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WO2013099319A1 - 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2013099319A1
WO2013099319A1 PCT/JP2012/063410 JP2012063410W WO2013099319A1 WO 2013099319 A1 WO2013099319 A1 WO 2013099319A1 JP 2012063410 W JP2012063410 W JP 2012063410W WO 2013099319 A1 WO2013099319 A1 WO 2013099319A1
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WO
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surface layer
less
crack propagation
plate thickness
rolling
Prior art date
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PCT/JP2012/063410
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English (en)
French (fr)
Inventor
佳子 竹内
長谷　和邦
三田尾　眞司
善明 村上
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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Priority to CN201280065235.8A priority patent/CN104011250B/zh
Priority to BR112014015795-2A priority patent/BR112014015795B1/pt
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength thick steel plate and a manufacturing method thereof excellent in brittle crack propagation arresting characteristics and particularly for a ship. It relates to a thickness of 50 mm or more.
  • Ni steel As a means of improving the brittle crack propagation stopping characteristics of steel materials, a method of increasing the Ni content has been conventionally known, and in a liquefied natural gas (Liquid Natural Gas) storage tank, 9% Ni steel is on a commercial scale. in use.
  • Liquid Natural Gas Liquid Natural Gas
  • TMCP Thermo-Mechanical Control
  • TMCP Thermo-Mechanical Control
  • Patent Document 1 proposes a steel material in which the structure of the surface layer portion is ultrafinely refined in order to improve brittle crack propagation stopping characteristics without increasing the alloy cost.
  • the steel material having excellent brittle crack propagation stopping characteristics described in Patent Document 1 is effective in improving the brittle crack propagation stopping characteristics due to shear lip (plastic deformation region shear-lips) generated in the steel surface layer when the brittle crack propagates.
  • shear lip plastic deformation region shear-lips
  • it is characterized in that the propagation energy possessed by the propagating brittle crack is absorbed by refining the crystal grains of the shear lip portion.
  • the surface layer portion is cooled to below A r3 transformation point (transformation point) by controlled cooling after hot rolling, then controlled cooling (Controlled Cooling)
  • the Stop recuperator the surface layer portion to the transformation point or higher (Recuperate ) Is repeated one or more times, and during this time, the steel material is subjected to reduction, and repeatedly transformed or processed and recrystallized, so that a superfine ferrite structure or bainite structure is formed on the surface layer portion. Is described.
  • both surface portions of the steel material have an equivalent circular particle diameter (cycle-equalent average grain). size): 5 ⁇ m or less, aspect ratio (aspect ratio of the grains): a layer having a ferrite structure having 50% or more of ferrite grains having two or more ferrite grains, and it is important to suppress variations in the ferrite grain size, and to suppress variations
  • a maximum rolling reduction per pass during finish rolling is set to 12% or less to suppress a local recrystallization phenomenon.
  • the steel materials excellent in brittle crack propagation stopping characteristics described in Patent Documents 1 and 2 are obtained by recooling only the steel surface layer part and then recovering the heat, and by applying processing during the recuperation, a specific structure is obtained.
  • control is not easy, and in particular, a thick material with a plate thickness exceeding 50 mm is a process with a heavy load on the rolling and cooling equipment.
  • Patent Document 3 attention is paid not only to the refinement of ferrite crystal grains but also to subgrains formed in ferrite crystal grains, and a technique on the extension of TMCP that improves brittle crack propagation stop characteristics. Is described.
  • the (110) plane X-ray intensity ratio in the (110) plane showing a texture developing degree) is set to 2 or more by controlled rolling, and the equivalent diameter of the circle (diameter equivalent).
  • the equivalent diameter of the circle is improved by making coarse particles of 20 ⁇ m or more 10% or less.
  • Patent Document 5 is characterized in that, as a welded structural steel having excellent brittle crack propagation stopping performance in a joint part, the (100) plane X-ray plane strength ratio in the rolled surface inside the plate thickness is 1.5 or more.
  • a steel sheet is disclosed. It is described that it has excellent brittle crack propagation stoppage properties due to the difference in angle between the stress loading direction and the crack propagation direction due to the texture development.
  • Japanese Patent Publication No. 7-100814 JP 2002-256375 A Japanese Patent No. 3467767 Japanese Patent No. 3548349 Japanese Patent No. 2659661
  • Kca Kca ( ⁇ 10 ° C.)
  • the value of Kca at the use temperature of ⁇ 10 ° C. (hereinafter also referred to as Kca ( ⁇ 10 ° C.)) is less than 3000 N / mm 3/2 .
  • the results are shown, and it is suggested that in the case of a hull structure to which a steel plate having a thickness exceeding 50 mm is applied, ensuring safety is an issue.
  • Patent Documents 1 to 5 The steel sheets having excellent brittle crack propagation stopping characteristics described in Patent Documents 1 to 5 described above are mainly targeted for production conditions and disclosed experimental data up to a plate thickness of about 50 mm. When it is applied to thick materials exceeding 50 mm, it is unclear whether a predetermined characteristic can be obtained, and the characteristics against crack propagation in the plate thickness direction necessary for the hull structure have not been verified at all.
  • the present invention provides a high-strength thick steel plate having excellent brittle crack propagation stopping characteristics that can be stably produced by an industrially simple process that optimizes rolling conditions and controls the texture in the thickness direction, and a method for producing the same The purpose is to provide.
  • FIGS. 1A and 1B schematically show that the crack 3 that has entered from the notch 2 of the standard ESSO test piece 1 has stopped propagating at the tip shape 4 in the base material 5.
  • the present invention has been made by further study based on the obtained knowledge. That is, the present invention 1.
  • the metal structure is mainly composed of ferrite, the integration degree I of the RD // (110) plane (Rolling Direction parallel to (110) plane) in the plate thickness surface layer portion is 1.3 or more, and the RD // (110 in the plate thickness center portion. )
  • the surface integration degree I has a texture of 1.8 or more, the Charpy fracture surface transition temperature in the surface layer portion is vTrs ⁇ ⁇ 60 ° C., and the Charpy fracture surface transition temperature in the center portion of the plate thickness is vTrs ⁇ ⁇ 50 ° C.
