆性き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。
【００１７】
ボンド部は、大入熱溶接時の融点直下の高温にさられて、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。
【００１８】
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１０、１１）。
【００１９】
また、Ｔｉ酸化物やＭｇ酸化物を利用したり（特許文献１２、１３）、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。
【００２０】
また、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１４）。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２１】
ところで、近年、建造される大型のコンテナ船や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では、開口部の周辺に板厚５０ｍｍを超える厚鋼板を用いる設計が採用されるようになっている。
【００２２】
最近、このような厚肉材の脆性き裂伝播停止性能に問題があることが指摘され、例えば、板厚６５ｍｍの鋼板の脆性き裂伝播停止性能を評価すると、母材の大型脆性き裂伝播停止試験で脆性き裂が停止しない結果が報告されている（特許文献１）。
【００２３】
このような試験結果により、５０ｍｍを超える板厚の鋼板を適用した船体構造の安全確保が大きな問題となり、（財）日本海事協会が中心となって「超大型コンテナ船の安全性評価に関する研究（脆性き裂アレスト設計関係）」（２００７〜２００８年度）が実施されている。
【００２４】
上述した特許文献１〜５には、板厚５０ｍｍを超える厚肉材に関する記載がなく、特許文献５記載の発明に係る鋼板は、最大板厚が５０ｍｍで、５０ｍｍを超える厚肉材への適用は生産性などの観点から困難が予想される。
【００２５】
また、特許文献６〜９においては、板厚中央部の集合組織を発達させるために、圧延時に１パスあたりの圧下率を高く設定する必要があるので、製造条件や鋼板サイズなどの面で各種の制約が生じ、その改善が求められていた。
【００２６】
また、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。
【００２７】
しかしながら、特許文献１０、１１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。
【００２８】
さらに、特許文献１０、１１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。
【００２９】
また、特許文献１４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靭性を確保しているが、脆性き裂伝播停止性能に関する検討はなされていない。
【００３０】
そこで、本発明では板厚５０ｍｍを超える厚鋼板においても、脆性き裂伝播停止特性に優れ、かつ、大入熱溶接熱影響部のボンド部において高靭性を有する鋼板及び工業的に極めて簡易なプロセスで安定して製造し得る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】
【００３１】
本発明者らは、上記課題の達成に向けて鋭意研究を重ね、厚肉鋼板でも優れたき裂伝播停止特性を有し、かつ大入熱溶接部の靭性に優れる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。
１．板厚５０ｍｍを超える厚鋼板において脆性き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、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有する領域が、板厚中心部を含め板厚の１／３以上の領域において存在することにより、優れた脆性き裂伝播停止特性が得られる。
２．さらに、上記集合組織は、特定の化学成分と板厚中央部を特定の温度域で累積圧下率を４０％以上とする熱間圧延条件の組み合わせにて得られる。
３．上記特定の化学成分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量を調節することが有効である。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。
【００３２】
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１    （１）
本発明は得られた知見に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．鋼の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００３５〜０．００７５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓが、下記（１）式を満たし、かつ、下記（２）式で示される炭素等量（Ｃｅｑ）が０．３６％以上０．４５％未満であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域において、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有し、板厚の中央部におけるベイナイト分率が８０％以上であり、かつ板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下であることを特徴とする大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板。
【００３３】
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１    （１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５    （２）
