JP5434145B2 - 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

Description

本発明は、脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法に関し、特に、板厚５０ｍｍ超えの鋼板を用いる船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物に好適なものに関する。

船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物においては、脆性破壊に伴う事故が経済や環境に及ぼす影響が大きいため、安全性の向上が常に求められ、使用される鋼材に対しては、使用温度における靭性や、脆性亀裂伝播停止特性が要求されている。

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、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（ＬＮＧ）の貯槽タンクにおいては、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用されている。

しかし、Ｎｉ量の増加はコストの大幅な上昇を余儀なくさせるため、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途には適用が難しい。

一方、ＬＮＧのような極低温にまで至らない、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、ＴＭＣＰ法により細粒化を図り、低温靭性を向上させて、優れた脆性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）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Ａｒ_３変態点以下に冷却し、その後制御冷却を停止して表層部分を変態点以上に復熱させる工程を１回以上繰り返して行い、この間に鋼材に圧下を加えることにより、繰り返し変態させ又は加工再結晶させて、表層部分に超微細なフェライト組織又はベイナイト組織を生成させる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：５μｍ以下、アスペクト比：２以上のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有する層で構成し、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を発達させるとともに加工（圧延）により導入した転位を熱的エネルギーにより再配置しサブグレインを形成させる圧延条件、（ｄ）形成した微細なフェライト結晶粒と微細なサブグレイン粒の粗大化を抑制する冷却条件、によって脆性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線強度比を２以上とし、かつ円相当径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、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が、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ＥＳＳＯ試験では使用温度―１０℃におけるＫｃａの値が３０００Ｎ／ｍｍ^３／２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程度が主な対象で、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、厚肉材で脆性亀裂伝播停止性能が劣化する原因について鋭意検討し、以下の知見を得た。
１．脆性亀裂伝播停止特性の向上に有効な{１００}＜０１１＞方位は圧延時にロールと圧延材間で発生するせん断歪の影響を受けて{１1０}＜００１＞方位へ変化する。
２．せん断歪は、板厚が小さい場合には表層付近に発生するが、板厚が大きい場合には板厚１／４付近が最も高い値を示す。
３．その結果、厚肉材に未再結晶オーステナイト域における制御圧延を施した場合、板厚１／４部{１００}＜０１１＞方位強度が低下し、{１００}＜０１１＞方位の発達は板厚中央部付近だけに限られ、脆性亀裂伝播停止性能が低下する。
４．未再結晶オーステナイト域における圧延温度を特定し、累積圧下率、各パス毎の接触弧長（ｌ）と圧延の入側板厚（ｈ）の比（ｌ／ｈ）を特定することにより、厚肉材においても板厚１／４部{１００}＜０１１＞方位強度を高めることが可能で、更に母材靭性を向上させることで優れた脆性亀裂伝播停止性能が達成される。

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、すなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚が５０ｍｍ超えであって、板厚中央部における圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位強度が１．７以上、かつ板厚１／４部における圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位強度が０．３以上の集合組織を有し、圧延方向に平行な断面の板厚中央部におけるミクロ組織のアスペクト比が４．０以下、板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下、Ｋｃａ（−５０℃）≧５０００Ｎ／ｍｍ ^３／２ 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．鋼組成が、更に、質量％で、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種以上を含有することを特徴とする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。
３．１または２に記載の組成を有する鋼素材を、９００〜１２００℃の温度に加熱し、板厚中央部の温度が（Ａｒ_３点＋１００）℃以上の温度で累積圧下率３０％以上、板厚中央部の温度が（Ａｒ_３点＋６０）℃以下、Ａｒ_３点以上の温度域において累積圧下率５０％以上かつ、各パス毎の接触弧長（ｌ）と圧延の入側板厚（ｈ）の比（ｌ／ｈ）の平均値が０．６以上の圧延を行った後、２℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却することを特徴とする１または２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を超える高強度厚肉鋼板が得られ、例えば、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。

板厚中央部の温度が（Ａｒ_３点＋６０）℃以下、Ａｒ_３点以上の温度域の圧延において、板厚１／４部の{１００}＜０１１＞方位強度に及ぼす（ｌ／ｈ）平均値の影響を示す図。

