(57)【要約】  板厚：70mm以上で、脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板を提供する。本発明の高強度厚鋼板は、高い脆性き裂伝播停止性能を有する内部領域（板厚中心部領域）と、その両外側に脆性き裂伝播停止性能の低い領域を有する、３層からなる。すなわち、板厚ｔ：70mm以上であって、板厚方向の1/6ｔ、1/3ｔ、1/2ｔの各位置での脆性き裂伝播停止性能指標Y（＝vTrs−12×I(100)−22×I(211)）が、Y1/3t≦0.9Y1/2tおよびY1/6t≧0.8Y1/2tを満足する。なお、vTrs：Ｖノッチシャルピー衝撃試験の破面遷移温度（℃）、I(100)：圧延面（板面）に平行な（100）面のＸ線回折強度比、I(211)：圧延面（板面）に平行な（211）面のＸ線回折強度比である。
2017047088.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
板厚ｔ：70mm以上であって、下記（ａ）式で定義される板厚1/2ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能指標Y1/2t（℃）と、下記（ｂ）式で定義される板厚1/3ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能指標Y1/3t（℃）と、下記（ｃ）式で定義される板厚1/6ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能指標Y1/6t（℃）とが、下記（１）式および（２）式を満足することを特徴とする構造用高強度厚鋼板。
記
Y1/3t≦0.9Y1/2t                 ・・・（１）
Y1/6t≧0.8Y1/2t                 ・・・（２）
Y1/2t＝（vTrs）1/2t−12×｛I(100)｝1/2t−22×｛I(211)｝1/2t ‥（ａ）
Y1/3t＝（vTrs）1/3t−12×｛I(100)｝1/3t−22×｛I(211)｝1/3t ‥（ｂ）
Y1/6t＝（vTrs）1/6t−12×｛I(100)｝1/6t−22×｛I(211)｝1/6t ‥（ｃ）
ここで、（vTrs）1/2t、（vTrs）1/3t、（vTrs）1/6t：板厚各位置におけるＶノッチシャルピー衝撃試験の破面遷移温度（℃）、
｛I(100)｝1/2t、｛I(100)｝1/3t、｛I(100)｝1/6t：板厚各位置における板面に平行な(100)面のＸ線回折強度比、
｛I(211)｝1/2t、｛I(211)｝1/3t、｛I(211)｝1/6t：板厚各位置における板面に平行な(211)面のＸ線回折強度比
【請求項２】
板厚：100mm以下である請求項１に記載の構造用高強度厚鋼板。
【請求項３】
前記脆性き裂伝播停止性能指標Y1/3t（℃）が、−150℃以下である請求項１または２に記載の構造用高強度厚鋼板。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005〜0.08％、Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.03％、Ｎ：0.0050％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
体積率で80％以上のベイナイト相を主体とし、第二相として合計で体積率20％以下（０％を含む）のフェライト相、パーライト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上からなる組織と、
を有する請求項１〜３のいずれか一項に記載の構造用高強度厚鋼板。
【請求項５】
前記組成がさらに、質量％で、Ni：0.05〜3％、Cu：0.05〜1.5％、Cr：0.02〜1.0％、Mo：0.005〜1.0％、Ｖ：0.002〜0.10％、Ｂ：0.0002〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項４に記載の構造用高強度厚鋼板。
【請求項６】
前記組成がさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.003％、REM：0.0005〜0.010％のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項４または５に記載の構造用高強度厚鋼板。
【請求項７】
鋼素材に加熱工程と熱間圧延工程とを施して、板厚ｔ：70mm以上の厚鋼板とする、構造用高強度厚鋼板の製造方法であって、
前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005〜0.08％、Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.03％、Ｎ：0.0050％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記加熱工程を、該鋼素材を加熱温度：900〜1200℃の温度に加熱する工程とし、
前記熱間圧延工程を、表面温度で1000〜850℃の温度域で累積圧下率：9％以下の一次圧延を施し、ついで、表面温度で900〜600℃の温度域で、1パス圧下率：7％以上、累積圧下率：55％以上で、圧延終了温度：表面温度で800〜550℃とする二次圧延を施し、ついで、表面温度で790〜540℃の温度域の平均で5℃/ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度：450〜400℃まで冷却する工程とし、
板厚方向各位置の脆性き裂伝播停止性能指標Yが下記（１）式および下記（２）式を満足する厚鋼板とする、ことを特徴とする構造用高強度厚鋼板の製造方法。
記
Y1/3t≦0.9Y1/2t                  ・・・（１）
Y1/6t≧0.8Y1/2t                  ・・・（２）
ここで、Y1/2t＝（vTrs）1/2t−12×｛I(100)｝1/2t−22×｛I(211)｝1/2t ‥（ａ）
Y1/3t＝（vTrs）1/3t−12×｛I(100)｝1/3t−22×｛I(211)｝1/3t ‥（ｂ）
Y1/6t＝（vTrs）1/6t−12×｛I(100)｝1/6t−22×｛I(211)｝1/6t ‥（ｃ）
なお、（vTrs）1/2t、（vTrs）1/3t、（vTrs）1/6t：板厚各位置におけるＶノッチシャルピー試験の破面遷移温度（℃）、
｛I(100)｝1/2t、｛I(100)｝1/3t、｛I(100)｝1/6t：板厚各位置における板面に平行な(100)面のＸ線回折強度比、
｛I(211)｝1/2t、｛I(211)｝1/3t、｛I(211)｝1/6t：板厚各位置における板面に平行な(211)面のＸ線回折強度比
【請求項８】
前記組成がさらに、質量％で、Ni：0.05〜3％、Cu：0.05〜1.5％、Cr：0.02〜1.0％、Mo：0.005〜1.0％、Ｖ：0.002〜0.10％、Ｂ：0.0002〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項７に記載の構造用高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記組成がさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.003％、REM：0.0005〜0.010％のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項７または８に記載の構造用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、低温貯蔵タンクおよび建築・土木構造物等の大型鋼構造物用として好適な構造用厚鋼板およびその製造方法に係り、とくに板厚：70mm以上の厚鋼板の脆性き裂伝播停止性能の向上に関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンクおよび建築・土木構造物等の大型鋼構造物においては、脆性破壊に伴う大規模な損傷や損壊等の事故が発生すると、経済や環境に大きな影響を及ぼす。そのため、とくに大型鋼構造物では、脆性破壊の防止という観点から、構造物の安全性向上が常に求められている。【０００３】