ただし、各元素記号は各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
２．鋼の化学成分が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板。
３．１または２のいずれかに記載の化学成分を有する鋼素材を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、熱間圧延における板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋４０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域で累積圧下率４０％以上、且つ、１パス当たりの圧下率の平均値が６．０％以上で、各パスの圧下率範囲が５．０〜２０．０％となる圧延を行った後、３．０℃／ｓ以上の冷却速度にて４００℃以下まで冷却することを特徴とする大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３４】
本発明により得られる厚鋼板は板厚５０ｍｍ超えであっても、板厚位置に応じて集合組織が適切に制御されるので、脆性き裂伝播停止特性に優れる。本発明を、板厚５０ｍｍ以上、好ましくは板厚５０ｍｍ超え、より好ましくは板厚５５ｍｍ以上、さらに好ましくは板厚６０ｍｍ以上の鋼板に適用することが、従来技術に係る鋼に対してより顕著な優位性を発揮するため、有効である。
また、大入熱溶接を施した場合、溶接熱影響部に、高温でも溶解しないフェライト変態生成核が微細分散して、微細溶接熱影響部組織が得られるので、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れ、産業上極めて有用である。なかでも船舶用の構造部材として、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本鋼板を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大である。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
本発明では、１．鋼の化学成分、２．鋼板内部の集合組織、３．板厚中心部のミクロ組織、４．母材靭性、を規定する。
１．化学成分
説明において％は質量％とする。
【００３６】
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は０．０３％以上の含有を必要とするが、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は、０．０３〜０．２０％の範囲に規定した。なお、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
【００３７】
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ため、１．０％以下とする。
【００３８】
Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは、強化元素として添加する。１．５％より少ないとその効果が十分でなく、２．５％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、１．５〜２．５％とする。
【００３９】
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
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、０．０６％を超えて含有すると、母材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は、０．００５〜０．０６％の範囲に規定した。なお、好ましくは、０．０２〜０．０４％である。
【００４０】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、０．０１５％を超えて添加すると、溶接部の靭性を劣化させる。
【００４１】
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、０．００５０％を超えて添加すると、母材および溶接部の靭性を劣化させる。
【００４２】
Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％
Ｎｂは再結晶温度域に影響を与える、制御圧延に不可欠な元素であり、鋼の強化に有効に作用する。この効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０２０％を超える含有は溶接部靭性を劣化させる。
【００４３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
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。０．００５％未満ではその効果が少なく、一方、０．０２％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、０．００５〜０．０２％とする。
【００４４】
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、０．００３５〜０．００７５％とする。
【００４５】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
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には少なくとも０．０００５％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、０．０００５％〜０．００３０％とする。
