(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、次の（１）式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０％であり、板厚中心部のフェライト組織分率が８０％以上、板厚中心部の有効結晶粒の粒径が２５μｍ以下で、しかも、板厚１／４位置における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和と板厚中心部における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和との算術平均値が３．３以下であることを特徴とする圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
Ｃeq＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｕ／１５）＋（Ｎｉ／１５）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／５）＋（Ｖ／５）・・・（１）
但し、（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
また、有効結晶粒、有効結晶粒の粒径および板厚１／４位置、ならびに４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和の意味は、それぞれ次に示すとおりである。
有効結晶粒：ＥＢＳＰ法を用いて１５゜以上の方位差を有する境界を結晶粒界とみなした場合の結晶粒、
有効結晶粒の粒径：有効結晶粒の面積と等価な面積を有する円の直径、
板厚１／４位置：厚肉鋼板の板厚中心部から板厚方向への距離が板厚の１／４である位置、
４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和：板厚中心部から板厚方向への距離が同じ面を基準にした場合において圧延方向に対して４５゜の方向から採取した試料の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面におけるＸ線強度とランダムな結晶方位を持った無配向性試料のＸ線強度との比の合計。
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｎｉ：１％以下を含有したことを特徴とする、請求項１に記載の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｃｕ：２％以下およびＣｒ：１％以下の元素のうち１種または２種を含有したことを特徴とする、請求項１または２に記載の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項４】
質量％で、さらに、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下の元素のうち１種または２種以上を含有したことを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項５】
質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１％以下を含有したことを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項６】
質量％で、さらに、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下の元素のうち１種または２種以上を含有したことを特徴とする、請求項１から５までのいずれかに記載の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【請求項７】
請求項１から６までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜３によって、加熱し、圧延し、冷却することを特徴とする圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈ）が、
ｔ×exp（Ｔｒ3／２７０００００００）≦５８０・・・（２）
の式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
［工程２］圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終形状の厚肉鋼板の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、
Ａ−３．５Ｇ≦０・・・（３）
Ａ−１．５Ｇ≧０・・・（４）
Ｃ−６７０−Ｇ≦０・・・（５）
Ｂ−Ｃ−２０−（１４００／Ｇ）≦０・・・（６）
の式を全て満足するように圧延する工程。
［工程３］水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、
−１５０≦Ｅ−５００≦０・・・（７）
Ｆ−２≧０・・・（８）
の２つの式を満足するように水冷を行う工程。
【請求項８】
請求項１から７までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜４によって、加熱し、圧延し、冷却し、焼戻すことを特徴とする圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈ）が、
ｔ×exp（Ｔｒ3／２７０００００００）≦５８０・・・（２）
の式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
［工程２］圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終形状の厚肉鋼板の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、
Ａ−３．５Ｇ≦０・・・（３）
Ａ−１．５Ｇ≧０・・・（４）
Ｃ−６７０−Ｇ≦０・・・（５）
Ｂ−Ｃ−２０−（１４００／Ｇ）≦０・・・（６）
の式を全て満足するように圧延する工程。
［工程３］水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、
−１５０≦Ｅ−５００≦０・・・（７）
Ｆ−２≧０・・・（８）
の２つの式を満足するように水冷を行う工程。
［工程４］Ａｃ1点以下の温度で焼戻す工程。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、板厚中心部から板厚方向への距離が同じ面を基準にした場合において圧延方向に対して４５°の方向（以下、単に「圧延方向に対し４５゜方向」という。）のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法に関し、詳しくは、万が一、脆性き裂が発生した場合であっても、構造物全体の崩壊を阻止することができる圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
上記の高強度厚肉鋼板とは板厚５０ｍｍを超えるものが対象であり、そして、強度クラスとしては引張強さが４９０ＭＰａ以上のものが対象となる。
【０００３】
なお、「アレスト特性」とは、き裂の伝播を停止させることができる特性のことである。
【背景技術】
【０００４】
近年、各種の鋼構造物の規模が大型化するに伴い、その素材として使用される各種の鋼板に要求される板厚や強度はますます大きくなってきている。特に、近年では国際商取引が活発になっていることから、商業用船舶はより大型化してきており、そのため板厚５０ｍｍを超える船体構造用の高強度厚肉鋼板が求められるようになってきた。
【０００５】
上記のような高強度厚肉鋼板においては、使用時の力学的な拘束力も大きくなることから、板厚中心部の特性のさらなる向上が要求される傾向にある。しかしながら、板厚中心部の特性の向上は未だ不十分である。
【０００６】
あらゆる構造物において、脆性破壊による崩壊は瞬時に構造物全体が崩壊し甚大な被害が想定されることから、絶対に避けるべき破壊形態である。
【０００７】
したがって、建造物は脆性破壊の発生を避けるべく設計がなされるものの、設計を上回る外力の作用や施工に起因する欠陥など、設計者の想定外の異常事態に起因して脆性破壊が発生してしまう場合も考慮する必要がある。
【０００８】
脆性破壊が発生すると、極めて高速のき裂伝播により脆性破壊が構造物全体に広がり、このため、構造物全体が破壊してしまう。しかしながら、き裂伝播に対する抵抗性が著しく高い鋼材は、進展してきたき裂を停止させることができる特性（アレスト特性）を有する。
【０００９】
そして、このアレスト特性を有した部材を適所に配した構造物は、き裂の発生およびその伝播の各段階で二重の安全性（ダブルインテグリティ）を有することになり、構造物の設計思想として極めて重要なものである。
【００１０】
例えば造船分野では、このダブルインテグリティに基づいた設計思想の下に船舶が建造される方向にある。
【００１１】
しかしながら、上述したように、商業用船舶等の構造物の大型化に伴い使用鋼材の板厚はますます厚肉化している。このため、材料的特性および力学的特性の両面において、厚肉鋼板の特性向上に対する要求はより苛酷なものとなってきている。
【００１２】
鋼材にアレスト特性を付与する方法として最も単純なものは、靱性を著しく向上させる元素であるＮｉを含有させることである。
【００１３】
Ｎｉを含有させることによるアレスト特性の改善効果は大きく、例えば、−１６５℃という極低温環境でのダブルインテグリティを保証する鋼材としては、９％のＮｉを含有させたいわゆる「９％Ｎｉ鋼」が一般的であり、日本工業規格（ＪＩＳ）にも規定されている。
【００１４】
また、特許文献１には、特定の化学組成を有する鋼を低温加熱し、その加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防ぎ、次いでＡｒ3変態点以上のできるだけ低い温度で適量の圧延（いわゆる「低温圧延」）を行った後、Ａｒ3変態点とＡｒ1変態点の間の２相域で適度の圧延を行って、結晶粒の微細化および破面上でのセパレ−ション発生を促し、アレスト特性を向上させる「脆性破壊発生抵抗特性と脆性亀裂停止特性の優れた低温用鋼」が開示されている。