  • Steel composition is mass%, C: 0.03-0.20%, Si: 0.03-0.5%, Mn: 0.5-2.2%, Al: 0.005-0.08 %, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, N: 0.0050% or less, Ti: 0.005-0.03%, with the balance being Fe and inevitable impurities 3.
  • the steel composition is further mass%, Nb: 0.005 to 0.05%, Cu: 0.01 to 0.5%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 0 0.5%, Mo: 0.01 to 0.5%, V: 0.001 to 0.10%, B: 0.0030% or less, Ca: 0.0050% or less, REM: 0.010% or less 3.
  • the structural high-strength thick steel plate having excellent brittle crack propagation stopping characteristics as described in 3 above, which contains one or more kinds.
  • a steel material (slab) having the composition described in either 5.3 or 4 is heated to a temperature of 900 to 1150 ° C.
  • the cumulative reduction ratio is 20% or more, and 1 Rolling is performed so that the average rolling reduction per pass is 5.0% or less.
  • rolling is performed so that the cumulative reduction rate is 40% or more and the average reduction rate per pass is 7.0% or more.
  • the figure which shows typically the fracture surface form of the standard ESSO test of the thick steel plate exceeding 50 mm in thickness (a) is the figure which observed the test piece from the plane side, (b) is the figure which shows the fracture surface of a test piece.
  • Toughness and texture of the surface layer part and the central part of the plate thickness Define the metallographic structure. 1. Toughness and texture
  • the Charpy fracture surface transition temperature vTrs in the surface layer portion is ⁇ 60 ° C. or lower and the thickness in the central portion.
  • the Charpy fracture surface transition temperature vTrs is defined as ⁇ 50 ° C. or lower.
  • the Charpy fracture surface transition temperature vTrs at the center of the plate thickness is preferably ⁇ 60 ° C. or lower.
  • the cleavage plane is accumulated obliquely with respect to the main crack direction, and fine crack branching is generated to reduce stress at the brittle crack tip.
  • the effect of stopping brittle crack propagation is improved.
  • Kca (-10 ° C) ⁇ 6000 N / mm which is a target for ensuring structural safety, with thick materials exceeding 50 mm thick that have been used for hull outer plates such as recent container ships and bulk carriers.
  • the degree of integration I of the RD // (110) plane in the plate thickness surface layer portion is 1.3 or more, preferably 1.6 or more, and RD // in the plate thickness center portion.
  • the degree of integration I on the (110) plane needs to be 1.8 or more, preferably 2.0 or more.
  • the integration degree I of the RD // (110) plane at the plate thickness surface layer portion or the plate thickness central portion indicates the following.
  • a sample having a plate thickness of 1 mm is taken from the plate thickness surface layer portion or the plate thickness central portion, and a surface parallel to the plate surface is mechanically polished / electrolytic polished, thereby obtaining an X-ray diffraction sample.
  • Prepare a specimen In the case of the plate thickness surface layer portion, the surface closest to the outermost surface is polished.
  • X-ray diffraction measurement is performed using a Mo ray source, and (200), (110) and (211) positive figures (pole figures) are obtained.
  • a three-dimensional crystal orientation density function is calculated from the obtained positive pole figure by the Bunge method.
  • the integrated value is obtained by integrating the values of the three-dimensional crystal orientation density function of the orientation.
  • a value obtained by dividing the integrated value by the number of integrated directions is referred to as an integration degree I of the RD // (110) plane.
  • the Charpy toughness value of the surface layer portion and the central portion of the plate thickness and the degree of integration I of the RD // (110) surface satisfy the following formula (1). .
  • the metal structure is mainly composed of ferrite.
  • the fact that the metal structure is mainly composed of ferrite is that the area fraction of the ferrite phase is 60% or more of the whole.
  • the balance of bainite, martensite (including island-like martensite), pearlite, etc. is 40% or less in total area fraction.
  • the target toughness can be obtained, but transformation occurs when transforming from austenite to ferrite after rolling. Since sufficient time exists, the resulting texture becomes random, and the integration degree I of the RD // (110) plane is 1.3 or more, preferably 1.6 or more in the target plate thickness surface layer portion.
  • the degree of integration I of the RD // (110) plane at the center of the plate thickness cannot be achieved at 1.8 or more, preferably 2.0 or more.
  • the degree of integration I of the RD // (110) plane is 1.3 or more, preferably 1.6 or more in the plate thickness surface layer portion even in the structure mainly composed of ferrite.
  • the degree of integration I of the RD // (110) plane at the center of the plate thickness can be 1.8 or more, preferably 2.0 or more.
  • C is an element that improves the strength of steel.
  • it is necessary to contain 0.03% or more in order to ensure a desired strength, but if it exceeds 0.20%, the weldability deteriorates.
  • C is preferably specified in the range of 0.03 to 0.20%. Furthermore, it is preferably 0.05 to 0.15%.
  • Si 0.03-0.5% Si is effective as a deoxidizing element and as a strengthening element for steel, but if its content is less than 0.03%, it has no effect. On the other hand, if it exceeds 0.5%, not only the surface properties of the steel are impaired, but also the toughness is extremely deteriorated. Therefore, the addition amount is preferably 0.03% or more and 0.5% or less.
  • Mn 0.5 to 2.2% Mn is added as a strengthening element. If it is less than 0.5%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 2.2%, the weldability deteriorates and the steel material cost also rises. Therefore, it is preferably 0.5% or more and 2.2% or less. .
  • Al acts as a deoxidizer, and for this purpose, it needs to contain 0.005% or more. However, if it contains more than 0.08%, it reduces the toughness and, when welded, weld metal Reduce the toughness of the part. Therefore, Al is preferably specified in the range of 0.005 to 0.08%, and more preferably 0.02 to 0.04%.
  • N 0.0050% or less N combines with Al in the steel to form AlN, thereby adjusting the crystal grain size during rolling and strengthening the steel, but if it exceeds 0.0050%, the toughness Since it deteriorates, it is preferable to make it 0.0050% or less.