【００４６】
Ｂ：０．０００５〜０．００２０％
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０．０００５％以上の添加で発揮され、また、０．００２０％よりも多く添加してもその効果は飽和するため、０．０００５〜０．００２０％とする。
【００４７】
炭素当量（Ｃｅｑ）：０．３６％以上、０．４５％未満
但し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５で、各合金元素は含有量（質量％）とする。
炭素当量は組織の強度、変態挙動等を予測するための重要な指標となる。炭素当量が０．３６％未満では板厚中心部において、後述するベイナイト分率が得難く、また０．４５％以上では靭性が劣化してしまうため、０．３６％以上、０．４５未満とする。
【００４８】
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１      但し、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）
本パラメータ式は複合硫化物をＣａＳ上にＭｎＳが析出した形態とするため、鋼中のＣａ、Ｓ、Ｏの含有量（質量％）を規定するものである。
【００４９】
（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値（パラメータの値と言う場合がある）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。
【００５０】
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。
【００５１】
パラメータの値が、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。
【００５２】
一方、パラメータの値が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。
【００５３】
なお、Ｏは不可避的不純物として鋼中に含有され、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、好ましくは０．００３０％以下とする。
【００５４】
また、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。
【００５５】
以上が本発明の基本成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物とする）であるが、更に特性を向上させるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの一種または二種以上を含有することが可能である。
【００５６】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素で、圧延後の強度向上に直接寄与するとともに、所望する、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために一種または二種以上を添加することができる。これらの効果は、それぞれ、０．０１％以上を含有することにより発揮される。
【００５７】
Ｃｕは０．５％を超えて添加すると、靭性や溶接性が劣化するようになるので、Ｃｕを添加する場合には、上限を０．５％とすることが好ましい。
【００５８】
Ｎｉは１．０％を超えて添加すると靭性や溶接性を劣化するようになるので、Ｎｉを添加する場合には、上限を１．０％とすることが好ましい。また、Ｃｒ、Ｍｏは０．５％を超えて添加すると、靭性や溶接性を劣化するようになるので、Ｃｒ、Ｍｏを添加する場合には、それぞれ上限を０．５％とすることが好ましい。
【００５９】
Ｖは、Ｖ（ＣＮ）として析出強化することによって、鋼の強度を向上する元素であり、その効果は０．００１％以上含有することによって発揮される。一方、０．１０％を超えて含有すると、靭性を低下させる。このため、Ｖを添加する場合は、０．００１〜０．１０％の範囲で添加することが好ましい。
【００６０】
２．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水平方向に進展するき裂に対してき裂伝播停止特性を向上させるため、圧延面すなわち鋼板表面に平行に（２１１）面を発達させ、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有する領域が、板厚中心部を含め板厚の１／３以上の領域において存在することを規定する。
【００６１】
板厚中央部で圧延面に平行に（２１１）面を発達させると、き裂進展に先立ち微視的なクラックが発生し、き裂進展の抵抗となる。き裂進展に先立つ微視的なクラックを発生させるため、板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域において、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有するものとする。上述の、亀裂進展に先立ち微視的クラックが発生して亀裂進展の抵抗となる、という作用効果は当該集合組織を有する領域が板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域であれば得られるので、上限は特に規定しない。当該集合組織を有する領域が多くなれば、上記作用効果は更に発揮されるものであるが、その領域を板厚全厚の３／４を超えて多くしても、上記作用効果の増加は飽和してくるため、当該集合組織を有する領域を板厚全厚の３／４を超えて多くする必要はない。ただし、板厚全厚が当該集合組織であっても上記作用効果は発揮されることは言うまでもない。
【００６２】
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））の比（Ｉ（２１１）／Ｉ０（２１１））を指す。
【００６３】
３．板厚中心部の組織