【００１５】
特許文献２には、特定の化学成分からなる鋳片をＡｃ3点以上の温度から冷却速度２℃／ｓ以上で水冷を開始し、該鋳片の表裏面から厚みの１／３迄の表層部をＡｒ3点以下に冷却して該水冷を中止し、該鋳片の復熱が終了する迄の間に仕上圧延を開始し、該仕上圧延終了後、該鋳片の表裏面から厚みの１／３迄をＡｃ3点未満に復熱すると共に該鋳片の表裏面から厚みの１／３以上をＡｃ3点以上に復熱するという、未再結晶域での昇温下圧延による再結晶と逆変態の組合せにより、特に鋼板の表層近傍において微細な組織を確保し、シアリップを効果的に作用させる「脆性亀裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造方法」が開示されている。
【００１６】
特許文献３には、特定の化学成分からなる鋼片をＡｃ3変態点以上、１１００℃以下の温度に加熱し、９５０℃以下での累積圧下率が１０〜５０％の圧延を行った後、その段階での板厚の２〜３３％に対応する上下各表層部の領域をＡｒ3変態点以上の温度から２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ3変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回以上経由させる経過で、最後の冷却後の復熱が終了するまでの間に仕上げ圧延を完了させ、該圧延完了後の鋼板の前記上下表層域をＡｃ3変態点未満に、またはＡｃ3変態点以上に、あるいはＡｃ3変態点とその上下温度域に復熱し、圧延終了後は必要に応じて、加速冷却あるいは加速冷却と焼戻しを施すことによって、表層部の組織を超細粒化して脆性き裂伝播時のシアリップ形成を促す「脆性亀裂伝播停止特性と低温靱性の優れた厚鋼板の製造方法」が開示されている。
【００１７】
【特許文献１】特開昭５５−１４８７４６号公報
【特許文献２】特開平３−２３２２号公報
【特許文献３】特開平７−１２６７９８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１８】
上述したとおり、Ｎｉによるアレスト特性の改善効果は大きく、アレスト特性を向上することができるが、Ｎｉは非常に高価な元素であり、Ｎｉを９％も含有させるとなると、鋼材コストの高騰を引き起こす。したがって、Ｎｉを含有させることによるアレスト特性の向上は、コスト面での問題が多い。
【００１９】
また、特許文献１で開示された、２相域での圧延により細粒化を行い、セパレ−ション発生を促す技術によれば、Ｎｉなどの高価な元素を含有させることなく、アレスト特性を向上させることが可能である。しかしながら、一般的に２相域圧下では、圧延方向に平行な方向を意味するいわゆる「Ｌ方向」および板厚中心部から板厚方向への距離が同じ面を基準にした場合において圧延方向に対して直角な方向を意味するいわゆる「Ｃ方向」のアレスト特性は向上させることができるものの、圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性は向上させることができない。しかも、構造物において、応力が負荷される方向は必ずしも一定とは限らないので、特許文献１で開示された技術でアレスト性を向上させても、その安全性は十分とはいえない。さらに、特許文献１は、厚肉材のアレスト特性向上を視野に入れたものではない。
【００２０】
なお、図１に、上述した各方向を「Ｌ方向」、「Ｃ方向」および「４５゜方向」として模式的に示した。
【００２１】
特許文献２で開示された、未再結晶域での昇温下圧延による再結晶と逆変態の組合せにより、特に鋼板の表層近傍において微細な組織を確保し、脆性き裂伝播時のシアリップ形成を促す技術によれば、Ｎｉなどの高価な元素を添加することなく、アレスト特性を向上させることが可能である。しかしながら、この技術は、鋳片の水冷中に該鋳片の表裏面から厚みの１／３迄の表層部をＡｒ3点以下に冷却して該水冷を中止し、該鋳片の復熱が終了する迄の間に仕上圧延を開始し、該仕上圧延終了後、該鋳片の表裏面から厚みの１／３迄をＡｃ3点未満に復熱すると共に該鋳片の表裏面から厚みの１／３以上をＡｃ3点以上に復熱するという、コストのかかる煩雑な工程を必要とするものである。
【００２２】
また、特許文献３で開示された、鋼板の表層組織を超細粒化することにより、脆性き裂伝播時のシアリップ形成を促す技術によっても、Ｎｉなどの高価な元素を添加することなく、アレスト特性を向上させることが可能である。しかしながら、この技術の場合も、圧延途中に冷却を行い復熱させることによって、鋼板の表層組織の超細粒化を達成するものであるため、コストのかかる煩雑な工程が必要となる。
【００２３】
しかも、厚肉材の場合には、復熱を伴う途中冷却を実現するためには補助加熱工程が必須の要件になってしまう。したがって、特許文献２および特許文献３で開示された技術は、特に厚肉材に適用する場合には、設備コストやエネルギーコストの上昇を避けられないということからも実現性に乏しいものである。
【００２４】
このように、従来は、アレスト特性、なかでも圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を低コストで提供することは困難であった。
【００２５】
本発明は、このような状況に鑑みて、圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板、特に、圧延方向において−１０℃のアレスト特性が６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上であり、かつ、引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上である、圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を低コストで提供することを目的とする。上記高強度厚肉鋼板の製造方法を提供することもまた、本発明の目的とするところである。
【課題を解決するための手段】
【００２６】
本発明者らは、上記の課題を解決するために、種々の検討と実験を行った。その結果、次の（ａ）〜（ｊ）に示す知見を得た。
【００２７】
（ａ）圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を低コストで提供するために、高価な合金成分を多量に含有させる方法は採用できない。
【００２８】
（ｂ）厚肉鋼板にアレスト特性を付与させることができるその他の方法としては、未再結晶域の圧下による細粒化効果を利用する熱加工制御法（ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｃｏｎｔｒｏｌ  Ｐｒｏｃｅｓｓ）法）を適用することが考えられる。しかしながら、通常のＴＭＣＰ法を適用した厚肉鋼板では、未再結晶域の圧下による細粒化効果が板厚中心部まで浸透しないため、板厚中心部の組織サイズは粗大化する傾向にあり、板厚中心部におけるシャルピー衝撃特性が、厚肉鋼板の板厚中心部から板厚方向への距離が板厚の１／４である位置（以下、「板厚１／４位置」という。）または表層部分におけるシャルピー衝撃特性よりも悪化する傾向が顕著となる。さらに、板厚中心部は加工の浸透度が低いこともあり、上部ベイナイト組織が主体となる。一般に、上部ベイナイト組織は「ＭＡ」と称されるラス間の硬質組織の影響によって、細粒フェライト組織に比べて靱性が低下する。このように、これまで汎用的に実施されているＴＭＣＰ法の範囲内では、ＴＭＣＰ条件を種々調整した場合であっても、板厚中心部組織の靱性不足により、−１０℃におけるアレスト特性は４０００Ｎ／ｍｍ1.5程度に留まってしまう。このため、目標とする６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上という値には到底及ぶものではない。したがって、汎用的なＴＭＣＰ条件に留まらず、より広範囲のＴＭＣＰ条件で実験を行う必要がある。
【００２９】
（ｃ）そこで、本発明者らは汎用的なＴＭＣＰ条件を逸脱して、より広範囲のＴＭＣＰ条件で種々の実験を行った結果、高強度厚肉鋼板の目標強度である４９０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を実現するためには、適切な焼入性を有した化学成分にコントロールすることが必要であること、そして、その焼入性の指標としては、
Ｃeq＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｕ／１５）＋（Ｎｉ／１５）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／５）＋（Ｖ／５）・・・（１）
の式で示される炭素当量Ｃeqを用いることができることを見出すとともに、その炭素当量Ｃeqを０．３２〜０．４０％とする必要があることを見出した。
【００３０】
ただし、上記（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
【００３１】
（ｄ）そして、厚肉鋼板の素材である鋼塊の加熱条件のコントロールは極めて有効であり、特に、低温化または短時間化を図ることにより、圧延後の変態時にフェライト変態を起こさせ、もって初期オーステナイト粒径を微細にすることができることを見出した。
【００３２】
具体的には、厚肉鋼板の素材である鋼塊の加熱工程においては、鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈ）が、
ｔ×exp（Ｔｒ3／２７０００００００）≦５８０・・・（２）
の式を満足するように鋼塊を加熱することによって、低温化と短時間化を図ることが好ましい。
【００３３】
なお、「鋼塊」とは、圧延、鍛造、押し出しなどの各工程に供給される素材のことであり、連続鋳造で製造され、分塊工程を省略して次の工程に供給される鋳片（連鋳鋼片）も含んでいる。
【００３４】