  • P, S P and S are inevitable impurities in the steel. However, if P exceeds 0.03%, the toughness deteriorates when S exceeds 0.01%. % Or less is desirable, and 0.02% or less and 0.005% or less are more desirable, respectively.
  • Ti 0.005 to 0.03%
  • Ti has the effect of forming nitrides, carbides, or carbonitrides by adding a small amount, and refining crystal grains to improve the base material toughness. The effect is obtained by addition of 0.005% or more. However, if the content exceeds 0.03%, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is lowered, so 0.005 to 0.03% is set.
  • the above is a preferable basic component composition in the present invention, but in order to further improve the characteristics, it is possible to contain one or more of Nb, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B, Ca, and REM.
  • Nb 0.005 to 0.05%
  • Nb precipitates as NbC at the time of ferrite transformation or reheating, and contributes to the increase in strength.
  • Nb has the effect of expanding the non-recrystallization temperature range in rolling in the austenite region, and contributes to the refinement of ferrite and is effective in improving toughness.
  • the effect is exhibited by addition of 0.005% or more, but if added over 0.05%, coarse NbC precipitates and conversely causes a decrease in toughness, so the upper limit is made 0.05%. Is preferred.
  • Cu, Ni, Cr, Mo Cu, Ni, Cr, and Mo are all elements that enhance the hardenability of steel. While contributing directly to strength enhancement after rolling, it can be added to improve functions such as toughness, high-temperature strength, or weather resistance, since these effects are exhibited by containing 0.01% or more, When contained, the content is preferably 0.01% or more. However, when it contains excessively, toughness and weldability will deteriorate, when containing, upper limit is 0.5% for Cu, 1.0% for Ni, 0.5% for Cr, and 0.5% for Mo. % Is preferable.
  • V 0.001 to 0.10%
  • V is an element that improves the strength of the steel by precipitation strengthening as V (C, N). In order to exhibit this effect, 0.001% or more may be contained, but if it exceeds 0.10%, toughness is reduced. For this reason, when it contains V, it is preferable to set it as 0.001 to 0.10% of range.
  • B 0.0030% or less B may be added as an element that enhances the hardenability of steel in a small amount. However, if it exceeds 0.0030%, the toughness of the welded portion is lowered. Therefore, when B is contained, the content is preferably 0.0030% or less.
  • Ca 0.0050% or less
  • REM 0.010% or less Ca
  • REM is necessary because it refines the structure of the heat affected zone and improves toughness, and even if added, the effect of the present invention is not impaired. It may be added accordingly. However, if it is excessively contained, coarse inclusions are formed and the toughness of the base material is deteriorated. Therefore, when it is included, the upper limit of Ca is preferably 0.0050% and REM is preferably 0.010%. .
  • manufacturing conditions it is preferable to define the heating temperature, hot rolling conditions, cooling conditions, and the like of the steel material.
  • the cumulative reduction ratio in addition to the overall cumulative reduction ratio, the cumulative reduction ratio and the case where the sheet thickness central portion is in the austenite recrystallization temperature range and in the austenite non-recrystallization temperature range, respectively.
  • the molten steel having the above composition is melted in a converter or the like, and is made into a steel material by continuous casting or the like.
  • hot rolling is performed after the steel material is heated to a temperature of 900 to 1150 ° C.
  • the heating temperature is preferably 900 to 1150 ° C.
  • a more preferable heating temperature range is 1000 to 1100 ° C. from the viewpoint of toughness.
  • the integration degree I of the RD // (110) plane is 1.3 or more, preferably 1.6 or more in the plate thickness surface layer portion targeted in the present invention, and the RD // (110) plane in the center portion of the plate thickness.
  • the degree of integration I is 1.8 or higher, preferably 2.0 or higher. Therefore, in the present invention, it is preferable to define hot rolling conditions as described below.
  • the degree of integration I of the RD // (110) plane is 1.3 or more, preferably 1.6 or more in the plate thickness surface layer portion, and RD // (110 in the plate thickness center portion. )
  • Surface integration degree I is 1.8 or more, preferably 2.0 or more.
  • the rolling is performed so that the cumulative reduction rate is 20% or more and the average reduction rate per pass is 5.0% or less. Is preferred.
  • austenite is refined and the finally obtained metal structure is also refined to improve toughness.
  • the average rolling reduction per pass in this temperature range to 5.0% or less, strain can be introduced particularly in the vicinity of the surface layer of the steel material, and thereby RD // (110 in the plate thickness surface layer portion. )
  • Surface integration degree I can be 1.3 or more, preferably 1.6 or more, and the surface layer portion is further refined to obtain the effect of improving the toughness of the surface layer portion.
  • the cumulative reduction ratio is 40% or more and the average reduction ratio per pass is 7.0% or more in a state where the temperature at the center of the plate thickness is in the austenite non-recrystallization temperature range.
  • the cumulative rolling reduction in this temperature range is 40% or more, the texture at the center of the plate thickness is sufficiently developed.
  • the integration degree I of the RD // (110) plane at the center of the plate thickness is set to 1.8 or more, preferably 2.0 or more. it can.
  • the cumulative rolling reduction is 65% or more as a whole by combining the austenite recrystallization temperature range and the austenite non-recrystallization temperature range. This is because by setting the total cumulative rolling reduction to 65% or more, a sufficient rolling reduction can be ensured for the structure, and the toughness and strength can achieve the target values.
  • the austenite recrystallization temperature range and the austenite non-recrystallization temperature range can be grasped by conducting a preliminary experiment in which the steel having the component composition is given a heat / working history with varying conditions.
  • finish temperature of hot rolling is not specifically limited, From a viewpoint of rolling efficiency, it is preferable to complete
  • the rolled steel sheet is cooled to 600 ° C. or lower at a cooling rate of 4.0 ° C./s or higher.
  • a cooling rate of 4.0 ° C./s or higher.
  • the cooling rate is less than 4.0 ° C./s, the structure becomes coarse, and the target toughness cannot be obtained.
  • the cooling stop temperature is set to 600 ° C. or less, the progress of recrystallization can be avoided, and the desired texture obtained by hot rolling and subsequent cooling can be maintained.
  • the cooling stop temperature is higher than 600 ° C., recrystallization proceeds even after the cooling stop and a desired texture cannot be obtained.