圧延面すなわち鋼板表面に平行な面における（２１１）面は、圧延時に加工されたオーステナイト組織がフェライトやベイナイト組織に変態することにより発達する。しかしながら、フェライト−セメンタイトの組織の場合は、回復などの影響により、板厚の広い範囲においてこの集合組織が（２１１）面が発達しない。変態後の組織をベイナイト組織とすることにより広範囲において最も高い（２１１）面Ｘ線強度比を保つことが可能となる。そこで鋼板の集合組織を発達させるため、板厚中心部のベイナイト分率を８０％以上と規定とする。本発明において板厚中央部のミクロ組織とは、板厚中心部を含む少なくとも板厚の１／３部分の領域のミクロ組織を意味する。本発明では板厚方向の全断面が当該ミクロ組織となることを妨げない。
【００６４】
４．母材靭性
母材靭性が、良好な特性を有することが脆性き裂の進展を抑制する前提となるので、本発明に係る鋼板では鋼板の材質を代表する位置として板厚の１／４位置から採取したシャルピー試験片によるシャルピー衝撃試験におけるシャルピー破面遷移温度を規定する。
【００６５】
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℃）≧７０００Ｎ/ｍｍ３／２の脆性き裂伝播停止性能を得るため、板厚の１／４位置から採取した試験片によるシャルピー衝撃試験におけるシャルピー破面遷移温度を−４０℃以下と規定する。
以下、本発明における好ましい製造条件について説明する。
【００６６】
５．製造条件
製造条件はスラブ加熱条件、熱間圧延条件および熱間圧延後の冷却条件を規定する。
【００６７】
まず、上記化学成分の溶鋼を、転炉等で溶製後、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とし、
ついで、１０００〜１２００℃の温度に加熱して熱間圧延を行う。
【００６８】
スラブ加熱温度が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ず、また、加熱温度が１２００℃超え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り、歩留が低下するので、スラブ加熱温度は１０００〜１２００℃とする。
【００６９】
靭性の観点から好ましいスラブ加熱温度の範囲は１０５０〜１１５０℃であり、より好ましくは１０５０〜１１００℃である。
【００７０】
熱間圧延は、板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋４０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域において累積圧下率４０％以上、且つ、１パス当たりの圧下率の平均値が６．０％以上で、各パスの圧下率範囲が５．０〜２０．０％となる圧延を含めて所望の板厚が得られるように行う。後述の冷却条件との組み合わせにより、圧延面すなわち鋼板表面に平行に（２１１）面を発達させ、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を有する領域を、板厚中心部を含め板厚の１／３以上の領域において得ることができる。この温度域における累積圧下率が４０％未満では、鋼板の靭性が劣化する。また、（２１１）面Ｘ線強度比を１．０以上とするため、未再結晶オーステナイト域である（（Ａｒ３点＋４０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域において累積圧下率４０％以上とする。この温度域における累積圧下率は、５０％以上であることがさらに好ましい。１パスあたり圧下率の平均値が６.０％未満である場合、あるいは、各パス圧下率の最小値が５．０％未満である場合には、靭性が低下し、かつ（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる領域を板厚中心を含み板厚全厚の１／３以上の領域とすることができない。いっぽう、各パス圧下率の最大値が２０．０％を超えると、加工歪の影響で、かえって靭性が劣化する。この温度域における１パス当りの圧下率の平均値は６．５％以上であることがさらに好ましく、また、各パスの圧下率範囲は５．５〜１８．０％であることがさらに好ましい。
【００７１】
本発明ではＡｒ３点（℃）を下式で求める。
Ａｒ３点＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５７Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
式において各元素記号は鋼中含有量（質量％）で、含有しない場合は０とする。
【００７２】
なお、本発明は累積圧下率４０％以上の圧延を規定した温度域外での圧延を制限するものではなく、通常、スラブ加熱後の高温で実施する粗圧延を行うことが可能である。たとえば、上記、板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋４０）℃以下、Ａｒ３点以上の温度域における圧延の前に、オーステナイト再結晶温度域である板厚中央部が（Ａｒ３点＋１００）℃以上の温度域で累積圧下率が３０％以上、より好ましくは３５％以上の熱間圧延を実施すると、この温度域におけるオーステナイト組織が細粒化することにより最終のミクロ組織も細粒化し、母材靭性が向上するので好ましい。
【００７３】
圧延終了温度はＡｒ３点以上であることが好ましい。
【００７４】
圧延が終了した鋼板は３．０℃／ｓ以上の冷却速度にて４００℃以下まで冷却する。冷却速度が３．０℃／未満では、ベイナイトへの変態が十分に進行しないため、板厚中心部を含め板厚全厚の１／３以上の領域において、鋼板表面に平行な面における（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる集合組織を得ることができず、さらに所望のミクロ組織、すなわち、板厚の中央部におけるベイナイト分率が８０％以上の組織も得られない。また、冷却停止温度が４００℃超えでは、ベイナイトへの変態が十分に進行しないため、やはり、所望のミクロ組織が得られない。
【００７５】