（ｅ）次に、圧延後に得られる厚肉鋼板の板厚中心部のフェライト組織分率を８０％以上、かつ板厚中心部の有効結晶粒の粒径を２５μｍ以下とすることが、高強度厚肉鋼板の靱性の向上にとって有効であることを見出した。ここで、「有効結晶粒」とは、ＥＢＳＰ法（電子後方散乱パターン（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法）を用いて１５゜以上の方位差を有する境界を結晶粒界とみなした場合の結晶粒を意味し、「有効結晶粒の粒径」とは有効結晶粒の面積と等価な面積を有する円の直径を意味する。
【００３５】
このように、圧延後に得られる厚肉鋼板を、その板厚中心部において、フェライト組織分率を８０％以上かつ有効結晶粒の粒径を２５μｍ以下とするためには、圧延温度の低温化が有効であり、調整板厚と、圧延温度および仕上圧延温度のコントロールが有効である。調整板厚を増加し、また、温度を低温化することにより、変態前のオーステナイト中の転位密度を上昇させることができるからである。
【００３６】
具体的には、圧延工程においては、圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終形状の厚肉鋼板の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、
Ａ−３．５Ｇ≦０・・・（３）
Ａ−１．５Ｇ≧０・・・（４）
Ｃ−６７０−Ｇ≦０・・・（５）
Ｂ−Ｃ−２０−（１４００／Ｇ）≦０・・・（６）
の式を全て満足するように圧延することが好ましい。
【００３７】
（ｆ）さらに、圧延後の冷却工程における冷却速度および冷却停止温度のコントロールも有効であり、水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、
Ｅ−５００≦０・・・（７）
Ｆ−２≧０・・・（８）
の２つの式を満足するように水冷を行うことが好ましい。
【００３８】
（ｇ）なお、冷却後にＡｃ1点以下の温度で焼戻すと、ベイナイト組織中の硬化組織が一部無害化する効果を有する場合があるので、必要に応じ実施する。
【００３９】
（ｈ）このように、板厚中心部でフェライト組織の微細化を確保した鋼板は厚肉にもかかわらず、極めて良好なアレスト特性を示し、十分に目標特性に到達する。ただし、加熱圧延条件が不適切で板厚中心部の組織サイズが粗大化しているものは、フェライト組織分率が高い場合でも靱性は悪くなる。
【００４０】
（ｉ）オーステナイトからフェライトに変態する際の核生成サイトを多くして、微細なフェライト主体の組織とすれば、オーステナイトの方位を引継ぐので、変態時に集合組織を形成し易いベイナイト組織の比率が低くなって結晶方位がランダム化され、これにより一般的に最もアレスト特性が劣る方向、すなわち、圧延方向に対して４５°の方向においてもアレスト特性の劣化を少なくすることができる。
【００４１】
（ｊ）α鉄における代表的な劈開面は（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面であるので、結晶方位をランダム化して、圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性を向上させるためには、前記圧延方向に対して４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比を特定の値以下に小さくすることが必要である。
【００４２】
なお、（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比とは、圧延方向に対して４５゜の方向から採取した試料の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面におけるＸ線強度とランダムな結晶方位を持った無配向性試料のＸ線強度との比を意味する。
【００４３】
本発明に係る圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板とその製造方法は、このような知見に基づいて完成されたものである。
【００４４】
ここに、本発明の要旨は、下記の（１）〜（６）示す圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板ならびに（７）および（８）に示す圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法にある。
【００４５】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、
Ｃeq＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｕ／１５）＋（Ｎｉ／１５）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／５）＋（Ｖ／５）・・・（１）
の式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０％であり、板厚中心部のフェライト組織分率が８０％以上、板厚中心部の有効結晶粒の粒径が２５μｍ以下で、しかも、板厚１／４位置における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和と板厚中心部における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和との算術平均値が３．３以下であることを特徴とする圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
但し、上記（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
また、有効結晶粒、有効結晶粒の粒径および板厚１／４位置、ならびに４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和の意味は、それぞれ次に示すとおりである。
有効結晶粒：ＥＢＳＰ法を用いて１５゜以上の方位差を有する境界を結晶粒界とみなした場合の結晶粒、
有効結晶粒の粒径：有効結晶粒の面積と等価な面積を有する円の直径、
板厚１／４位置：厚肉鋼板の板厚中心部から板厚方向への距離が板厚の１／４である位置、
４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和：板厚中心部から板厚方向への距離が同じ面を基準にした場合において圧延方向に対して４５゜の方向から採取した試料の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面におけるＸ線強度とランダムな結晶方位を持った無配向性試料のＸ線強度との比の合計。
【００４６】
（２）質量％で、さらに、Ｎｉ：１％以下を含有したことを特徴とする、上記（１）に記載の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００４７】
（３）質量％で、さらに、Ｃｕ：２％以下およびＣｒ：１％以下の元素のうち１種または２種を含有したことを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００４８】
（４）質量％で、さらに、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下の元素のうち１種または２種以上を含有したことを特徴とする、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００４９】
（５）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１％以下を含有したことを特徴とする、上記（１）から（４）までのいずれかに記載の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００５０】
（６）質量％で、さらに、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下の元素のうち１種または２種以上を含有したことを特徴とする、上記（１）から（５）までのいずれかに記載の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板。
【００５１】
（７）上記（１）から（６）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜３によって、加熱し、圧延し、冷却することを特徴とする圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈ）が、
ｔ×exp（Ｔｒ3／２７０００００００）≦５８０・・・（２）
の式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
［工程２］圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終形状の厚肉鋼板の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、
Ａ−３．５Ｇ≦０・・・（３）
Ａ−１．５Ｇ≧０・・・（４）
Ｃ−６７０−Ｇ≦０・・・（５）
Ｂ−Ｃ−２０−（１４００／Ｇ）≦０・・・（６）
の式を全て満足するように圧延する工程。
［工程３］水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、
−１５０≦Ｅ−５００≦０・・・（７）
Ｆ−２≧０・・・（８）
の２つの式を満足するように水冷を行う工程。
【００５２】
（８）上記（１）から（７）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、下記の工程１〜４によって、加熱し、圧延し、冷却し、焼戻すことを特徴とする圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。
［工程１］鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈ）が、
ｔ×exp（Ｔｒ3／２７０００００００）≦５８０・・・（２）
の式を満足するように鋼塊を加熱する工程。