  • cooling rate and cooling stop temperature be the temperature of the plate
  • the temperature at the central portion of the plate thickness is obtained by simulation calculation or the like from the plate thickness, surface temperature, cooling conditions, and the like.
  • the temperature at the center of the plate thickness of the steel sheet is obtained by calculating the temperature distribution in the plate thickness direction using the difference method.
  • a tempering temperature can be made not to impair the desired structure obtained by rolling and cooling by carrying out by making steel sheet average temperature below AC1 point.
  • the AC1 point (° C.) is obtained by the following equation.
  • a C1 point 751-26.6C + 17.6Si-11.6Mn-169Al-23Cu-23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo + 233Nb-39.7V-5.7Ti-895B
  • each element symbol is the content (% by mass) in steel, and 0 if not contained.
  • the average temperature of the steel sheet can also be obtained by simulation calculation or the like from the sheet thickness, surface temperature, cooling conditions, etc., similarly to the temperature at the center of the sheet thickness.
  • Molten steel (steel symbols A to O) of each composition shown in Table 1 is melted in a converter and made into a steel material (slab thickness 250 mm) by a continuous casting method. After hot rolling to a plate thickness of 50 to 80 mm, cooling is performed. No. 1 to 29 test steels were obtained. Some were tempered after cooling. Table 2 shows hot rolling conditions, cooling conditions, and tempering conditions.
  • a JIS14A test piece of ⁇ 14 was collected from 1/4 part of the plate thickness so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction, a tensile test was performed, and a yield point (Yield Strength) was obtained. Tensile Strength was measured.
  • a JIS No. 4 impact test piece was taken from the surface layer part and the center part of the plate thickness (hereinafter also referred to as 1 / 2t part) so that the direction of the longitudinal axis of the test piece was parallel to the rolling direction, and the Charpy impact test was performed.
  • the fracture surface transition temperature (vTrs) was obtained.
  • the impact test piece of the surface layer part is assumed to have a surface closest to the surface at a depth of 1 mm from the steel sheet surface.
  • the degree of integration I of the RD // (110) plane at the central portion of the plate thickness was determined as follows. First, a sample having a plate thickness of 1 mm was collected from the central portion of the plate thickness, and a test piece for X-ray diffraction was prepared by mechanically polishing and electrolytic polishing a surface parallel to the plate surface. Using this test piece, X-ray diffraction measurement was performed using a Mo ray source, and (200), (110) and (211) positive electrode dot diagrams were obtained. A three-dimensional crystal orientation density function was calculated from the obtained positive electrode dot diagram by the Bunge method.
  • the integrated value was obtained by integrating the values of the three-dimensional crystal orientation density function of the orientation to be.
  • a value obtained by dividing the integrated value by the integrated number of azimuths 19 was defined as an integration degree I of the RD // (110) plane.
  • Table 3 shows the results of these tests.
  • Kca ( ⁇ 10 ° C.) is 6000 N / mm 3 / 2 or more, the brittle crack propagation stopping performance was excellent.
  • the test steel plates manufactured by manufacturing numbers 1 to 13 in which the Charpy toughness values of the surface layer portion and the central portion of the plate thickness and the degree of integration I of the RD // (110) surface satisfy the formula (1) (Production numbers 1 to 13), (1) A higher Kca ( ⁇ 10 ° C.) value was obtained as compared with the test steel sheets (Product Nos. 27 to 29) not satisfying the formula.
  • the value of Kca ( ⁇ 10 ° C.) is 6000 N / mm 3 / It was less than 2 .

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Abstract

船舶に用いて好適な板厚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およびその製造方法を提供する。特定成分組成を有し、金属組織がフェライト相主体の組織で、板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．３以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．８以上の集合組織を有し、表層部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－６０℃以下および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－５０℃以下であることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板。

Description

脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