近年、例えばコンテナ船は大型化し、6000〜20,000TEUといった大型船が建造され、あるいは計画されている。このような船の大型化に伴い、船体外板として使用される鋼板は、厚肉化するとともに高強度化して、板厚：50〜100mmで、降伏強さ：390N/mm2級や、470N/mm2級の高強度厚鋼板が用いられるようになってきた。なお、TEU（Twenty feet Equivalent Unit）は、長さ20フィートのコンテナに換算した個数を表し、コンテナ船の積載能力の指数を示している。【０００４】
このような船舶等の大型鋼構造物に使用される厚鋼板等の鋼材には、構造物の安全性確保という観点から、使用温度において優れた低温靭性や優れた脆性き裂伝播停止靭性値を有することが要求されている。なかでも、万一、脆性き裂が発生した場合でも、脆性き裂の伝播を大規模破壊に至る前に停止させる必要があることから、使用される厚鋼板等の鋼材の脆性き裂伝播停止靭性値（以下、「アレスト性能」ともいう）が重要な特性となる。【０００５】
このような状況から、「アレスト性能」を向上させた鋼材あるいは大型溶接構造体が種々開発され、製造されている。【０００６】
例えば、特許文献１には、脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板が記載されている。特許文献１に記載された技術では、質量％で、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.0％、Al：0.005〜0.08％を含み、あるいはさらにTi：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％、Cu：0.01〜0.5％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜0.5％、Mo：0.01〜0.5％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ｂ：0.003％以下、Ca：0.005％以下、REM：0.01％以下のいずれか１種または２種以上を含む鋼素材を、900〜1200℃の温度に加熱し、板厚中央部の温度がAr3点以上の温度で累積圧下率：30％以上、板厚中央部の温度がAr3点以下Ar3点−60℃以上の温度域で累積圧下率：30％以上の圧延を行ったのち、2℃/ｓ以上の冷却速度で600℃以下まで冷却することにより、板厚中央部における圧延面で（100）面Ｘ線強度比が2.0以上でかつ板厚1/4部における圧延面での（110）面Ｘ線強度比が1.5以上の集合組織を有する厚鋼板とすることができるとしている。このような厚鋼板をＴ字継手のフランジ部に適用すれば、ウェブ部から進展してきた脆性亀裂をフランジ部で停止させることが可能になるとしている。特許文献１に記載された技術では、板厚の1/2部、板厚の1/4部の各位置において圧延面に平行な特定面のＸ線強度比が高くなるように特定の集合組織を発達させて、脆性き裂の伝播方向を変化させて、アレスト性を向上させている。【０００７】
また、特許文献２には、長大脆性き裂伝播停止特性に優れる板厚50mm以上の厚鋼板およびその製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術では、質量％で、Ｃ：0.15％以下、Si：0.60％以下、Mn：0.80〜1.80％、Ｓ：0.001〜0.05％を含み、Ti：0.005〜0.050％またはNb：0.001〜0.1％のうちから選ばれた少なくとも１種を含み、更に、Cu：2.0％以下、Ｖ：0.2％以下、Ni：2.0％以下、Cr：0.6％以下、Mo：0.6％以下、Ｗ：0.5％以下、Ｂ：0.0050％以下、Zr：0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含む鋼素材を、900〜1300℃の温度に加熱し、表面温度で1000〜850℃の温度域で累積圧下率で10％以上圧延したのち、表面温度が900〜600℃でかつ内部温度が表面温度より50〜150℃高温となる状態とし、その後、1パス圧下率7％以上、累積圧下率50％以上で圧延終了温度が表面温度で800〜500℃となる熱間圧延を施すとしている。なお、熱間圧延終了後、400℃まで5℃/s以上の冷却速度で冷却してもよいとしている。これにより、板厚中央部で板厚の少なくとも20％の領域における部位の圧延面での（211）面もしくは（100）面のＸ線強度比が1.5以上、板厚の1/4〜1/10となる領域または板厚の3/4〜9/10となる領域の圧延面での（211）面もしくは（100）面のＸ線強度比が1.3以上であり、長大ＥＳＳＯ試験を行った場合の破面の板厚方向断面における脆性き裂伝播停止部の先端形状が、板厚中央部の20％の幅の領域における停止き裂長さが、鋼板表面から板厚の1/4〜1/10または板厚の3/4〜9/10となる領域の最大き裂長さに対し、少なくとも板厚の長さだけ脆性き裂の進行方向に対し短く、凹んだ凹陥部を形成する、厚鋼板が得られ、厚鋼板において従来困難であった長大脆性き裂を応力反射のない条件においても伝播停止させることができるとしている。特許文献２に記載された技術では、板厚の1/2部で板厚の少なくとも20％の領域と、板厚の1/4〜1/10または板厚の3/4〜9/10の領域で、圧延面に平行な特定面のＸ線強度比が高くなるように調整して、長大脆性き裂伝播停止特性を向上させている。【０００８】
また、特許文献３には、板厚50mm以上の、脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術では、質量％で、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.2％、Al：0.005〜0.08％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0050％以下、Ti：0.005〜0.03％を含み、あるいはさらに、Nb：0.005〜0.05％、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％、Ｂ：0.0030％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種以上を含む鋼素材を、900〜1150℃の温度に加熱し、オーステナイト再結晶温度域とオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率の合計を65％以上、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある状態で、累積圧下率を20％以上、かつ1パスあたりの平均圧下率を5.0％以下とする圧延を実施し、ついで、板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域にある状態で、累積圧下率を40％以上、かつ1パスあたりの平均圧下率を7.0％以上とする圧延を行い、その後4.0℃/s以上の冷却速度で600℃以下まで加速冷却するとしている。これにより、組織がフェライト主体で、表層部におけるRD//(110)面の集積度が1.3以上、板厚中央部におけるRD//(110)面の集積度が1.8以上の集合組織を有し、表層部のシャルピー破面遷移温度が−60℃以下、板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度が−50℃以下である、脆性亀裂伝播停止特性に優れる構造物用高強度厚鋼板を得ることができるとしている。特許文献３に記載された技術では、表層部と板厚中央部で、特定の集合組織を発達させて、厚鋼板の脆性亀裂伝播停止特性を向上させている。特許文献３では、「RD//(110)面の集積度」は、圧延方向（RD）に対して（110）面が平行になる方位の3次元結晶方位密度関数の値を積算して積算値を求め、積算した方位の個数で割った値を称する。【０００９】