［工程２］圧延途中の任意の厚みＡ（ｍｍ）における圧延温度Ｂ（℃）と、最終圧延により最終形状の厚肉鋼板の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、
Ａ−３．５Ｇ≦０・・・（３）
Ａ−１．５Ｇ≧０・・・（４）
Ｃ−６７０−Ｇ≦０・・・（５）
Ｂ−Ｃ−２０−（１４００／Ｇ）≦０・・・（６）
の式を全て満足するように圧延する工程。
［工程３］水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、
−１５０≦Ｅ−５００≦０・・・（７）
Ｆ−２≧０・・・（８）
の２つの式を満足するように水冷を行う工程。
［工程４］Ａｃ1点以下の温度で焼戻す工程。
【００５３】
なお、「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
【００５４】
以下、上記（１）〜（６）に示す圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板に係る発明ならびに（７）および（８）に示す圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（８）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【発明の効果】
【００５５】
本発明の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、工業的な規模で低コストに生産することが容易であり、圧延方向において−１０℃のアレスト特性が６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上であり、脆性き裂が発生した場合でも構造物全体の崩壊を阻止することが可能なため、各種の鋼構造物、特に、大型の商業用船舶の素材として用いることができる。そして、この圧延方向に対し４５゜方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、本発明の方法によって製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００５６】
以下に、本発明の高強度厚肉鋼板およびその製造方法について詳しく説明する。なお、前述のように本発明の高強度厚肉鋼板は板厚５０ｍｍ以上のものをいうが、本発明の製造方法を用いれば、板厚６５ｍｍ以上といった極厚の厚肉鋼板についても有用に製造することができる。なお、板厚の上限は定めないが、製造上の制限から板厚８５ｍｍ以下となる。
【００５７】
（Ａ）化学組成について：
以下に、化学組成を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
【００５８】
Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｃは、強度確保に必要な元素である。０．０１％以上を含有させなければ実用的な強度を有する鋼を生産することはできない。一方、その含有量が０．１２％を超えると、ベイナイト変態領域の靱性劣化が顕著化するとともに、溶接熱影響部の靱性も損ねる。したがって、Ｃの含有量は０．０１〜０．１２％とする。強度とアレスト特性のバランスの点からのＣ含有量の好ましい範囲は、０．０３〜０．１０％である。
【００５９】
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、精錬段階での脱酸に必要な元素であるとともに強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を助長して靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓｉの含有量は０．５０％以下とする。好ましいＳｉの含有量は、０．３０％以下である。
【００６０】
なお、前記したＳｉの効果を確実に発現させるためには、Ｓｉを０．０３％以上含有させるのが好ましい。このため、Ｓｉの含有量は０．０３〜０．５０％とすることがより好ましく、０．０３〜０．３０％とすればさらに好ましい。
【００６１】
Ｍｎ：０．４〜２％
Ｍｎは、強度確保のための必要な元素である。しかしながら、その含有量が０．４％未満ではこれらの効果を得ることができない。一方、Ｍｎの含有量が２％を超えると、溶接熱影響部の靱性が大幅に劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は０．４〜２％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６％であり、また、好ましい上限は１．６％である。
【００６２】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在し、溶接熱影響部における粒界割れの原因となる。Ｐの含有量が多くなり、特に、０．０５％を超えると、溶接熱影響部における粒界割れの発生が著しくなる。したがって、Ｐの含有量は０．０５％以下とする。なお、その混入量はできるだけ低くするのが好ましく、良好なアレスト特性を安定して得るために、Ｐの含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。
【００６３】
Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在し、脆性破壊の基点となるＭｎＳを形成して、アレスト特性を損なう元素である。特に、Ｓの含有量が０．００８％を超えると、アレスト特性の劣化が顕著になる。このため、Ｓの含有量は０．００８％以下とする。なお、その混入量はできるだけ低くするのが好ましく、良好なアレスト特性を安定して得るために、Ｓの含有量は０．００３％未満とすることが好ましい。
【００６４】
Ａｌ：０．００２〜０．０５％
Ａｌは、鋼の脱酸に必要な元素であり、本発明に係る鋼の場合には、０．００２％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ａｌの含有量が多くなり、特に、０．０５％を超えると、析出物の増加を通じてアレスト特性の劣化が顕著化する。したがって、Ａｌの含有量は０．００２〜０．０５％とする。好ましいＡｌ含有量の範囲は０．００２〜０．０４％である。
【００６５】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、析出物を形成することで靱性劣化をもたらす元素である。このため、低温靱性確保のためにＮの含有量は低い方がよく、特に、Ｎの含有量が０．０１％を超えると、アレスト特性の著しい劣化をきたす。したがって、Ｎの含有量は０．０１％以下とする。好ましいＮの含有量は０．００６％以下である。
【００６６】
Ｎｂ：０．００３〜０．１％
Ｎｂは、組織の微細化、靱性の向上、焼入性の向上および析出硬化による強度上昇に有効な元素であり、特に、未再結晶域の拡大効果が大きいことから、ＴＭＣＰ法を適用する鋼材には必要な元素である。前記の効果はＮｂの含有量が０．００３％以上で発揮される。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１％を超えると、析出物の増加により却って靱性の劣化をもたらす。したがって、Ｎｂの含有量を０．００３〜０．１％とする。Ｎｂ含有量の好ましい範囲は０．００３〜０．０４％である。
【００６７】
本発明（１）の残部の主成分はＦｅで構成されるが、製造工程の種々の要因により他の不純物が含まれる。
【００６８】
本発明（１）に係る高強度厚肉鋼板は強度部材として使用されることから、規格材として十分な強度を保有している必要があるが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、ＮおよびＮｂの含有量が上述した範囲内にあり、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有していても、強度確保ができない場合がある。このため、本願発明（１）の高強度厚肉鋼板の化学組成は各々の規定範囲を満足するだけではなく、適切な焼入性を有していることが必要である。
【００６９】
なお、高強度厚肉鋼板の焼入性を表すパラメータとしては炭素当量を用いることができ、特に、引張強さが４９０ＭＰａ以上の強度クラスの高強度厚肉鋼板の場合には、ＩＩＷ（国際溶接協会）で規定されている、
Ｃeq＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｕ／１５）＋（Ｎｉ／１５）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／５）＋（Ｖ／５）・・・（１）
の炭素当量式を用いることができる。
ここで、上記（１）式中の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
【００７０】
そして、高強度厚肉鋼板に十分な強度を確保するためには、前記（１）式で表される炭素当量Ｃeqが０．３２％以上でなければならない。一方、炭素当量Ｃeqが大きくなって０．４０％を超えると、焼入性が過大となり特に、溶接熱影響部の靭性を顕著に損ねてしまう。したがって、前記（１）式で示される炭素当量Ｃeqは０．３２〜０．４０％を満たす必要がある。炭素当量Ｃeqの好ましい範囲は０．３２〜０．３８％である。
【００７１】
上記の理由から、本発明（１）に係る圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、上述した範囲のＣからＮｂまでの元素を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、前記の（１）式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０％であることと規定した。
【００７２】
なお、本発明の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、必要に応じてさらに、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの中から選ばれた１種以上の元素を含有させることができる。
【００７３】
以下、上記の任意元素に関して説明する。