　本発明は、脆性亀裂伝播停止特性（ｂｒｉｔｔｌｅ　ｃｒａｃｋ　ａｒｒｅｓｔａｂｉｌｉｔｙ）に優れた構造用（ｆｏｒ　ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　ｕｓｅ）高強度厚鋼板（ｈｉｇｈ−ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｔｈｉｃｋ　ｓｔｅｅｌ　ｐｌａｔｅ）およびその製造方法に関し、特に、船舶に用いて好適な板厚５０ｍｍ以上のものに関する。
　船舶等の大型構造物においては、脆性破壊（ｂｒｉｔｔｌｅ　ｆｒａｃｔｕｒｅ）に伴う事故が経済や環境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（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）や、脆性亀裂伝播停止特性が要求されている。
　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（ｏｕｔｅｒ　ｐｌａｔｅ　ｏｆ　ｓｈｉｐ’ｓ　ｈｕｌｌ）に高強度の厚肉材を使用するが、最近は船体の大型化に伴い一層の高強度厚肉化が進展している。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ほど劣化する傾向があるため、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。
　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、液化天然ガス（Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ　Ｎａｔｕｒａｌ　Ｇａｓ）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。
　一方、ＬＮＧのような極低温（ｕｌｔｒａ　ｌｏｗ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）にまで至らない、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、いわゆるＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ｃｏｎｔｒｏｌ　Ｐｒｏｃｅｓｓ）法により細粒化を図り、低温靭性を向上させて、優れた脆性亀裂伝播停止特性を付与することができる。
　また、合金コストを上昇させることなく、脆性亀裂伝播停止特性を向上させるため表層部の組織を超微細化（ｕｌｔｒａ　ｆｉｎｅ　ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ）した鋼材が特許文献１で提案されている。
　特許文献１記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材は、脆性亀裂が伝播する際、鋼材表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域　ｓｈｅａｒ−ｌｉｐｓ）が脆性亀裂伝播停止特性の向上に効果があることに着目し、シアリップ部分の結晶粒を微細化させて、伝播する脆性亀裂が有する伝播エネルギーを吸収させることを特徴とする。
　製造方法として、熱間圧延後の制御冷却により表層部分をＡｒ３変態点（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｐｏｉｎｔ）以下に冷却し、その後制御冷却（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ　ｃｏｏｌｉｎｇ）を停止して表層部分を変態点以上に復熱（ｒｅｃｕｐｅｒａｔｅ）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（ｆｅｒｒｉｔｅ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）又はベイナイト組織（ｂａｉｎｉｔｅ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を生成させることが記載されている。
　さらに、特許文献２では、フェライト−パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）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は、鋼材の両表面部は円相当粒径（ｃｉｒｃｌｅ−ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ　ａｖｅｒａｇｅ　ｇｒａｉｎ　ｓｉｚｅ）：５μｍ以下、アスペクト比（ａｓｐｅｃｔ　ｒａｔｉｏ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｇｒａｉｎｓ）：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、フェライト粒径のバラツキを抑えることが重要で、バラツキを抑える方法として仕上げ圧延中の１パス当りの最大圧下率（ｒｏｌｌｉｎｇ　ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）を１２％以下とし局所的な再結晶現象を抑制することが記載されている。
　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、特に板厚が５０ｍｍを超える厚肉材では圧延、冷却設備への負荷が大きいプロセスである。
　一方、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（ｓｕｂｇｒａｉｎ）に着目し、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる、ＴＭＣＰの延長上にある技術が記載されている。
　具体的には、板厚３０~４０ｍｍにおいて、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（ｔｅｘｔｕｒｅ）を発達させるとともに加工（圧延）により導入した転位（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）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、によって脆性亀裂伝播停止特性を向上させる。
　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（ｓｅｐａｒａｔｉｏｎ）を板面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。
　例えば、特許文献４には、制御圧延により（１１０）面Ｘ線強度比（Ｘ−ｒａｙ　ｐｌａｎｅ　ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ　ｒａｔｉｏ　ｉｎ　ｔｈｅ（１１０）ｐｌａｎｅ　ｓｈｏｗｉｎｇ　ａ　ｔｅｘｔｕｒｅ　ｄｅｖｅｌｏｐｉｎｇ　ｄｅｇｒｅｅ）を２以上とし、かつ円相当径（ｄｉａｍｅｔｅｒ　ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ　ｔｏ　ａ　ｃｉｒｃｌｅ　ｉｎ　ｔｈｅ　ｃｒｙｓｔａｌ　ｇｒａｉｎｓ）２０μｍ以上の粗大粒を１０％以下とすることにより、耐脆性破壊特性を向上させることが記載されている。
　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、板厚内部の圧延面における（１００）面のＸ線面強度比が１．５以上を有することを特徴とする鋼板が開示されている。当該集合組織発達による応力負荷方向と亀裂伝播方向の角度のずれにより脆性き裂伝播停止特性に優れることが記載されている。
特公平７−１００８１４号公報 特開２００２−２５６３７５号公報 特許第３４６７７６７号公報 特許第３５４８３４９号公報 特許第２６５９６６１号公報
　ところで、最近の６，０００ＴＥＵ（Ｔｗｅｎｔｙ−ｆｏｏｔ　Ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ　Ｕｎｉｔ）を越える大型コンテナ船では板厚５０ｍｍを超える厚鋼板が使用される。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会論文集　第３号、２００６、ｐｐ３５９~３６２は、板厚６５ｍｍの鋼板の脆性亀裂伝播停止性能を評価し、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を報告している。
　また、供試材の標準ＥＳＳＯ試験（ＥＳＳＯ　ｔｅｓｔ　ｃｏｍｐｌｉａｎｔ　ｗｉｔｈ　ＷＥＳ　３００３）では使用温度−１０℃におけるＫｃａの値（以下、Ｋｃａ（−１０℃）とも記載する）が３０００Ｎ／ｍｍ３／２に満たない結果が示され、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。
　上述した特許文献１~５に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れる鋼板は、製造条件や開示されている実験データから板厚５０ｍｍ程度までが主な対象である。５０ｍｍを超える厚肉材へ適用した場合、所定の特性が得られるか不明で、船体構造で必要な板厚方向の亀裂伝播に対しての特性については全く検証されていない。
　そこで本発明は、圧延条件を最適化し、板厚方向での集合組織を制御する工業的に極めて簡易なプロセスで安定して製造し得る脆性亀裂伝播停止特性に優れる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。
　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亀裂伝播停止特性を有する高強度厚鋼板について以下の知見を得た。
１．板厚５０ｍｍを超える厚鋼板について、標準ＥＳＳＯ試験の破面を詳細に調査した結果、図１（ｂ）に示すような破面形態となる場合に、脆性亀裂の幅が小さくなるのに伴い亀裂先端部の応力拡大係数が小さくなり、その結果、鋼板のアレスト性能が高くなる。図１（ａ）（ｂ）は標準ＥＳＳＯ試験片１のノッチ２から突入した亀裂３が母材５において先端形状４で伝播を停止したことを模式的に示す。
２．上記の様な破面形態を得るためには、表層部と板厚中央部のアレスト性能を向上させる必要がある。表層部と板厚中央部のアレスト性能を向上させる方法として、表層部および板厚中央部の靭性を向上させることが有効である。しかし、板厚５０ｍｍを超えるような厚鋼板では冷却速度や圧下率等に制限があり、板厚中央部の靭性を向上させるには限界が存在する。