また、特許文献４には、板厚50mm以上の、脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板の製造方法が記載されている。特許文献４に記載された技術では、質量％で、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.5％、Al：0.005〜0.08％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.0050％以下、Ti：0.005〜0.03％を含み、あるいはさらに、Nb：0.005〜0.05％、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％、Ｂ：0.0030％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種以上を含む鋼素材を、1000〜1200℃の温度に加熱し、オーステナイト再結晶温度域およびオーステナイト未再結晶温度域における累積圧下率の合計を65％以上で、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある状態での累積圧下率を20％以上で、ついで、板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域にある状態での累積圧下率を40％以上とし、かつ板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域にある状態での圧延のうち最初のパスと最終のパスでの圧延温度の差が40℃以内とする圧延を実施し、その後、4℃/ｓ以上の冷却速度で450℃以下まで冷却する、としている。これにより、組織がベイナイト主体で、表層部におけるRD//(110)面の集積度が1.5以上の集合組織を有し、表層部および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度が−40℃以下である、脆性亀裂伝播停止特性に優れる構造物用高強度厚鋼板を得ることができるとしている。特許文献４に記載された技術では、表層部と板厚中央部で、特定の集合組織を発達させて、厚鋼板の脆性亀裂伝播停止特性を向上させているとしている。特許文献４では、「RD//(110)面の集積度」は、圧延方向（RD）に対して（110）面が平行になる方位の3次元結晶方位密度関数の値を積算して積算値を求め、積算した方位の個数で割った値を称する。【００１０】
また、特許文献５には、「アレスト性に優れた高強度厚鋼板」が記載されている。特許文献５に記載された厚鋼板は、質量％で、Ｃ：0.04〜0.16％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.75〜2.5％、Al：0.001〜0.1％、Nb：0.003〜0.05％、Ti：0.005〜0.05％、Ｎ：0.001〜0.008％を含み、Ｐ、Ｓ、Cu、Ni、Mo、Ｖ、Ｂ、Ca、Mg、REMを特定値以下に制限し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、炭素当量Ｃeqが0.30〜0.50％である組成を有し、面積率で70％以下のフェライトと、30％以上のベイナイトを含むミクロ組織を有し、板厚の1/4部では、結晶方位差が15°以上の結晶粒界の単位面積あたりの総長さである結晶粒界密度が400〜1000mm/mm2で、主圧延方向に対し垂直な面に対し15°以内の角度を有する（100）面の面積率が10〜40％であり、板厚の１/2部では、結晶粒界密度が300〜900mm/mm2で、主圧延方向に対し垂直な面に対し15°以内の角度を有する（110）面の面積率が40〜70％である高強度厚鋼板である。なお、特許文献５に記載された技術では、製造方法として、上記した組成の鋼片を、雰囲気温度：1000〜1250℃の加熱炉に装入したのち、板厚中心温度で850℃超え1150℃以下で、1パス圧下率が3〜30％を4〜15パス、3％未満を3パス以内、累積圧下率が15〜70％の粗圧延と、板厚中心温度で750〜850℃で4〜15パス、形状比の平均値が0.5〜1、累積圧下率が40〜80％の仕上圧延を施し、引き続いて、板厚中心温度が700℃以上から、2〜10℃/ｓの板厚中心冷却速度で550℃以下まで冷却することが好ましいとしている。特許文献５に記載された技術では、板厚の1/2部と板厚の1/4部とで、発達させる集合組織を変化させて、脆性き裂の伝播を抑制している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開2008−045174号公報
【特許文献２】特開2012−180590号公報
【特許文献３】特開2013−151731号公報
【特許文献４】特開2013−151732号公報
【特許文献５】特許第5445720号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
特許文献１〜５に記載された技術では、板厚方向の特定位置において集合組織を発達させて、脆性き裂の伝播を抑制して、厚鋼板における脆性き裂伝播停止特性を向上させるとしている。しかしながら、特許文献１〜５に記載された技術によってもまだ、板厚70mm以上の高強度厚鋼板においては、実構造における最も厳しい条件である、完全溶込み溶接部を介してき裂が突入してくる応力反射等のない条件においても長大脆性き裂を停止させることができるような、十分に優れた脆性き裂伝播停止特性を保持するまでに至っていないという問題があった。【００１３】
本発明は、かかる従来技術の問題に鑑み、板厚：70mm以上で、脆性き裂伝播停止性能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。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さ：400N/mm2以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「脆性き裂伝播停止性能に優れた」とは、船体設計温度：−10℃での脆性き裂伝播停止靭性値Kca-10℃が9500N/mm3/2以上である場合をいうものとする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、上記した目的を達成するため、厚鋼板における板厚方向各位置における脆性き裂伝播停止性能の違いに着目し、板厚方向の各位置における脆性き裂伝播停止性能の分布状態と厚鋼板全体の脆性き裂伝播停止性能との関係について鋭意検討した。その結果、板厚：70mm以上の厚鋼板において、厚鋼板全体の脆性き裂伝播停止性能を著しく向上させることができる、板厚方向の各位置における脆性き裂伝播停止性能の適正な分布状態が存在することを見出した。【００１５】
すなわち、厚鋼板全体の脆性き裂伝播停止性能を高めるためには、まず、高い脆性き裂伝播停止性能を有する内部領域（板厚中心部領域）と、その両外側に、それに比べて相対的に脆性き裂伝播停止性能の低い領域を有する、３層からなる厚鋼板とする必要があることを知見した。このような厚鋼板では、脆性き裂が進展（伝播）する場合には、板厚中心部とその両外側の部位との境界近傍で段差が生じ、き裂先端が３層に分岐した脆性き裂として進展するため、各層の厚さおよびその特性の組み合わせに応じて、厚鋼板全体の脆性き裂伝播停止性能が大きく変化することを知見した。【００１６】
そこで、本発明者らは、板厚方向各位置の脆性き裂伝播停止性能を、次式
Y＝vTrs−12×I(100)−22×I(211)     ・・・（Ａ）
ここで、vTrs：Ｖノッチシャルピー衝撃試験の破面遷移温度（℃）、
I(100)：圧延面（板面）に平行な（100）面のＸ線回折強度比、
I(211)：圧延面（板面）に平行な（211）面のＸ線回折強度比、
で定義される指標Y（℃）を利用して簡便に、評価できることに思い至った。この指標Yは、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度（vTrs）を基にし、脆性き裂伝播停止性能の向上に影響する集合組織の発達の程度を加味して、脆性き裂伝播停止靭性を向上させるために必要な破面遷移温度（vTrs）を定義するために、本発明者らの一部が導入したパラメータである。脆性き裂伝播停止性能の向上に有利な集合組織が発達し、I(100)、I(211)が大きくなれば、指標Yは低温となる。【００１７】
本発明者らは、この指標Yを、板厚方向各位置の脆性き裂伝播停止性能の指標として使用し、とくに板厚の1/6位置における脆性き裂伝播停止性能指標Y1/6t、板厚の1/3位置における脆性き裂伝播停止性能指標Y1/3t、および板厚の1/2位置における脆性き裂伝播停止性能指標Y1/2tが、次（１）式および（２）式
Y1/3t≦0.9Y1/2t                  ・・・（１）
Y1/6t≧0.8Y1/2t                  ・・・（２）
を満足するように調整することにより、全厚での脆性き裂伝播停止靭性値Kcaが顕著に向上した厚鋼板となることを新規に見出した。式（１）は、高い脆性き裂伝播停止性能を有する内部領域（板厚中心部領域）が、少なくとも２つの板厚1/3位置間の領域にわたって存在することを意味する。また、式（２）は、当該内部領域の両外側に、相対的に低い脆性き裂伝播停止性能を有する領域が存在することを意味する。ここで、Y1/2t、Y1/3tおよびY1/6tは、ゼロ未満である。【００１８】