【００７４】
Ｎｉ：１％以下
Ｎｉは、鋼板のアレスト特性を向上させる作用を有するので、この効果を得るために含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有はコストアップ要因となる。このため、含有させる場合のＮｉの量は１％以下とする。含有させる場合のＮｉの好ましい量は０．６％以下である。なお、Ｎｉによるアレスト特性向上効果を確実に発現させるためには、Ｎｉを０．０３％以上含有させることが好ましい。
【００７５】
なお、Ｎｉを含有させる場合においても、上述の範囲において、前記（１）式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０％を満たす必要がある。
【００７６】
これは、炭素当量Ｃeqが０．３２％よりも低い場合には十分な強度が確保されず、一方、０．４０％よりも高い場合には焼入性が過大となり、板厚中心部のフェライト組織分率が低下するからである。
【００７７】
ＣｕおよびＣｒは、強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕおよびＣｒについて詳しく説明する。
【００７８】
Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは、靱性を劣化させずに強度を向上させる作用を有する。しかしながら、その含有量が２％を超えると、析出物増加によりアレスト特性の劣化をきたし、さらに、熱間での加工の際、表面に微小な割れを発生させる。したがって、含有させる場合のＣｕの量は２％以下とする。含有させる場合のＣｕの量の好ましい上限は１％である。なお、Ｃｕによる強度向上効果を確実に発現させるためには、Ｃｕを０．０３％以上含有させることが好ましい。
【００７９】
Ｃｒ：１％以下
Ｃｒは、強度を上昇させる作用を有する。しかしながら、その含有量が１％を超えると、靱性の劣化をきたし、さらに、溶接熱影響部に硬化した組織を形成して靱性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＣｒの量は１％以下とする。含有させる場合のＣｒの量の好ましい上限は０．６％である。なお、Ｃｒによる強度向上効果を確実に発現させるためには、Ｃｒを０．０５％以上含有させることが好ましい。
【００８０】
なお、上記のＣｕおよびＣｒは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができるが、その場合においても、上述の範囲において、前記（１）式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０％を満たす必要がある。
【００８１】
これは、既に述べたように、炭素当量Ｃeqが０．３２％よりも低い場合には十分な強度が確保されず、一方、０．４０％よりも高い場合には焼入性が過大となり、板厚中心部のフェライト組織分率が低下するからである。
【００８２】
Ｍｏ、ＶおよびＢは、焼入性の向上および強度を高める作用を有するので、これらの効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、上記のＭｏ、ＶおよびＢについて詳しく説明する。
【００８３】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏには、焼入性および強度を向上させる作用がある。しかしながら、Ｍｏの含有はコストアップ要因となり、また、その含有量が０．５％を超えると、溶接熱影響部の靱性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＭｏの量は０．５％以下とする。含有させる場合のＭｏ量の好ましい上限は０．３％である。なお、Ｍｏによる焼入性と強度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｍｏを０．０２％以上含有させることが好ましい。
【００８４】
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、焼入性の向上および析出硬化によって強度を向上させる作用を有する。しかしながら、Ｖの含有量が０．１％を超えると、靱性の著しい劣化をもたらす。このため、含有させる場合のＶの量は０．１％以下とする。含有させる場合のＶ量の好ましい上限は０．０６％である。なお、Ｖによる焼入性と強度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｖを０．００３％以上含有させることが好ましい。
【００８５】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制して焼入性を向上させる作用を有する。また、Ｂには強度を高める作用もある。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５％を超えると靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のＢの量は０．００５％以下とする。含有させる場合のＢ量の好ましい上限は０．００１５％である。なお、Ｂによる焼入性および強度の向上効果を確実に発現させるためには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。
【００８６】
なお、上記のＭｏ、ＶおよびＢは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができるが、その場合においても、上述の範囲において、前記（１）式で示される炭素当量Ｃeqが０．３２〜０．４０％を満たす必要がある。
【００８７】
これは、既に述べたように、炭素当量Ｃeqが０．３２％よりも低い場合には十分な強度が確保されず、一方、０．４０％よりも高い場合には焼入性が過大となり、板厚中心部のフェライト組織分率が低下するからである。
【００８８】
Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、酸化物粒子を構成して組織を微細化し、また、高温延性を高めて連続鋳造で製造される鋼塊のひび割れを防止する作用を有するので、こうした効果を得るために含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、ＴｉＣを生成し、靱性を劣化させる。このため、含有させる場合のＴｉの量は０．１％以下とする。含有させる場合のＴｉ含有量の好ましい上限は０．０４％である。なお、Ｔｉによるこれらの効果を確実に発現させるためには、Ｔｉを０．００３％以上含有させることが好ましい。
【００８９】
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、介在物の形態制御効果を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭについて詳しく説明する。
【００９０】
Ｃａ：０．００４％以下
Ｃａは、介在物の形態制御効果を有し、これによって、アレスト特性が向上する。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００４％を超えると、鋼の清浄度自体を大きく低下させる。このため、含有させる場合のＣａの量は０．００４％以下とする。含有させる場合のＣａ量の好ましい上限は０．００２％である。なお、Ｃａによる上記の効果を確実に発現させるためには、Ｃａを０．０００３％以上含有させることが好ましい。
【００９１】
Ｍｇ：０．００２％以下
Ｍｇは、介在物の形態制御効果を有する。具体的には、Ｍｇを含有させることによって微細酸化物の分散密度を増すことができ、これによって、溶接熱影響部の靱性を高めることができる。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．００２％を超えると、微細酸化物が得られないし、鋼の清浄度が大きく低下してしまう。したがって、含有させる場合のＭｇの量は０．００２％以下とする。含有させる場合のＭｇ量の好ましい上限は０．００１５％である。なお、Ｍｇによる微上記の効果を確実に発現させるためには、Ｍｇを０．０００２％以上含有させることが好ましい。ここで、Ｍｇを溶鋼中に含有させる工程は、Ａｌを溶鋼中に含有させる前に行うことが好ましい。
【００９２】
ＲＥＭ：０．００２％以下
ＲＥＭも介在物の形態制御効果を有する。具体的には、ＲＥＭを含有させることによって微細酸化物の分散密度を増すことができ、これによって、溶接熱影響部の靱性を高めることができる。また、ＲＥＭを含有させることによって、過剰なＳを硫化物として固定する効果も得られる。しかしながら、ＲＥＭの含有量が０．００２％を超えると、微細酸化物が得られないし、鋼の清浄度が大きく低下してしまう。このため、含有させる場合のＲＥＭの量は０．００２％以下とする。含有させる場合のＲＥＭの量の好ましい上限は０．００１５％である。なお、ＲＥＭによるこれらの効果を確実に発現させるためには、ＲＥＭを０．０００２％以上含有させることが好ましい。
【００９３】
既に述べたように、上記の「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
【００９４】
なお、ＲＥＭを溶鋼中に含有させる工程は、Ａｌを溶鋼中に含有させる前に行うのが好ましく、それぞれのＲＥＭ元素に分離して鋼中に含有させてもよいし、ミッシュメタルという混合した状態で鋼中に含有させてもよい。
【００９５】
上記の理由から、本発明（２）に係る圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、本発明（１）の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板に、さらに、Ｎｉ：１％以下を含有したことと規定した。
【００９６】
同様に、本発明（３）に係る圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、本発明（１）または（２）の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板に、さらに、Ｃｕ：２％以下およびＣｒ：１％以下の元素のうち１種または２種を含有したことと規定した。