３．靭性向上の他にアレスト性能を向上させる手法としては、板厚中央部の集合組織を制御することが有効である。特に圧延方向に対して平行に（１１０）面を集積させ、圧延方向あるいは板幅方向に進展する亀裂をそれぞれ圧延方向あるいは板幅方向から斜めに逸らすように集合組織制御を行うことが有効である。
４．さらに、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、かつ、１パス当りの平均圧下率を５％以下とすることによって、表層部の組織の微細化を図る。その後、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、かつ、１パス当りの平均圧下率を７％以上とすることにより、板厚中央部の靭性および集合組織を発達させることができ、上述の組織を実現できる。
　本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は、
１．金属組織がフェライト主体であり、板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面（Ｒｏｌｌｉｎｇ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ　ｐａｒａｌｌｅｌ　ｔｏ（１１０）ｐｌａｎｅ）の集積度Ｉが１．３以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．８以上の集合組織を有し、表層部におけるシャルピー破面遷移温度がｖＴｒｓ≦−６０℃および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度がｖＴｒｓ≦−５０℃であることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
２．表層部および板厚中央部のシャルピー靭性値およびＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが、下記（１）式を満たすことを特徴とする１に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
ｖＴｒｓ（表層）＋１．９×ｖＴｒｓ（１／２ｔ）−６×ＩＲＤ／／（１１０）［表層］−８４×ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］≦−３５０・・・（１）
ｖＴｒｓ（表層）：表層部の破面遷移温度　（℃）
ｖＴｒｓ（１／２ｔ）：板厚中央部の破面遷移温度　（℃）
ＩＲＤ／／（１１０）［表層］：表層部のＲＤ／／（１１０）面の集積度
ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］：板厚中央部のＲＤ／／（１１０）面の集積度
３．鋼組成が、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％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする１または２のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
４．　鋼組成が、更に、質量％で、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１種以上を含有することを特徴とする３に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
５．３または４のいずれかに記載の組成を有する鋼素材（ｓｌａｂ）を、９００~１１５０℃の温度に加熱する。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において、累積圧下率を２０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を５．０％以下とする圧延をする。次いで、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において、累積圧下率を４０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を７．０％以上とする圧延を行う。その後、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで加速冷却することを特徴とする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。
６．６００℃以下まで加速冷却した後、さらに、ＡＣ１点以下の温度に焼戻す工程を有する５に記載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。
　本発明によれば、板厚方向に集合組織が適切に制御され、脆性亀裂伝播停止特性に優れる、板厚５０ｍｍ以上の高強度厚肉鋼板およびその製造方法が得られ、好ましくは板厚５０ｍｍを超える、より好ましくは板厚５５ｍｍ以上の鋼板に適用することが有効である。そして、造船分野では大型のコンテナ船、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など、産業上極めて有用である。
板厚５０ｍｍを超える厚鋼板の標準ＥＳＳＯ試験の破面形態を模式的に示す図で（ａ）は試験片を平面側から観察した図、（ｂ）は試験片の破面を示す図。
　本発明では、１．表層部および板厚中央部の靭性と集合組織、２．金属組織を規定する。
１．靭性および集合組織
　本発明では、圧延方向または圧延直角方向など水平方向（鋼板の面内方向）に進展する亀裂に対して亀裂伝播停止特性を向上させることのできる図１の破面形態を得るために、板厚表層部および中央部での靭性とＲＤ／／（１００）面の集積度Ｉを適宜規定する。
　まず、母材靭性が良好であることが亀裂の進展を抑制するための前提となるので、本発明に係る鋼板では表層部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓを−６０℃以下および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓを−５０℃以下と規定する。板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓは−６０℃以下であることが好ましい。
　また、ＲＤ／／（１００）面の集合組織を発達させることにより、へき開面（ｃｌｅａｖａｇｅ　ｐｌａｎｅ）を亀裂主方向に対し斜めに集積させ、微細な亀裂分岐を発生させることによる脆性亀裂先端の応力緩和の効果により脆性亀裂伝播停止性能が向上する。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を超える厚肉材で、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性能を得る場合、板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉを１．８以上、好ましくは２．０以上とする必要がある。
　ここで、板厚表層部、あるいは、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉとは、次のことを指す。まず、板厚表層部あるいは板厚中央部から板厚１ｍｍのサンプルを採取し、板面に平行な面を機械研磨（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ）・電解研磨（ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｔｉｃ　ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ）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線回折測定（Ｘ−ｒａｙ　ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ）を実施し、（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図（ｐｏｌｅ　ｆｉｇｕｒｅｓ）を求める。得られた正極点図から３次元結晶方位密度関数（ｔｈｒｅｅ　ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ　ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　ｆｕｎｃｔｉｏｎ）をＢｕｎｇｅ法で計算して求める。次に、得られた３次元結晶方位密度関数から、Ｂｕｎｇｅ表記でψ２＝０°~９０°まで、５°間隔で合計１９枚の断面図において、圧延方向に対して（１１０）面が平行となる方位の３次元結晶方位密度関数の値を積算して積算値（ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ　ｖａｌｕｅ）を求める。この積算値を前記積算した方位の個数で割った値を、ＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉと称する。
　上述の母材靭性および集合組織の規定に加えて、表層部および板厚中央部のシャルピー靭性値およびＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが、下記（１）式を満たすことが、好ましい。
ｖＴｒｓ（表層）＋１．９×ｖＴｒｓ（１／２ｔ）−６×ＩＲＤ／／（１１０）［表層］−８４×ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］≦−３５０・・・（１）
ｖＴｒｓ（表層）：表層部の破面遷移温度　（℃）
ｖＴｒｓ（１／２ｔ）：板厚中央部の破面遷移温度　（℃）
ＩＲＤ／／（１１０）［表層］：表層部のＲＤ／／（１１０）面の集積度
ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］：板厚中央部のＲＤ／／（１１０）面の集積度
　上記（１）式が満足されることにより、さらに優れた脆性亀裂伝播停止性能を得ることができる。
２．金属組織
　本発明では、金属組織がフェライト主体であるものとする。ここで、本発明において、金属組織がフェライト主体であるとは、フェライト相の面積分率が全体の６０％以上であることとする。残部は、ベイナイト、マルテンサイト（島状マルテンサイトを含む）、パーライトなどが合計の面積分率で４０％以下である。