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。【００１９】
板厚方向各位置の特性が変化するように、組成、製造条件等を種々変更して、板厚70mm以上の各種厚鋼板を作製した。得られた各厚鋼板から、全厚のＥＳＳＯ試験片（大きさ：ｔ×500×500mm）、および板厚方向各位置を中心として、板厚20mmの減厚ＥＳＳＯ試験片（大きさ：20×500×500mm）を採取した。【００２０】
そして、それら試験片を用いて、脆性亀裂アレスト設計指針（財団法人  日本海事協会、2009年9月）付属書Ａに準拠して、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を実施し、各厚鋼板の全厚および板厚方向各位置における、き裂停止温度と脆性き裂伝播停止靭性値Kcaとの関係を求めた。【００２１】
得られた結果のなかから、板厚85mmの厚鋼板の例を図１に示す。【００２２】
図１に脆性き裂伝播停止性能を示した厚鋼板は、板厚の1/2位置と板厚の1/3位置の板厚内部領域では、高い脆性き裂伝播停止靭性値Kcaを示し、その両外側の板厚の1/6位置では、それより低い脆性き裂伝播停止靭性値Kcaを示す、三層からなる、板厚方向各位置での脆性き裂伝播停止性能の分布を示す厚鋼板である。【００２３】
なお、板厚方向各位置での脆性き裂伝播停止靭性値Kcaは、板厚20mmの試験片を用いて得られた結果であり、板厚の影響を排除するため、日本溶接協会規格WES 3003に準拠して、次式
ｆ（ｔ）＝1−0.05（ｔ−30）；ｔ≦35mm
＝54/65−3ｔ/1300；35mm≦ｔ≦100mm
で定義される板厚効果係数ｆ（ｔ）を用いて、板厚20mmの試験片を用いて得られたKca（以下、Kcat=20mm）から、次式
Kcat=85mm＝Kcat=20mm×ｆ（85）/ｆ（20）
により、板厚85mmのKcat=85mmに換算して、図１に示した。【００２４】
図１から、このような板厚方向各位置での脆性き裂伝播停止性能の分布を示す厚鋼板では、全厚の脆性き裂伝播停止靭性値Kcaが、板厚方向各位置での脆性き裂伝播停止靭性値より格段に高い値を示している。【００２５】
なお、この厚鋼板について、板厚方向各位置（板厚の1/6位置、板厚の1/3位置、板厚の1/2位置）から、JIS Z 2242の規定に準拠して、試験片長手方向が圧延方向となるように、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、板厚方向各位置における破面遷移温度vTrsを求めた。また、この厚鋼板の板厚方向各位置（板厚の1/6位置、板厚の1/3位置、板厚の1/2位置）が測定面となるように試験片を採取し、Ｘ線回折法により、圧延面（板面）に平行な（100）面および（211）面のＸ線回折強度比を求めた。これらの値から、上記した（Ａ）式を用いて板厚方向各位置での指標Y（Y1/6t、Y1/3t、Y1/2t）を算出すると、Y1/6t＝−129℃、Y1/3t＝−168℃、Y1/2t＝−170℃であり、上記した（１）式、（２）式をともに満足する。【００２６】
すなわち、板厚70mm以上の厚鋼板では、上記した（１）式および（２）式を満足するように、板厚中央位置を中心として全板厚の1/3の厚さを有する高い脆性き裂伝播停止性能を有する内部領域と、その両外側に、内部領域に比べ相対的に低い脆性き裂伝播停止性能を有する全板厚の1/3の厚さを有する領域と、を配した、板厚方向に脆性き裂伝播停止性能が異なる３層となるように、板厚方向各位置における脆性き裂伝播停止性能の分布状態を調整することが、全厚の脆性き裂伝播停止靭性値Kcaが高い厚鋼板とするために重要であることを知見した。【００２７】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。【００２８】
［１］板厚ｔ：70mm以上であって、下記（ａ）式で定義される板厚1/2ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能指標Y1/2t（℃）と、下記（ｂ）式で定義される板厚1/3ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能指標Y1/3t（℃）と、下記（ｃ）式で定義される板厚1/6ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能指標Y1/6t（℃）とが、下記（１）式および（２）式を満足することを特徴とする構造用高強度厚鋼板。
記
Y1/3t≦0.9Y1/2t                 ・・・（１）
Y1/6t≧0.8Y1/2t                 ・・・（２）
Y1/2t＝（vTrs）1/2t−12×｛I(100)｝1/2t−22×｛I(211)｝1/2t ‥（ａ）
Y1/3t＝（vTrs）1/3t−12×｛I(100)｝1/3t−22×｛I(211)｝1/3t ‥（ｂ）
Y1/6t＝（vTrs）1/6t−12×｛I(100)｝1/6t−22×｛I(211)｝1/6t ‥（ｃ）
ここで、（vTrs）1/2t、（vTrs）1/3t、（vTrs）1/6t：板厚各位置におけるＶノッチシャルピー衝撃試験の破面遷移温度（℃）、
｛I(100)｝1/2t、｛I(100)｝1/3t、｛I(100)｝1/6t：板厚各位置における板面に平行な(100)面のＸ線回折強度比、
｛I(211)｝1/2t、｛I(211)｝1/3t、｛I(211)｝1/6t：板厚各位置における板面に平行な(211)面のＸ線回折強度比【００２９】
［２］板厚：100mm以下である上記［１］に記載の構造用高強度厚鋼板。【００３０】
［３］前記脆性き裂伝播停止性能指標Y1/3t（℃）が、−150℃以下である上記［１］または［２］に記載の構造用高強度厚鋼板。【００３１】
［４］質量％で、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005〜0.08％、Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.03％、Ｎ：0.0050％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
体積率で80％以上のベイナイト相を主体とし、第二相として合計で体積率20％以下（０％を含む）のフェライト相、パーライト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上からなる組織と、
を有する上記［１］〜［３］のいずれか一項に記載の構造用高強度厚鋼板。【００３２】
［５］前記組成がさらに、質量％で、Ni：0.05〜3％、Cu：0.05〜1.5％、Cr：0.02〜1.0％、Mo：0.005〜1.0％、Ｖ：0.002〜0.10％、Ｂ：0.0002〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する上記［４］に記載の構造用高強度厚鋼板。【００３３】
［６］前記組成がさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.003％、REM：0.0005〜0.010％のうちから選ばれた１種または２種を含有する上記［４］または［５］に記載の構造用高強度厚鋼板。【００３４】
［７］鋼素材に加熱工程と熱間圧延工程とを施して、板厚ｔ：70mm以上の厚鋼板とする、構造用高強度厚鋼板の製造方法であって、
前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005〜0.08％、Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.03％、Ｎ：0.0050％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記加熱工程を、該鋼素材を加熱温度：900〜1200℃の温度に加熱する工程とし、
前記熱間圧延工程を、表面温度で1000〜850℃の温度域で累積圧下率：9％以下の一次圧延を施し、ついで、表面温度で900〜600℃の温度域で、1パス圧下率：7％以上、累積圧下率：55％以上で、圧延終了温度：表面温度で800〜550℃とする二次圧延を施し、ついで、表面温度で790〜540℃の温度域の平均で5℃/ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度：450〜400℃まで冷却する工程とし、