本発明では、１．鋼板内部（板厚の中央部および１／４部）の集合組織、２．板厚中央部のミクロ組織のアスペクト比、３．靭性を規定する。
１．鋼板内部の集合組織
本発明は板厚方向の広い領域で、亀裂伝播停止特性の向上に有効な{１００}＜０１１＞方位を発達させた集合組織を得ることを主眼とし、板厚中央部における圧延面での{１００}＜０１１＞方位強度と、かつ板厚１／４部における圧延面での{１００}＜０１１＞方位強度を所望する脆性亀裂伝播停止特性に応じて適宜規定する。

{１００}＜０１１＞方位を発達させると、亀裂の屈曲すなわち応力付加方向から亀裂が逸れることによる亀裂先端の応力拡大係数が低下する効果や、微細なセパレーションの発生により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（―５０℃）≧５０００Ｎ/ｍｍ^３／２の脆性亀裂伝播停止性能を得る場合、板厚中央部における圧延面での{１００}＜０１１＞方位強度を１．７以上、かつ板厚１／４部における圧延面での{１００}＜０１１＞方位強度を０．３以上とする。

ここで、方位強度は、Ｘ線回折装置（理学電機株式会社製）を使用し、Ｍｏ線源を用いて（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を求め、得られた正極点図から３次元結晶方位密度関数を計算することにより求めた。
２．アスペクト比
上述の板厚中央部における好適な集合組織を得るため、圧延方向に平行な断面の板厚中央部におけるミクロ組織のアスペクト比を、４．０以下とする。

これは、未再結晶オーステナイト域での圧延で形成された集合組織を保持するため、板厚中央部の温度がＡｒ_３点以上の温度域にて圧延を終了することが好ましく、その場合、圧延方向に平行な断面の板厚中央部におけるミクロ組織のアスペクト比が４．０以下となるからである。
３．母材靭性
母材靭性が、良好な特性を有す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板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度も所望する脆性亀裂伝播停止特性に応じて適宜規定する。

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（―５０℃）≧５０００Ｎ/ｍｍ^３／２の脆性亀裂伝播停止性能を得る場合、板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度は―４０℃以下と規定する。

上述した特徴を備えた集合組織は、鋼の化学成分と製造条件を適切に選択した場合に得られる。以下、本発明における好ましい、鋼の化学成分と製造条件について説明する。
４．化学成分
説明において％は質量％とする。

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％の範囲に規定した。なお、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。

Ｍｎ：０．５〜２．０％
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、２．０％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、２．０％以下とする。

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％の範囲に規定した。なお、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、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。

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、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。

以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させるため、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭの一種または二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。その効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが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。

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、Tiは、０．００５〜０．０３％の範囲にするのが好ましい。

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が、過度の添加は靭性や溶接性を劣化させるため、それぞれ上限を０．５％、１．０％、０．５％、０．５％とする。逆に添加量が０．０１％未満であるとその効果が現れないため、０．０１％以上の添加とする。

Ｖ：０．００１〜０．１％
Ｖは、Ｖ（ＣＮ）として析出強化により、鋼の強度を向上する元素であり、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は、０．００１〜０．１０％の範囲の添加とする。

Ｂ：０．００３％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、０．００３％を超えて含有すると溶接部の靭性を低下させるので、Ｂは０．００３％以下の添加とする。

Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１％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、過度に添加すると、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させるので、添加量の上限をそれぞれ０．００５％、０．０１％とするのが好ましい。

なお、構造用鋼としての溶接性を確保するため、次式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４５％以下であることが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５
（右辺の各元素記号は、その元素の含有量（質量％）を示すものとする。）
３．製造条件
製造条件はスラブ加熱温度、熱間圧延における（Ａｒ_３点＋１００）℃以上での累積圧下率、（Ａｒ_３点＋６０）℃以下、Ａｒ_３点以上の累積圧下率、および（Ａｒ_３点＋６０）℃以下、Ａｒ_３点以上における各パス毎の接触弧長（ｌ）と圧延の入側板厚（ｈ）の比（ｌ／ｈ）の平均値を、板厚中央部における圧延面での{１００}＜０１１＞方位強度と板厚１／４部における圧延面での{１００}＜０１１＞方位強度が所望の脆性亀裂伝播停止特性を得るために必要な値となるように適宜設定する。