　フェライトを主体とする組織において、通常のオーステナイト域圧延での圧延条件によってフェライトを主体とする金属組織を得た場合、目的とする靭性は得られるものの、圧延後にオーステナイトからフェライトへ変態する際に変態時間が十分に存在するため、得られる集合組織がランダムとなってしまい、目標とする板厚表層部においてＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．８以上、好ましくは２．０以上、が達成できない。そこで、後述のように圧延条件を工夫することにより、フェライト主体の組織であっても板厚表層部においてＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．８以上、好ましくは２．０以上、を得ることができる。
　３．化学成分
以下、本発明における好ましい化学成分について説明する。説明において％は質量％である。
　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％の範囲に規定することが好ましい。さらに、好ましくは０．０５~０．１５％である。
　Ｓｉ：０．０３~０．５％
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、０．０３％未満の含有量ではその効果がない。一方、０．５％を越えると鋼の表面性状を損なうばかりか靭性が極端に劣化する。従ってその添加量を０．０３％以上、０．５％以下とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．５~２．２％
Ｍｎは、強化元素として添加する。０．５％より少ないとその効果が十分でなく、２．２％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、０．５％以上、２．２％以下とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．００５~０．０８％
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、０．０８％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は、０．００５~０．０８％の範囲に規定することが好ましく、さらに、好ましくは、０．０２~０．０４％である。
　Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、鋼中のＡｌと結合してＡｌＮを形成することにより、圧延加工時の結晶粒径を調整し、鋼を強化するが、０．００５０％を超えると靭性が劣化するため、０．００５０％以下とすることが好ましい。
　Ｐ、Ｓ
Ｐ、Ｓは、鋼中の不可避不純物であるが、Ｐは０．０３％を超えると、Ｓは０．０１％を超えると靭性が劣化するため、それぞれ、０．０３％以下、０．０１％以下が望ましく、それぞれ、０．０２％以下、０．００５％以下がさらに望ましい。
　Ｔｉ：０．００５~０．０３％
Ｔｉは微量の添加により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化して母材靭性を向上させる効果を有する。その効果は０．００５％以上の添加によって得られるが、０．０３％を超える含有は、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるので、０．００５~０．０３％とする。
　以上が本発明における好ましい基本成分組成であるが、更に特性を向上させるため、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの１種以上を含有することが可能である。
　Ｎｂ：０．００５~０．０５％
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温度域を拡大させる効果をもち、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０．００５％以上の添加により発揮されるが０．０５％を超えて添加すると、粗大なＮｂＣが析出し、逆に靭性の低下を招くのでその上限は０．０５％とするのが好ましい。
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。圧延後の強度アップ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添加することができ、これらの効果は０．０１％以上含有することにより発揮されるので、含有される場合には、０．０１％以上とすることが好ましい。しかしながら、過度に含有すると靭性や溶接性が劣化するため、含有させる場合には、それぞれ上限をＣｕは０．５％、Ｎｉは１．０％、Ｃｒは０．５％、Ｍｏは０．５％とすることが好ましい。
　Ｖ：０．００１~０．１０％
Ｖは、Ｖ（Ｃ，Ｎ）として析出強化により、鋼の強度を向上する元素である。この効果を発揮させるために０．００１％以上含有してもよいが、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、０．００１~０．１０％の範囲とすることが好ましい。
　Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは微量で鋼の焼き入れ性を高める元素として添加してもよい。しかし、０．００３０％を超えて含有すると溶接部の靭性を低下させるので、Ｂを含有させる場合には０．００３０％以下とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下
Ｃａ、ＲＥＭは溶接熱影響部の組織を微細化し靭性を向上させ、添加しても本発明の効果が損なわれることはないので必要に応じて添加してもよい。しかし、過度に含有すると、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させるので、含有させる場合にはそれぞれの上限をＣａは０．００５０％、ＲＥＭは０．０１０％とするのが好ましい。
　４．製造条件
　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。
　製造条件としては、鋼素材の加熱温度、熱間圧延条件、冷却条件などを規定することが好ましい。特に、熱間圧延については、全体の累積圧下率のほかに、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある場合と、オーステナイト未再結晶温度域にある場合とのそれぞれについて、累積圧下率および１パス当たりの平均圧下率を規定することが好ましい。これらを規定することにより、厚鋼板の表層部および板厚中央部における靭性およびＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉと板厚１／４部における強度について、所望の特性を得ることができる。
　まず、上記した組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材とする。ついで、鋼素材を、９００~１１５０℃の温度に加熱してから熱間圧延を行う。
　良好な靭性を得るには加熱温度を低くし、圧延前の結晶粒径を小さくすることが有効であるが、加熱温度が９００℃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。また、１１５０℃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、加熱温度は９００~１１５０℃とすることが好ましい。靭性の観点からより好ましい加熱温度の範囲は１０００~１１００℃である。
　一般に、通常のオーステナイト域圧延を実施することにより、フェライトを主体とする金属組織を得た場合、目的とする靭性は得られるものの、圧延後にオーステナイトからフェライトへ変態する際に変態時間が十分に存在するため、得られる集合組織がランダムとなってしまう。そのため、本発明において目標とする板厚表層部においてＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．８以上、好ましくは２．０以上、が達成できない。そこで、本発明においては、以下に述べるように、熱間圧延条件を規定することが好ましい。これにより、フェライト主体の組織であっても板厚表層部においてＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．８以上、好ましくは２．０以上、を得ることができる。
　熱間圧延は、まず、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある状態において、累積圧下率を２０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率５．０％以下とする圧延を行うことが好ましい。この累積圧下率を２０％以上とすることによりオーステナイトが細粒化し、最終的に得られる金属組織も細粒化して、靭性が向上する。一方、この温度域における１パスあたりの平均圧下率を５．０％以下とすることにより、鋼材の特に表層近辺に歪を導入することができ、これにより板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉを１．３以上、好ましくは１．６以上とすることができ、さらに表層部が細粒化され、表層部の靭性向上効果が得られる。
　次に、板厚中央部の温度がオーステナイト未再結晶温度域にある状態において累積圧下率４０％以上かつ１パス当りの平均圧下率を７．０％以上とする圧延を行うことが好ましい。この温度域での累積圧下率を４０％以上とすることにより、板厚中央部の集合組織を十分に発達させる。また１パス当りの平均圧下率を７．０％以上とすることにより板厚中央部のＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉを１．８以上、好ましくは２．０以上とすることができる。
　また上記の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を合わせた全体として累積圧下率は６５％以上とすることが好ましい。全体の累積圧下率を６５％以上とすることにより、組織に対して十分な圧下量を確保することができ、靭性および強度が目的の値を達成することができるためである。
　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は、当該成分組成を有する鋼に、条件を変化させた熱・加工履歴を与える予備的実験を行うことにより、把握することができる。
　なお、熱間圧延の終了温度は特に限定されるものではないが、圧延能率の観点からは、オーステナイト未再結晶温度域において終了させることが好ましい。