板厚方向各位置の脆性き裂伝播停止性能指標Yが下記（１）式および下記（２）式を満足する厚鋼板とする、ことを特徴とする構造用高強度厚鋼板の製造方法。
記
Y1/3t≦0.9Y1/2t                  ・・・（１）
Y1/6t≧0.8Y1/2t                  ・・・（２）
ここで、Y1/2t＝（vTrs）1/2t−12×｛I(100)｝1/2t−22×｛I(211)｝1/2t ‥（ａ）
Y1/3t＝（vTrs）1/3t−12×｛I(100)｝1/3t−22×｛I(211)｝1/3t ‥（ｂ）
Y1/6t＝（vTrs）1/6t−12×｛I(100)｝1/6t−22×｛I(211)｝1/6t ‥（ｃ）
なお、（vTrs）1/2t、（vTrs）1/3t、（vTrs）1/6t：板厚各位置におけるＶノッチシャルピー試験の破面遷移温度（℃）、
｛I(100)｝1/2t、｛I(100)｝1/3t、｛I(100)｝1/6t：板厚各位置における板面に平行な(100)面のＸ線回折強度比、
｛I(211)｝1/2t、｛I(211)｝1/3t、｛I(211)｝1/6t：板厚各位置における板面に平行な(211)面のＸ線回折強度比【００３５】
［８］前記組成がさらに、質量％で、Ni：0.05〜3％、Cu：0.05〜1.5％、Cr：0.02〜1.0％、Mo：0.005〜1.0％、Ｖ：0.002〜0.10％、Ｂ：0.0002〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する上記［７］に記載の構造用高強度厚鋼板の製造方法。【００３６】
［９］前記組成がさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.003％、REM：0.0005〜0.010％のうちから選ばれた１種または２種を含有する上記［７］または［８］に記載の構造用高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３７】
本発明によれば、板厚：70mm以上、降伏強さ：400N/mm2以上で、かつ船体設計温度：−10℃での脆性き裂伝播停止靭性値Kca-10℃が9500N/mm3/2以上である脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板を、容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度厚鋼板を、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けるハッチサイドコーミングや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いう多大な効果もある。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】ＥＳＳＯ試験結果を、脆性き裂伝播停止靭性値Kcaと脆性き裂伝播停止温度Tkとの関係で示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００３９】
本発明の高強度厚鋼板は、板厚方向断面で、板厚中央位置を含み板厚の1/3厚さの板厚中央部領域では高い脆性き裂伝播停止性能を有し、その両外側の板厚の1/3厚さの各外側領域では相対的に低い脆性き裂伝播停止性能を有する、３層の板厚方向に脆性き裂伝播停止性能の分布を示す厚鋼板である。板厚中央部の両外側の領域に、板厚中央部の領域とは異なる脆性き裂の進展を示す領域を存在させることにより、脆性き裂の進展が各層で異なり、その結果として、例えば、全厚で板厚中央部と同じ脆性き裂伝播停止性能を有する均一な厚鋼板に比べて、厚鋼板全体の脆性き裂伝播停止靭性値が高くなる。
【００４０】
本発明の高強度厚鋼板では、上記したように、３層の板厚方向に脆性き裂伝播停止性能の分布を示すこと、すなわち各板厚方向各位置における脆性き裂伝播停止性能指標Yが、
次（１）式
Y1/3t≦0.9Y1/2t                  ・・・（１）
および、次（２）式
Y1/6t≧0.8Y1/2t                  ・・・（２）
を満足する。
【００４１】
ここで、Y1/2tは、板厚1/2ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能指標であり、次（ａ）式
Y1/2t＝（vTrs）1/2t−12×｛I(100)｝1/2t−22×｛I(211)｝1/2t  ‥（ａ）
（ここで、（vTrs）1/2t：板厚1/2ｔ位置におけるＶノッチシャルピー試験の破面遷移温度（℃）、｛I(100)｝1/2t：板厚1/2ｔ位置における板面に平行な(100)面のＸ線回折強度比、｛I(211)｝1/2t：板厚1/2ｔ位置における板面に平行な(211)面のＸ線回折強度比）で定義される。なお、本発明高強度厚鋼板では、全厚での高い脆性き裂伝播靭性値を確保するためには、Y1/2tは−150℃以下を満足することが好ましい。
【００４２】
また、Y1/3tは、板厚1/3ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能指標であり、次（ｂ）式
Y1/3t＝（vTrs）1/3t−12×｛I(100)｝1/3t−22×｛I(211)｝1/3t ‥（ｂ）
（ここで、（vTrs）1/3t：板厚1/3ｔ位置におけるＶノッチシャルピー試験の破面遷移温度（℃）、｛I(100)｝1/3t：板厚1/3t位置における板面に平行な(100)面のＸ線回折強度比、｛I(211)｝1/3t：板厚1/3t位置における板面に平行な(211)面のＸ線回折強度比)で定義される。
【００４３】
また、Y1/6tは、板厚1/6ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能指標であり、次（ｃ）式
Y1/6t＝（vTrs）1/6t−12×｛I(100)｝1/6t−22×｛I(211)｝1/6t ‥（ｃ）
（ここで、（vTrs）1/6t：板厚1/6t位置におけるＶノッチシャルピー試験の破面遷移温度（℃）、｛I(100)｝1/6t：板厚1/6t位置における板面に平行な(100)面のＸ線回折強度比、｛I(211)｝1/6t：板厚1/6t位置における板面に平行な(211)面のＸ線回折強度比)で定義される。
【００４４】
上記した（１）式が満足されない場合には、板厚1/3位置の脆性き裂伝播停止性能が低下し、高い脆性き裂伝播停止性能を有する板厚中央部領域の厚さが薄くなるため、所望の全厚の脆性き裂伝播停止靭性値Kcaを確保できなくなる。なお、板厚1/3ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能Y1/3tは、−150℃以下であることが好ましい。
【００４５】
一方、上記した（２）式が満足されない場合には、板厚1/6位置の脆性き裂伝播停止性能が高くなりすぎて、脆性き裂の進展が板厚中央部領域と同じようになり３層に分岐した脆性き裂破面を形成しなくなるため、所望の全厚の脆性き裂伝播停止靭性値Kcaを確保できなくなる。
【００４６】
このようなことから、本発明では、板厚1/3ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能Y1/3t、板厚1/2ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能Y1/2t、および板厚1/6ｔ位置における脆性き裂伝播停止性能Y1/6tが、上記した（１）式および（２）式を満足する厚鋼板に限定した。このような厚鋼板は、全厚で、所望の高い脆性き裂伝播停止靭性値Kcaを有する厚鋼板となる。さらに、安定してき裂先端が３層に分岐した脆性き裂破面を呈し、全厚での高い脆性き裂伝播靭性値を有する厚鋼板とするためには、さらにY1/6t≦0.7Y1/2tを満足することが望ましい。
【００４７】
なお、上記した条件を満足する厚鋼板であれば、とくに、その組成、組織は限定する必要はないが、質量％で、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005〜0.08％、Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.03％、Ｎ：0.0050％以下を含有し、あるいは任意にNi：0.05〜3％、Cu：0.05〜1.5％、Cr：0.02〜1.0％、Mo：0.005〜1.0％、Ｖ：0.002〜0.10％、Ｂ：0.0002〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0005〜0.003％、REM：0.0005〜0.010％のうちから選ばれた１種または２種、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で80％以上のベイナイト相を主相とし、第二相として体積率で合計で20％以下（０％を含む）のフェライト相、パーライト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上からなる組織と、を有する高強度厚鋼板とすることが好ましい。