【００９７】
本発明（４）に係る圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、本発明（１）から（３）までのいずれかの圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板に、さらに、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００５％以下の元素のうち１種または２種以上を含有したことと規定した。
【００９８】
本発明（５）に係る圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、本発明（１）から（４）までの圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板のいずれかに、さらに、Ｔｉ：０．１％以下を含有したことと規定した。
【００９９】
本発明（６）に係る圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、本発明（１）から（５）までの圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板のいずれかに、さらに、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下の元素のうち１種または２種以上を含有したことと規定した。
【０１００】
（Ｂ）板厚中心部のフェライト組織分率について：
板厚中心部は加工の浸透度が低いこともあり、上部ベイナイト組織が主体となる。そして、一般に上部ベイナイト組織は「ＭＡ」と称されるラス間の硬質組織の影響によって、細粒フェライト組織に比べて靱性が低下する。
【０１０１】
このように、上部ベイナイト組織が多くなると靱性が劣化する傾向を示すため、フェライト組織を増加させる必要がある。フェライト組織を増加する手法としては、低温加熱によるオーステナイト粒界の増加や加工誘起によるフェライト生成範囲の拡大などを挙げることができる。
【０１０２】
本発明者らは、種々のフェライト率を有する鋼について試験をした結果、板厚中心部のフェライト組織分率が８０％以上の鋼は優れたアレスト特性を保有することが分かった。したがって、板厚中心部のフェライト組織分率は８０％以上と規定する。上記フェライト組織分率は好ましくは８５％以上である。
【０１０３】
フェライト組織分率は、光学顕微鏡のほかに、走査型電子顕微鏡あるいは加速電圧が１００〜２００ｋＶの透過電子顕微鏡を用いた観察に基づいて評価することができる。ここでいうフェライト組織分率は、フェライトの面積率により評価したものである。具体的には、上述した観察法によって観察した１００視野について、各視野において全視野面積に対するフェライトの面積割合を算出したのち、１００視野のフェライトの面積割合の平均値を求めたものである。
【０１０４】
なお、上記板厚中心部のフェライト組織分率は、高いほどアレスト特性が向上すると考えられる。しかしながら、強度を確保しつつ、フェライト組織分率を高くするには、Ｃの含有量を低くし、かつ、その他の合金元素を添加する必要があり、コストの高騰を招く。このため、板厚中心部のフェライト組織分率は、９５％以下とすることが好ましい。
【０１０５】
（Ｃ）板厚中心部の有効結晶粒の粒径について：
高強度厚肉鋼板の靱性は、圧延後に得られる厚肉鋼板の板厚中心部のフェライト組織分率を８０％以上と規定することに加えて、板厚中心部の有効結晶粒径を２５μｍ以下とすることによって向上することがわかった。
【０１０６】
なお、有効結晶粒が、ＥＢＳＰ法を用いて１５゜以上の方位差を有する境界を結晶粒界とみなした場合の結晶粒を指すことは既に述べたとおりである。
【０１０７】
具体的には、ＥＢＳＰ法を用いて、倍率３００倍で５視野以上の観察を行い、１５°以上の方位差を有する境界を結晶粒界とみなした。そして、ひとつずつの有効結晶粒内部の面積を求め、その面積と等価な面積を有する円の直径を、それぞれの有効結晶粒の粒径として評価した。
【０１０８】
これは、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡で認められる粒界を基準として有効結晶粒の粒径を定量化した場合には、隣接する結晶粒の方位差が小さい場合などに破面単位との対応が悪く、組織サイズを代表する数値となり得ないためである。
【０１０９】
したがって、本発明の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板においては、板厚中心部の有効結晶粒の粒径が２５μｍ以下であることと規定した。
【０１１０】
なお、上記板厚中心部の有効結晶粒の粒径は、細粒であるほどよいが、５μｍを下回る極微細粒の実現は、一般に特殊な製造条件が必要となり、製造能率の低下を招くため、５μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは１５μｍ以上である。
【０１１１】
（Ｄ）Ｘ線強度比について：
圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性は、板厚１／４位置における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和と板厚中心部における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和との算術平均値が３．３以下の場合に、顕著に向上する。
【０１１２】
この理由は必ずしも明確ではないが、オーステナイトからフェライトに変態する際の核生成サイトを多くして、微細なフェライト主体の組織とすれば、オーステナイトの方位を引継ぐので、変態時に集合組織を形成し易いベイナイト組織の比率が低くなって結晶方位がランダム化され、一般的に最もアレスト特性が劣る方向、すなわち、圧延方向に対して４５°の方向への劈開面の集積が緩和され、板厚方向への劈開面の集積が顕著となり、その結果、圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性が改善されたものと推測される。そして、鋼板の表面直下の場合には、圧延時の温度履歴が鋼板内部と大きく異なるため、Ｘ線強度比のばらつきも大きいが、表面直下を避けて前述の板厚１／４位置と板厚中心部からサンプル採取した場合には、Ｘ線強度比のばらつきは小さいので、圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性と前記Ｘ線強度比の算術平均値とがよい相関を示すものと考えられる。
【０１１３】
なお、上記の板厚１／４位置と板厚中心部における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比とは、圧延方向に対して４５゜の方向から採取した試料の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面におけるＸ線強度とランダムな結晶方位を持った無配向性試料のＸ線強度との比を意味し、これはＸ線回折装置を用いて測定することができる。
【０１１４】
上記の理由から、本発明の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板においては、板厚１／４位置における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和と板厚中心部における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和との算術平均値が３．３以下であることと規定した。
【０１１５】
なお、上記のＸ線強度比の算術平均値は、０．５未満とした場合には、圧延方向に対し４５°方向以外に集合組織が発達する可能性がある。このため、０．５以上とすることが好ましい。
【０１１６】
（Ｆ）製造条件について
以下に詳述する製造条件は、上述の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板を経済的に要領よく実現するための方法の一つであり、厚肉鋼板自体の技術的範囲はこの製造条件によって規定されるものではない。
【０１１７】
厚肉鋼板の素材である鋼塊の加熱条件のコントロール、すなわち、加熱温度と加熱時間のコントロールは、鋼塊再加熱時の初期オーステナイト粒径の微細化を制御する主な製造条件であり、本発明において極めて重要である。
【０１１８】
高い温度での加熱あるいは長時間の加熱は、オーステナイト粒の成長を促進するので、フェライト変態時のフェライト生成核が少なくなって、最終組織におけるフェライト組織分率が減少するとともに、圧延中の待ち時間が長時間化するので、経済性を損ねる結果となる。したがって、加熱温度を低く、そして、加熱時間を短く制御する必要がある。ただし、温度と時間には等価性があるため、どちらか一方の条件を満足すればよい。
【０１１９】
すなわち、加熱の低温化または短時間化を図ることにより、圧延後の変態時にフェライト変態を起こさせ、もって初期オーステナイト粒径を細粒にすることができる。
【０１２０】
上述の等価性を実験的に明らかにしたところ、肉厚鋼板の素材である鋼塊の加熱工程においては、鋼塊の加熱温度Ｔｒ（℃）と加熱時間ｔ（ｈ）が、
ｔ×exp（Ｔｒ3／２７０００００００）≦５８０・・・（２）
の式を満足していることが経済的に優れた厚肉高アレスト鋼板を製造する条件として好ましいことが分かった。
【０１２１】
なお、加熱温度が極端に低い場合には、変形抵抗の増加などにより圧延の実現が困難となるので、加熱温度は８００℃以上にすることが好ましい。ただし、加熱温度は１０５０℃以下にすることが好ましい。
【０１２２】
また、上記の〔ｔ×exp（Ｔｒ3／２７０００００００）〕の値は、変形抵抗の増加による圧延能率の阻害を回避するため、５０以上とすることが好ましい。
【０１２３】