上述の製造条件により製造された鋼板では、シャルピー試験における破面単位が微細化されるので、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度−４０℃以下が達成される。
【００７６】
以上の説明において、板厚中央部の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求める。圧延後の冷却条件における温度条件も板厚中央部温度とする。
【実施例】
【００７７】
種々の組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ：２８０ｍｍ厚）とした後、熱間圧延し、その後、冷却を行い、板厚５０〜７０ｍｍの厚鋼板を製造した。表１に供試鋼の化学成分を、表２に製造条件を示す。Ａｒ３点（℃）は、次式により計算した。
Ａｒ３点＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５７Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
ただし、各元素記号は鋼中含有量（質量％）で、含有しない場合は０とする。
【００７８】
【表１】
0005900312.tif 000002
【００７９】
【表２】
0005900312.tif 000003
【００８０】
得られた厚鋼板について、板厚１／４部よりΦ１４のＪＩＳ１４Ａ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。また、板厚１／４部よりＪＩＳ４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て、シャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下のものを本発明範囲内とした。
【００８１】
板厚の中央部におけるベイナイト分率は、板厚の中央部の圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、エッチングにより現出させた金属組織について光学顕微鏡写真（倍率４００倍）を複数枚撮影し、画像解析により測定を行って平均値を求めた。
【００８２】
また、鋼板の集合組織を評価するため、鋼板の表面から裏面にかけて、１ｍｍごとに圧延面での（２１１）面Ｘ線強度比を測定し、（２１１）面Ｘ線強度比が１．０以上となる領域を求めた。
【００８３】
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、Ｋｃａ（−１０℃）を求めた。
【００８４】
さらに、各鋼板から採取した継手用試験板に、Ｖ開先加工を施し、市販の低温用鋼用エレクトロガスアーク溶接用ワイヤを使用してエレクトロガスアーク溶接（溶接入熱３００〜５００ｋＪ／ｃｍ）により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１／４部より採取し、試験温度―４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（ｖＥ−４０）（３本平均値）を求めた。
【００８５】
表３に強度、母材靱性、Ｘ線強度比、Ｋｃａ（−１０℃）の結果と溶接継手部のシャルピー衝撃試験結果を併せて示す。
【００８６】
供試鋼板（Ｎｏ．１〜１５）は成分組成、製造条件が本発明範囲内でミクロ組織、集合組織および板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が本発明の規定を満足し、Ｋｃａ（−１０℃）が７０００Ｎ／ｍｍ３／２以上と優れた脆性き裂伝播停止性能と吸収エネルギー（ｖＥ−４０）（３本平均値）が９６Ｊ以上の優れた溶接部ボンド部靭性が得られた。
【００８７】
供試鋼板（Ｎｏ．１６〜１８）は成分組成、製造条件のうち、成分組成が本発明範囲外でミクロ組織、集合組織および板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が本発明の規定を満足し、Ｋｃａ（−１０℃）が７０００Ｎ／ｍｍ３／２以上と優れた脆性き裂伝播停止性能を示したが、溶接部ボンド部靭性が吸収エネルギー（ｖＥ−４０）（３本平均値）で１４Ｊと低い。
【００８８】
供試鋼板（Ｎｏ．１９〜２３）は成分組成、製造条件のうち、成分組成が本発明範囲外でミクロ組織、集合組織は本発明の規定を満足するが、板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が本発明の規定を満足しないため、Ｋｃａ（−１０℃）が７０００Ｎ／ｍｍ３／２未満、溶接部ボンド部靭性が吸収エネルギー（ｖＥ−４０）（３本平均値）で３８Ｊ以下と低い。
【００８９】
供試鋼板（Ｎｏ．２４〜３２）は化学成分範囲が本発明範囲内のため溶接ボンド部の靭性は良好であるが、製造条件が本発明範囲外のため、ミクロ組織、集合組織および板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度のいずれかまたは複数が本発明の規定を満足せず、Ｋｃａ（−１０℃）が７０００Ｎ／ｍｍ３／２未満と低く本発明例に及ばなかった。
【００９０】
【表３】
0005900312.tif 000004
【先行技術文献】
【特許文献】
【００９１】
【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２００８−２１４６５２号公報
【特許文献７】特開２０１０−０４７８０５号公報
【特許文献８】特開２００９−２２１５８５号公報
【特許文献９】特開２０１０−２０２９３１号公報
【特許文献１０】特公平０３−５３３６７号公報
【特許文献１１】特開昭６０−１８４６６３号公報
【特許文献１２】特開昭６０−２４５７６８号公報
【特許文献１３】特開２０００−２３４１３９号公報
【特許文献１４】特開２００３−１６６０１７号公報
【非特許文献】
【００９２】
【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。