【００４８】
以下、まず、好ましい組成の限定理由について説明する。以下、組成に関する質量％は、単に％で記す。
【００４９】
Ｃ：0.03〜0.20％
Ｃは、強度増加に寄与する元素であり、本発明の厚鋼板の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。一方、0.20％を超えて含有すると、溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Ｃ含有量は0.03〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは集合組織制御の観点から0.05〜0.09％である。さらに好ましくは0.05〜0.07％である。
【００５０】
Si：0.03〜0.5％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.03％以上の含有を必要とする。一方、0.5％を超える多量の含有は、溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Si含有量は、0.03〜0.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.14〜0.28％である。さらに好ましくは0.14〜0.17％である。
【００５１】
Mn：0.5〜2.5％
Mnは、固溶強化、焼入れ性の向上を介して強度増加に寄与するとともに、靭性の向上、さらには変態集合組織の発達にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、2.5％を超えて含有すると、母材靭性の低下が懸念される。このため、Mn含有量は0.5〜2.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.5〜2.4％である。さらに好ましくは1.8〜2.0％である。
【００５２】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在し、粒界等に偏析して母材靭性に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましい。しかし、0.03％までは許容できる。このため、Ｐ含有量は0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.006％以下である。一方、脱リンコストの観点から、工業的には0.0001％以上となる。
【００５３】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中では硫化物系介在物として存在し、熱間加工性、母材靭性、母材延性等を低下させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。しかし、0.01％までは許容できる。このため、Ｓ含有量は0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.003％以下である。一方、脱硫コストの観点から、工業的には0.0001％以上となる。
【００５４】
Al：0.005〜0.08％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、窒素と結合してAlNとして析出し、結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超えて多量に含有すると、酸化物系介在物量が増加し、鋼の清浄度が低下する。このため、Al含有量は0.005〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.04％である。
【００５５】
Nb：0.005〜0.05％
Nbは、析出強化を介して強度増加に寄与するとともに、オーステナイトの再結晶を抑制する作用を有し、オーステナイト未再結晶温度域での加工（圧延）を容易にし、結晶粒の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.05％を超える多量の含有は、析出物量が過剰となり靭性が低下する傾向となる。このため、Nb含有量は0.005〜0.05％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.04％である。
【００５６】
Ti：0.005〜0.03％
Tiは、窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材の結晶粒微細化に寄与し、母材靭性を向上させるとともに、溶接熱影響部の組織微細化にも寄与し、溶接熱影響部の靭性を向上させる。このような効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.03％を超えて含有すると、靭性の低下を招く。このため、Ti含有量は0.005〜0.03％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.008〜0.015％である。
【００５７】
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、Ti、Nb等と結合し、窒化物として結晶粒の微細化に寄与し、母材靭性、溶接熱影響部の靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.002％以上の含有を必要とするが、0.0050％を超えて含有すると、溶接部の靭性の低下を招く。このため、Ｎ含有量は0.0050％以下に限定した。
【００５８】
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ni：0.05〜3％、Cu：0.05〜1.5％、Cr：0.02〜1.0％、Mo：0.005〜1.0％、Ｖ：0.002〜0.10％、Ｂ：0.0002〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0005〜0.003％、REM：0.0005〜0.010％のうちから選ばれた１種または２種、を含有することができる。
【００５９】
Ni：0.05〜3％、Cu：0.05〜1.5％、Cr：0.02〜1.0％、Mo：0.005〜1.0％、Ｖ：0.002〜0.10％、Ｂ：0.0002〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ni、Cu、Cr、Mo、Ｖ、Ｂはいずれも、強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
【００６０】
Niは、固溶して強度の増加に加えて靭性の向上、さらにはCuが含有される場合には熱間割れを防止する作用も有する元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、3％を超える多量の含有は、材料コストの高騰を招く。このため、Niを含有する場合には、Ni含有量は0.05〜3％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.2〜1％である。
【００６１】
Cuは、固溶して強度の増加に寄与する元素であり、このような効果を得るためには0.05％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超えて含有すると、強度が増加しすぎて靭性が低下する。このため、Cuを含有する場合には、Cu含有量は0.05〜1.5％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.2〜0.5％である。
【００６２】
Crは、固溶して強度の増加に寄与する元素であり、このような効果を得るためには0.02％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超えて多量に含有すると、溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Crを含有する場合には、Cr含有量は0.02〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜0.6％である。