　圧延が終了した鋼板は、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却することが好ましい。冷却速度を４．０℃／ｓ以上とすることにより、組織が粗大化することなく細粒組織が得られ、目標とする優れた靱性を得ることができる。冷却速度が４．０℃／ｓ未満では組織が粗大化してしまい、目標とする靭性が得られない。冷却停止温度を６００℃以下とすることにより、再結晶の進行を回避でき、熱間圧延およびそれに続く冷却によって得られた所望の集合組織を維持することができる。冷却停止温度が６００℃より高いと冷却停止後にも再結晶が進行して所望の集合組織が得られない。なお、これら冷却速度や冷却停止温度は、鋼板の板厚中央部の温度とする。板厚中央部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、鋼板の板厚中央部の温度が求められる。
　冷却が終了した鋼板について、焼戻し（ｔｅｍｐｅｒ）処理を実施することも可能である。焼戻しを実施することにより、鋼板の靭性をさらに向上させることができる。焼戻し温度は、鋼板平均温度でＡＣ１点以下として実施することにより、圧延・冷却で得られた所望の組織を損なわないようにすることができる。本発明ではＡＣ１点（℃）を下式で求める。
ＡＣ１点＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ
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。
　鋼板の平均温度も、板厚中央部の温度と同様、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。
　表１に示す各組成の溶鋼（鋼記号Ａ~Ｏ）を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ厚２５０ｍｍ）とし、板厚５０~８０ｍｍに熱間圧延後、冷却を行いＮｏ．１~２９の供試鋼を得た。一部については、冷却後に焼戻しも実施した。表２に、熱間圧延条件、冷却条件および焼戻し条件を示す。
　得られた厚鋼板について、板厚の１／４部よりΦ１４のＪＩＳ１４Ａ号試験片を試験片の長手方向が圧延方向と直角となるように採取し、引張試験を行い、降伏点（Ｙｉｅｌｄ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）、引張強さ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を測定した。
　また、表層部および板厚中央部（以下、１／２ｔ部とも記す）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、シャルピー衝撃試験を行って、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。ここで、表層部の衝撃試験片は、最も表面に近い面を鋼板表面から１ｍｍの深さにするものとする。
　次に、脆性亀裂伝播停止特性を評価するため、標準ＥＳＳＯ試験を行い、−１０℃におけるＫｃａ値（Ｋｃａ（−１０℃））を求めた。
　さらに、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉを次のようにして求めた。まず、板厚中央部から板厚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した。この試験片を用いて、Ｍｏ線源を用いて、Ｘ線回折測定を実施し、（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を求めた。得られた正極点図から３次元結晶方位密度関数をＢｕｎｇｅ法で計算して求めた。次に、得られた３次元結晶方位密度関数から、ψ２＝０°~９０°まで、Ｂｕｎｇｅ表記で５°間隔で合計１９枚の断面図において、圧延方向に対して（１１０）面が平行となる方位の３次元結晶方位密度関数の値を積算して積算値を求めた。この積算値を前記積算した方位の個数１９で割った値を、ＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉとした。
　表３にこれらの試験結果を示す。表層部および板厚中央部における靭性値および集合組織が本発明の範囲内である供試鋼板（製造Ｎｏ．１~１３、２７~２９）の場合、Ｋｃａ（−１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上と優れた脆性亀裂伝播停止性能を示した。また、表層部および板厚中央部のシャルピー靭性値およびＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが（１）式を満たしている供試鋼板（製造番号１~１３）においては、（１）式を満たしていない供試鋼板（製造番号２７~２９）と比較して、高いＫｃａ（−１０℃）の値が得られた。
　一方、製造条件が本発明範囲外で、鋼板の靭性または集合組織が本発明の規定を満たさない供試鋼板（製造番号２１~２６）ではＫｃａ（−１０℃）の値は６０００Ｎ／ｍｍ３／２には満たなかった。鋼板の成分組成が本発明の好ましい範囲外であった供試鋼板（製造番号１４~２０）は、鋼板の靭性が本願発明の規定を満たさず、Ｋｃａ（−１０℃）の値は６０００Ｎ／ｍｍ３／２には達しなかった。
１　　標準ＥＳＳＯ試験片
２　　ノッチ
３　　亀裂
４　　先端形状
５　　母材
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (8)

  1. 　金属組織がフェライト主体であり、板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．３以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが１．８以上の集合組織を有し、表層部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−６０℃以下および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−５０℃以下であることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
  2. 　表層部および板厚中央部のシャルピー破面遷移温度およびＲＤ／／（１１０）面の集積度Ｉが、下記（１）式を満たすことを特徴とする請求項１記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
    　ｖＴｒｓ（表層）＋１．９×ｖＴｒｓ（１／２ｔ）−６×ＩＲＤ／／（１１０）［表層］−８４×ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］≦−３５０・・・（１）
    ｖＴｒｓ（表層）　：　表層部の破面遷移温度　（℃）
    ｖＴｒｓ（１／２ｔ）　：板厚中央部の破面遷移温度　（℃）
    ＩＲＤ／／（１１０）［表層］：表層部のＲＤ／／（１１０）面の集積度
    ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］：板厚中央部のＲＤ／／（１１０）面の集積度
  3. 　鋼組成が、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％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな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脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
  4. 　鋼組成が、更に、質量％で、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１種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板。
  5. 　請求項３に記載の組成を有する鋼素材を、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において、累積圧下率を２０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を５．０％以下とする圧延を実施し、次いで、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において、累積圧下率を４０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を７．０％以上とする圧延を行い、その後、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで加速冷却することを特徴とする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。
  6. 　６００℃以下まで加速冷却した後、さらに、ＡＣ１点以下の温度に焼戻す工程を有する請求項５に記載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。
  7. 　請求項４に記載の組成を有する鋼素材を、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において、累積圧下率を２０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を５．０％以下とする圧延を実施し、次いで、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において、累積圧下率を４０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を７．０％以上とする圧延を行い、その後、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで加速冷却することを特徴とする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。
  8. 　６００℃以下まで加速冷却した後、さらに、ＡＣ１点以下の温度に焼戻す工程を有する請求項７に記載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。
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