次に、厚肉高アレスト鋼板を経済的に得る方法としては、引き続き行われる圧延工程での調整板厚と、圧延温度および仕上圧延温度のコントロールも有効である。未再結晶域での圧延量を増加させ、フェライト変態前のオーステナイト中の転位密度を高くすることでフェライト変態を促進するというＴＭＣＰ技術を適用することで、厚肉材の板厚中心部でも十分なフェライト変態を期待することができるからである。この未再結晶域での圧下量を制御する製造上のパラメータとしては、調整板厚、調整時の圧延開始温度および仕上温度の３つが重要であることを知見した。
【０１２４】
本発明者らによる多数の実験により得られた条件は、圧延工程においては、圧延途中の任意の厚み（調整板厚）Ａ（ｍｍ）における圧延温度（調整時圧延温度）Ｂ（℃）と、最終圧延により最終形状の厚肉鋼板の板厚Ｇ（ｍｍ）に仕上げる際の仕上圧延温度Ｃ（℃）が、
Ａ−３．５Ｇ≦０・・・（３）
Ａ−１．５Ｇ≧０・・・（４）
Ｃ−６７０−Ｇ≦０・・・（５）
Ｂ−Ｃ−２０−（１４００／Ｇ）≦０・・・（６）
の式を全て満足するように圧延することである。
【０１２５】
上記（３）〜（６）式のうち、一つでも満足しない場合には、フェライト変態前の転位密度が不足し、板厚中心部の組織におけるフェライト組織分率が低下することになるので、効率よく厚肉高アレスト鋼板を得ることができない。
【０１２６】
なお、上記の（３）式における〔Ａ−３．５Ｇ〕の値は、フェライト組織分率確保のため、−２００以上とすることが好ましい。
【０１２７】
また、上記の（４）式における〔Ａ−１．５Ｇ〕の値は、圧延能率の低下を回避するために、５以下とすることが好ましい。
【０１２８】
（５）式における〔Ｃ−６７０−Ｇ〕の値は、低くなりすぎると圧延能率の低下を招くことから、−１００以上とすることが好ましい。
【０１２９】
（６）式における〔Ｂ−Ｃ−２０−（１４００／Ｇ）１．５Ｇ〕の値は、圧延能率の低下を回避するために、−６０以上とすることが好ましい。
【０１３０】
また、十分な強度を確保するために、このような厚肉材の場合には、圧延後の冷却工程における冷却速度と冷却停止温度のコントロールも有効であり、水冷時の冷却速度が２℃／ｓ以上であり、かつ水冷停止温度が５００℃以下とするのが好ましい。すなわち、水冷停止温度Ｅ（℃）および板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）が、
Ｅ−５００≦０・・・（７）
Ｆ−２≧０・・・（８）
の２つの式を満足するように水冷を行うことが好ましい。
【０１３１】
なお、水冷停止温度Ｅ（℃）の値は、常温の工業用水を用いることから自ずと常温以上となる。
【０１３２】
また、板厚中心部における水冷中の平均冷却速度Ｆ（℃／ｓ）の値は、水冷による理論限界冷却速度からおよそ５０以下となる。
【０１３３】
また、冷却後にＡｃ1点以下の温度で焼戻すと、ベイナイト組織中の硬化組織が一部無害化する効果を有する場合があるので、必要に応じて実施すればよい。
【０１３４】
なお、焼戻しする場合は、焼き戻しの効果を発現させる下限の温度である２００℃以上とすることが好ましい。
【０１３５】
上記の理由から、本発明（７）に係る圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法は、前記（Ａ）項に記載の本発明（１）から（６）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、前記の工程１〜３によって、加熱し、圧延し、冷却することと規定した。
【０１３６】
また、本発明（８）に係る圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法は、前記（Ａ）項に記載の本発明（１）から（６）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊を、前記の工程１〜４によって、加熱し、圧延し、冷却し、焼戻すことと規定した。
【０１３７】
なお、前述のように本発明の高強度厚肉鋼板は板厚５０ｍｍを超えるものを対象とするが、本発明（７）や本発明（８）の製造方法を用いれば、板厚６５ｍｍ以上といった極厚の厚肉鋼板についても有用に製造することができる。
【０１３８】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【０１３９】
表１および表２に、今回供試した鋼の化学成分を示す。なお、表１および表２中の鋼Ｎｏ．１〜３７は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表２中の鋼Ｎｏ．３８〜４３は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
【０１４０】
これらの各種の鋼の鋼塊を用い、表３および表４に示す製造条件に基づいて種々の高強度厚肉鋼板を製造した。
【０１４１】
なお、試験番号１−２については、表３中には明示していないが、冷却後５２０℃で焼戻しを行っている。
【０１４２】
【表１】
0005051001.tif 000002
【０１４３】
【表２】
0005051001.tif 000003
【０１４４】
【表３】
0005051001.tif 000004
【０１４５】
【表４】
0005051001.tif 000005
【０１４６】
このようにして得た各鋼板について、板厚中心部におけるフェライト組織分率と有効結晶粒の粒径、引張特性、板厚１／４位置における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度、板厚中心部における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度、アレスト特性およびシャルピー衝撃特性を調査した。
【０１４７】
板厚中心部におけるフェライト組織分率は、圧延面に平行な面であるいわゆる「Ｌ断面」が被検面になるように、各鋼板の板厚中心部から試験片を採取し、次いで、その試験片を樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後ナイタールで腐食し、光学顕微鏡を用いて倍率を５００倍として１００視野観察し、各視野において全視野面積に対するフェライトの面積割合を算出した後、その１００視野のフェライトの面積割合を算術平均して求めた。
【０１４８】
また、板厚中心部における有効結晶粒の粒径についても、Ｌ断面が被検面になるように、各鋼板の板厚中心部から試験片を採取し、鏡面研磨後、ＥＢＳＰ装置を用いて、倍率を３００倍として１０視野の観察を行い、１５゜以上の方位差を有する境界を結晶粒界とみなして、それに囲まれた部分を有効結晶粒と判定し、その後さらに、画像解析によって、ひとつずつの有効結晶粒内部の面積を求め、その面積と等価な面積を有する円の直径に換算して、それぞれの有効結晶粒の粒径として評価した。
【０１４９】
引張特性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１（１９９８）に準じた引張試験片を、板厚１／４位置を中心として圧延方向と直角な方向である「Ｃ方向」に採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（１９９８）に記載の方法で室温での引張試験を行って調査し、降伏強度（ＹＳ）と引張強度（ＴＳ）を測定した。
【０１５０】
なお、上記の降伏強度は、引張試験速度を１０Ｎ／（ｍｍ・ｓ）とした場合の下降伏点から求め、明確な降伏点が現れない場合には、０．２％耐力を降伏強度とした。引張特性の目標は、４９０ＭＰａ以上のＴＳを有することとした。
【０１５１】
板厚１／４位置および板厚中心部のそれぞれの位置における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度は、前記の各位置において圧延方向と４５゜の角度を持った方向から、２ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取し、Ｘ線回折試験によって測定した。そして、上記のようにして求めたＸ線強度とランダムな結晶方位を持った無配向性試料のＸ線強度との比を求め、これらの値から前記２つの位置における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和の算術平均値を導出した。
【０１５２】
アレスト特性は、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を複数体実施し、得られた結果をアレニウス形式のグラフ上にプロットして線形近似を行い、−１０℃でのＫｃａ値をその鋼板のアレスト特性として評価した。アレスト特性の目標は６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上のＫｃａ値を有することとした。上記ＥＳＳＯ試験の試験片は圧延方向に平行ないわゆる「Ｌ方向」から採取した。
【０１５３】
なお、アレスト特性とシャルピー衝撃試験の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）とはある程度の相関を有することが知られており、このため、ｖＴｒｓによって大まかにアレスト特性の良否を推定することができる。
【０１５４】
そこで、圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性が前記Ｌ方向のアレスト特性と大きな差がないことを確認するために、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（２００５）に記載の幅１０ｍｍのＶノッチ試験片を、板厚１／４位置を中心として圧延方向に平行ないわゆる「Ｌ方向」および「圧延方向と４５゜の方向」の２方向から採取し、シャルピー衝撃試験を行って破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【０１５５】
次いで、上記のようにして求めたＬ方向のｖＴｒｓの値および圧延方向と４５゜の方向のｖＴｒｓの値から、
ΔｖＴｒｓ＝ｖＴｒｓ（Ｌ）×（−１）−ｖＴｒｓ（４５゜）×（−１）・・・（９）
の式によってΔｖＴｒｓを導出し、Ｌ方向と圧延方向に対し４５°方向との靱性の差異について確認した。上記ΔｖＴｒｓの目標は１０℃以下とした。なお、上記（９）式におけるｖＴｒｓ（Ｌ）およびｖＴｒｓ（４５゜）はそれぞれ、Ｌ方向のｖＴｒｓおよび圧延方向に対して４５°方向のｖＴｒｓを意味する。