【００６３】
Moは、固溶してあるいはさらに炭化物を形成して、強度の低下を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには0.005％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える多量の含有は、溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Moを含有する場合には、Mo含有量は0.005〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005〜0.01％である。
【００６４】
Ｖは、固溶してあるいはさらに析出物（炭化物）を形成して、強度の増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.002％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、経済的に不利となる。このため、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は0.002〜0.10％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.002〜0.02％である。
【００６５】
Ｂは、結晶粒界に偏析し、微量の含有で焼入れ性を向上させ、強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0002％以上含有する必要がある。一方、0.003％を超えて多量に含有すると、逆に靭性が低下する。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は0.0002〜0.003％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0002〜0.001％である。
【００６６】
Ca：0.0005〜0.003％、REM：0.0005〜0.010％のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、硫化物系介在物の形態制御作用を介して、延性、靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ca：0.0005％以上、REM：0.0005％以上の含有を必要とする。一方、Ca：0.003％、REM：0.010％をそれぞれ超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないため、経済的に不利となる。このため、Ca、REMの一方または両方を含有する場合には、Ca：0.0005〜0.003％、REM：0.0005〜0.010％の範囲に限定することが好ましい。
【００６７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としてはAs：0.03％以下、Sb：0.01％以下、Sn：0.02％以下、Pb：0.01％以下、Bi：0.01％以下が許容できる。
【００６８】
次に、本発明の高強度厚鋼板の組織限定の理由について説明する。
【００６９】
本発明の高強度厚鋼板は、上記した組成と、鋼板表層を除く、板厚方向全域で、体積率で80％以上のベイナイト相を主相とし、第二相として合計で体積率20％以下（０％を含む）のフェライト相、パーライト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上からなる組織と、を有する。
【００７０】
本発明の高強度厚鋼板は、板厚70mm以上で、降伏強さ：400N/mm2以上の高強度と高靭性とを保持するため、ベイナイト相を主相とする。主相が、ベイナイト相以外の相では、板厚70mm以上という厚鋼板において、上記した高強度と高靭性を兼備させることが難しくなる。なお、ここでいう「主相」とは体積率で80％以上を占める相をいう。
【００７１】
本発明の高強度厚鋼板では、主相以外の第二相は、合計で体積率20％以下（０％を含む）のフェライト相、パーライト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上とする。第二相が、体積率で20％を超えて多量になると、所望の高強度を確保できなくなる。このため、第二相は、合計で体積率20％以下（０％を含む）のフェライト相、パーライト、マルテンサイトのうちから選ばれた１種または２種以上に限定した。なお、第二相は、体積率で０％を含む。すなわちベイナイト相100％であってもよい。
【００７２】
つぎに、本発明の高強度厚鋼板の好ましい製造方法について説明する。
【００７３】
本発明では、上記した組成の鋼素材に、加熱工程と熱間圧延工程とを施して板厚70mm以上の厚鋼板とする。なお、鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はなく、上記した組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製炉で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で鋳片とし、鋼素材とする方法が生産性の観点から好ましい。なお、造塊−分塊圧延法により鋼片として、鋼素材としてもよいことはいうまでもない。
【００７４】
得られた鋼素材は、ついで熱間圧延のための加熱工程を施される。加熱工程では、鋼素材を加熱温度：900〜1200℃の温度に加熱する。
【００７５】
加熱温度：900〜1200℃
加熱温度が900℃未満では、熱間変形抵抗が高くなりすぎて、圧延機への負荷が増大し、所定形状の厚鋼板とすることが難しくなる。一方、加熱温度が、1200℃を超えて高温となると、酸化が著しくなり歩留が低下するとともに、結晶粒が粗大化し、所望の高靭性を確保できなくなる。このため、加熱温度は900〜1200℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは所望の集積度を有する変態集合組織の形成という観点から、1050〜1150℃である。また、鋼素材の温度が、熱間圧延を実施できる程度に高温を保持している場合には、当該鋼素材を別途加熱することなくそのまま、あるいは短時間の炉内装入を行ったのち、熱間圧延を施してもよい。
【００７６】
加熱された鋼素材は、熱間圧延工程を施される。熱間圧延工程は、一次圧延、二次圧延および圧延後の冷却からなる工程とする。
【００７７】
一次圧延は、表面温度で1000〜850℃の温度域で累積圧下率：9％以下の圧延とする。
【００７８】
この温度域で、一次圧延を施すことにより、オーステナイト粒が粗大化することなく均一化するため変態集合組織のばらつきが低減される。圧延温度が、表面温度で1000℃を超える温度では、オーステナイト粒が粗大化しすぎて、その後の熱間圧延によっても所望の組織とすることができない。一方、圧延温度が、表面温度で850℃未満では、オーステナイト未再結晶温度域となり、結晶粒の均一化に悪影響を及ぼす。このため、一次圧延は、表面温度で1000〜850℃の温度域で行うことにした。
【００７９】
また、この温度域での累積圧下率が9％を超えて大きくなると、二次圧延での所望の圧下率を確保できなくなり、所望の板厚方向の脆性き裂伝播停止性能の分布を達成できなくなる。このようなことから、一次圧延は、表面温度で1000〜850℃の温度域で累積圧下率：9％以下の圧延に限定する。なお、一次圧延では、1パス当たりの圧下率はオーステナイト粒の整粒化という観点から3〜5％程度とすることが好ましい。
【００８０】
また、二次圧延は、表面温度で900〜600℃の温度域で、1パス圧下率：7％以上、累積圧下率：55％以上で、圧延終了温度：800〜550℃とする圧延とする。
【００８１】
この温度域で二次圧延を施すことにより、板厚内部領域に脆性き裂伝播停止性能を向上させる集合組織の発達を促すことができる。
【００８２】
表面温度で900〜600℃の温度域では、鋼板表面近傍は二相温度域となり、鋼板内部では、オーステナイト域であり、1パス圧下率：7％以上の圧延を施すと、鋼板内部に圧延歪が集中的に導入され、集合組織の発達が促進される。その結果、板厚中央部領域で、脆性き裂伝播停止性能の向上に有効な、板面（圧延面）に平行な（100）面、（211）面のＸ線回折強度比が高くなる。1パス圧下率が7％未満では、圧延歪の鋼板内部への導入が弱く、所望の集合組織を形成することができなくなる。なお、1パス圧下率は、所望の板厚中央部における集合組織発達領域の幅を確保するという観点から9％以上とすることが好ましい。