【０１５６】
表５に、上記の各試験結果をまとめて示す。表５中の各供試鋼板における「板厚中心部における有効結晶粒の粒径」は、前述のようにして求めた有効結晶粒の粒径のうちの最大粒径である。
【０１５７】
なお、表５において、板厚１／４位置における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和と板厚中心部における４５゜方向の（３２１）面、（２１１）面および（１１０）面のＸ線強度比の和との算術平均値を「Ｘ線強度比の和の算術平均値」と表記した。そこで、以下の説明においては、この「Ｘ線強度比の和の算術平均値」を用いることにする。
【０１５８】
【表５】
0005051001.tif 000006
【０１５９】
表５から、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号の鋼板の場合には、強度目標とアレスト特性の目標を同時には達成することができないことが明らかである。
【０１６０】
すなわち、試験番号１−１の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件を満たす鋼Ｎｏ．１を用いているにも拘わらず、その板厚中心部のフェライト組織分率が５９％で本発明で規定する下限値を下回り、逆に、板厚中心部の有効結晶粒の粒径は３２μｍ、また「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は３．４７でいずれも本発明で規定する上限値を上回るため、アレスト特性に劣っている。
【０１６１】
同様に、試験番号１−４の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件を満たす鋼Ｎｏ．１を用いているにも拘わらず、その板厚中心部のフェライト組織分率が５５％で本発明で規定する下限値を下回り、逆に、板厚中心部の有効結晶粒の粒径は２７μｍ、また「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は４．０２でいずれも本発明で規定する上限値を上回るため、アレスト特性に劣っている。
【０１６２】
試験番号２−１の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件を満たす鋼Ｎｏ．２を用いているにも拘わらず、その板厚中心部のフェライト組織分率が５９％で本発明で規定する下限値を下回り、逆に、板厚中心部の有効結晶粒の粒径は３４μｍ、また「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は３．４５でいずれも本発明で規定する上限値を上回るため、引張強度およびアレスト特性に劣っている。
【０１６３】
同様に、試験番号２−２の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件を満たす鋼Ｎｏ．２を用いているにも拘わらず、その板厚中心部のフェライト組織分率が６８％で本発明で規定する下限値を下回り、逆に、板厚中心部の有効結晶粒の粒径は３０μｍ、また「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は４．５２でいずれも本発明で規定する上限値を上回るため、アレスト特性に劣っている。
【０１６４】
試験番号２−３の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件を満たす鋼Ｎｏ．２を用いているにも拘わらず、その板厚中心部のフェライト組織分率が６２％で本発明で規定する下限値を下回り、逆に、板厚中心部の有効結晶粒の粒径は３０μｍ、また「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は３．４３でいずれも本発明で規定する上限値を上回るため、引張強度に劣っている。
【０１６５】
同様に、試験番号２−４の鋼板も、鋼の化学組成が本発明で規定する条件を満たす鋼Ｎｏ．２を用いているにも拘わらず、その板厚中心部のフェライト組織分率が５７％で本発明で規定する下限値を下回り、逆に、板厚中心部の有効結晶粒の粒径は３２μｍ、また「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は３．３９でいずれも本発明で規定する上限値を上回るため、引張強度に劣っている。
【０１６６】
試験番号２−５の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件を満たす鋼Ｎｏ．２を用いているにも拘わらず、その板厚中心部のフェライト組織分率が６３％で本発明で規定する下限値を下回り、逆に、板厚中心部の有効結晶粒の粒径は４１μｍ、また「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は３．４３でいずれも本発明で規定する上限値を上回るため、アレスト特性に劣っている。
【０１６７】
試験番号３−２の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件を満たす鋼Ｎｏ．３を用いているにも拘わらず、その板厚中心部のフェライト組織分率が７５％で本発明で規定する下限値を下回るため、引張強度およびアレスト特性に劣っている。
【０１６８】
試験番号３８の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．３８を用いており、しかも、板厚中心部のフェライト組織分率が３０％で本発明で規定する下限値を下回り、逆に、板厚中心部の有効結晶粒の粒径は４５μｍ、また「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は４．０３でいずれも本発明で規定する上限値を上回るため、アレスト特性に劣っている。
【０１６９】
試験番号３９の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．３９を用いており、しかも、板厚中心部のフェライト組織分率が２０％で本発明で規定する下限値を下回り、逆に、「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は３．６２で本発明で規定する上限値を上回るため、アレスト特性に劣っている。
【０１７０】
試験番号４０の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．４０を用いており、しかも、板厚中心部のフェライト組織分率が１０％で本発明で規定する下限値を下回り、逆に、板厚中心部の有効結晶粒の粒径は５９μｍ、また「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は３．９８でいずれも本発明で規定する上限値を上回るため、アレスト特性に劣っている。
【０１７１】
なお、試験番号３８〜４０は、フェライト組織分率が低いことから、焼入性が過大であることがアレスト特性不足の原因と推定できる。
【０１７２】
試験番号４１の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．４１を用いて、しかも、「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は４．８８で本発明で規定する上限値を上回るため、アレスト特性に劣っている。
【０１７３】
試験番号４２の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．４２を用いており、しかも、「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は４．２５で本発明で規定する上限値を上回るため、アレスト特性に劣っている。
【０１７４】
試験番号４３の鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．４３を用いており、しかも、「Ｘ線強度比の和の算術平均値」は５．１０で本発明で規定する上限値を上回るため、アレスト特性に劣っている。
【０１７５】
なお、上記比較例の試験番号の鋼板のうちでも、板厚中心部のフェライト組織分率が本発明で規定する下限値を下回る鋼板はいずれも、圧延方向に対し４５°方向での集合組織が顕著となって４５°方向の靱性に劣るため、ΔｖＴｒｓが大きく１０℃以下という目標に達していない。
【０１７６】
これに対して、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１−２、試験番号１−３、試験番号２−６、試験番号３−１および試験番号４〜３７の鋼板は、いずれも厚肉であるにもかかわらず、必要な強度特性を確保したまま高いアレスト特性を有している。また、４５°方向の靱性に関しても劣化は見られず、応力負荷方向によらず高いアレスト特性を示すことが示唆されている。
【産業上の利用可能性】
【０１７７】
以上のとおり、本発明の圧延方向に対し４５°方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、工業的な規模で低コストに生産することが容易であり、圧延方向において−１０℃のアレスト特性が６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上であり、脆性き裂が発生した場合でも構造物全体の崩壊を阻止することが可能なため、各種の鋼構造物、特に、大型の商業用船舶の素材として用いることができる。そして、この圧延方向に対し４５゜方向のアレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板は、本発明の方法によって製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【０１７８】
【図１】圧延方向に平行な方向（「Ｌ方向」と表記）、圧延方向に対して直角な方向（「Ｃ方向」と表記）および圧延方向に対し４５°の方向（「４５゜方向」と表記）について模式的に説明する図である。
【図１】
0005051001.tif 000007