【００８３】
また、この温度域での圧下率が累積で55％未満では、板厚中央部領域で脆性き裂伝播停止性能の向上に有効な、変態後に板面（圧延面）に平行な（100）面、（211）面のＸ線回折強度比が所望の値に比べて低く、所望の脆性き裂伝播停止性能を確保することができにくくなる。このため、二次圧延は、表面温度で900〜600℃の温度域で、1パス圧下率：7％以上、累積圧下率：55％以上の圧延に限定した。なお、好ましくは1パス圧下率は9％以上、また、累積圧下率は60％以上である。一方で、圧延機への過大荷重負荷の観点から、1パス圧下率は15％以下、また、累積圧下率は75％以下とすることが好ましい。
【００８４】
なお、二次圧延の圧延終了温度は、800〜550℃の温度とする。圧延終了温度が800℃を超える高温では、集合組織の発達が不十分となる。一方、圧延終了温度が550℃未満では、粒内に蓄積される塑性歪が多くなりすぎ靭性が低下するため、所望の脆性き裂伝播停止性能を確保することができにくくなる。
【００８５】
熱間圧延後は、表面温度で790〜540℃の温度域の平均で5℃/ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度：450〜400℃まで冷却する。
【００８６】
熱間圧延後の冷却速度が、5℃/ｓ未満では、冷却が遅すぎて、本発明範囲内の組成においても板厚1/2ｔ位置までの組織をベイナイト相が主相である組織とすることができない。なお、冷却速度の上限は、とくに限定する必要はないが、マルテンサイト相の生成を抑制するという観点から30℃/ｓ以下とすることが好ましい。また、平均冷却速度は、好ましくは5〜15℃/ｓである。
【００８７】
また、冷却停止温度が450℃超えでは、ベイナイト相以外の第二相の量が体積率で20％を超え、所望の厚鋼板組織を確保できなくなる。一方、400℃未満では、マルテンサイト相が出現し、所望の厚鋼板組織を確保できなくなる。このようなことから、熱間圧延後の冷却は、表面温度で790〜540℃の温度域の平均で5℃/ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度：450〜400℃まで冷却することとした。
【実施例】
【００８８】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片（肉厚：300mm）とし、鋼素材とした。これら鋼素材に、表２に示す条件の加熱工程と、一次圧延、二次圧延および冷却からなる熱間圧延工程とを施し、表２に示す板厚の厚鋼板とした。【００８９】
【表１】
2017047088.tif 000003
【００９０】
【表２】
2017047088.tif 000004
【００９１】
得られた厚鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、集合組織測定試験を実施し、各厚鋼板の強度、脆性き裂伝播停止性能指標Yを評価した。なお、試験方法は次のとおりである。【００９２】
（１）組織観察
得られた厚鋼板の板厚方向各位置（板厚の1/6ｔ、1/3ｔ、1/2ｔ）から、組織観察用試験片を採取し、板厚方向断面で圧延方向に平行な断面が観察面となるように、研磨し、腐食（腐食液：ナイタール液）して、光学顕微鏡（倍率：500倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて、組織を観察し、撮像した。なお、組織の観察は各2視野以上とした。【００９３】
得られた組織写真を利用して、組織の同定と、画像解析により、各相の組織分率（体積％）を、各視野ごとに求め、各視野における組織分率を算術平均し、当該厚鋼板の当該位置の組織分率とした。【００９４】
（２）引張試験
得られた厚鋼板の板厚方向各位置（板厚の1/6ｔ、1/3ｔ、1/2ｔ）から、試験片長手方向が圧延方向となるように、JIS 4号試験片を採取し、JIS Z 2241 の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS）を求めた。【００９５】
（３）衝撃試験
得られた厚鋼板の板厚方向各位置（板厚の1/6ｔ、1/3ｔ、1/2ｔ）から、JIS Z 2242 の規定に準拠して、試験片長手方向が圧延方向と平行になるように、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242 の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrs（℃）を求めた。【００９６】
（４）集合組織測定試験
得られた厚鋼板の板厚方向各位置（板厚の1/6ｔ、1/3ｔ、1/2ｔ）から板面に平行に、Ｘ線回折用試験片（大きさ：1.5mm厚さ×24mm幅×25mm長さ）を採取し、測定面（24×25mm）が板厚方向各位置となるように、機械研磨および化学研磨を施して、加工層を除去したのち、Ｘ線回折法で（100）面、（211）面のＸ線回折強度を測定した。なお、ランダム試験片を用意し、同様に、Ｘ線回折強度を測定した。得られたＸ線回折強度とランダム試験片のＸ線回折強度との比をそれぞれ求め、板厚方向各位置における板面に平行な（100）面のＸ線回折強度比、（211）面のＸ線回折強度比とした。【００９７】
得られた結果について、板厚1/6ｔ位置の結果を表３に、板厚1/3ｔ位置の結果を表４に、板厚1/2ｔ位置の結果を表５に示す。【００９８】
つぎに、得られた結果から、次式
Y＝vTrs−12×I(100)−22×I(211)     ・・・（Ａ）
ここで、vTrs：シャルピー衝撃試験の破面遷移温度（℃）、
I(100)：圧延面（板面）に平行な（100）面のＸ線回折強度比、
I(211)：圧延面（板面）に平行な（211）面のＸ線回折強度比、
を用いて、各厚鋼板の板厚方向各位置（板厚の1/6ｔ、1/3ｔ、1/2ｔ各位置）の脆性き裂伝播停止性能指標Yを評価した。得られた板厚方向各位置における指標Yを表３〜５に併記した。つぎに、得られた板厚方向各位置における指標Yを用いて、次（１）式、（２）式
Y1/3t≦0.9Y1/2t                  ・・・（１）
Y1/6t≧0.8Y1/2t                  ・・・（２）
の適合の有無を、適合している場合は「○」、それ以外は「×」として評価した。得られた評価結果を表６に示す。【００９９】
また、各厚鋼板からＥＳＳＯ試験片（全厚）を採取し、脆性き裂アレスト設計指針（財団法人  日本海事協会（2009））の付属書Ａに準拠して、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を実施し、船体設計温度：−10℃における全厚での脆性き裂伝播停止靭性値Kca-10℃を求めた。得られたＥＳＳＯ試験の結果を、脆性き裂伝播停止性能指標Yの結果とともに表６に示す。【０１００】
【表３】
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【０１０１】
【表４】
2017047088.tif 000006
【０１０２】
【表５】
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【０１０３】
【表６】
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【０１０４】
板厚方向各位置（1/6t、1/3t、1/2t）の脆性き裂伝播停止性能指標Yが（１）式および（２）式の特定の関係を満足する本発明例はいずれも、降伏強さYS：400N/mm2以上でかつ温度：−10℃における全厚での脆性き裂伝播停止靭性値Kca-10℃が9500N/mm3/2以上と、高い脆性き裂伝播停止性能を有する高強度厚鋼板となっている。一方、板厚1/3ｔ部の脆性き裂伝播停止性能指標Yが高温となり、板厚方向各位置（1/6t、1/3t、1/2t）の脆性き裂伝播停止性能指標Yが（１）および（２）式の特定の関係を満足しない比較例は、Kca-10℃が9500N/mm3/2未満と、脆性き裂伝播停止性能が低下している。
【図１】
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【国際調査報告】
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