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（―５０℃）≧５０００Ｎ/ｍｍ^３／２の脆性亀裂伝播停止性能を得る場合は、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（スラブ）とする。ついで、鋼素材を、９００〜１２００℃の温度に加熱してから熱間圧延を行う。

加熱温度が９００℃未満では、圧延能率が低下し、１２００℃超えではオーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くばかりか、酸化ロスが顕著となり、歩留が低下するので、加熱温度は９００〜１２００℃とする。靭性の観点から好ましい加熱温度の範囲は１０００〜１１５０℃であり、より好ましくは１０００〜１０５０℃である。

熱間圧延はまず、板厚中央部の温度が（Ａｒ_３点＋１００）℃以上で累積圧下率を３０％以上の圧延を行う。累積圧下率が３０％未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分で靭性が向上しない。

本発明ではＡｒ_３変態点（℃）を求める式は特に規定しないが、例えばＡｒ_３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ、とする。式において各元素は鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とする。

次に、板厚中央部の温度が（Ａｒ_３点＋６０）℃以下、Ａｒ_３点以上の温度域において累積圧下率５０％以上の圧延を行う。（Ａｒ_３点＋６０）℃以下、Ａｒ_３点以上の温度域は未再結晶オーステナイト域であり、この温度域での累積圧下率が５０％以上でないと１／２部の{１００}＜０１１＞方位強度が１．７以上とならない。

圧延は各パス毎の接触弧長（ｌ）と圧延の入側板厚（ｈ）の比（ｌ／ｈ）の平均値を、規定する。各パス毎の接触弧長（ｌ）と圧延の入側板厚（ｈ）の比（ｌ／ｈ）は本発明における重要な因子である。厚肉材の仕上圧延では通常、小圧下多パス圧延となるが、このことは板厚１／４部の{１００}＜０１１＞方位の発達を妨げる。

一般に、接触弧長（ｌ）と圧延される前の板厚（ｈ）の比（ｌ／ｈ）が大きい場合に、せん断歪は小さい値を示すと言われている。小圧下の場合にはｌ／ｈが小さく、せん断歪は大きくなり、その結果得られる{１００}＜０１１＞方位の強度も低くなるため、この温度域での圧延の接触弧長（ｌ）と圧延の入側板厚（ｈ）の比（ｌ／ｈ）の平均値が高い方が好ましい。

図1に板厚中央部の温度が（Ａｒ_３点＋６０）℃以下、Ａｒ_３点以上の温度域の圧延において、板厚１／４部の{１００}＜０１１＞方位強度に及ぼす（ｌ／ｈ）平均値の影響を示す。板厚１／４部の{１００}＜０１１＞方位の強度を０．３以上とするため、（ｌ／ｈ）平均値は０．６以上とする。

なお、熱間圧延では規定した温度域外での圧延を制限するものではない。上記規定する温度域で規定の累積圧下がおこなわれていれば規定する組織が得られる。ここで、未再結晶オーステナイト域での圧延で形成された集合組織を保持するため、板厚中央部の温度がＡｒ_３点以上の温度域にて圧延を終了することが好ましい。この場合、圧延方向に平行な断面の板厚中央部におけるミクロ組織のアスペクト比が４．０以下となる。圧延終了温度がＡｒ_３点を下回っても、前記アスペクト比が４．０以下であれば、形成される集合組織は実質的に未再結晶オーステナイト域における制御圧延による集合組織となるので差し支えない。

圧延が終了した鋼板は２℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却する。未再結晶オーステナイト域圧延において導入された加工集合組織が再結晶するのを防ぐためであり、圧延後には鋼板を低温まで冷却する必要がある。

冷却速度が２℃／ｓ未満では所望の集合組織が得られないばかりか、鋼板の強度も低下するので、冷却速度は２℃／ｓ以上とする。冷却停止温度は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ので冷却停止温度は６００℃以下とすることが好ましい。

以上の説明は、板厚が５０ｍｍを超える厚肉材について行ったが、せん断歪は、板厚が小さい場合には表層付近に発生するようになるので、板厚中央部における圧延面での{１００}＜０１１＞方位強度が１．７以上、板厚１／４部における圧延面での{１００}＜０１１＞方位強度が０．３以上で板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が―４０℃以下の特性を備える鋼板は、板厚５０ｍｍ以下の場合も優れた脆性亀裂伝播特性を備えることは明らかである。

表１に示す各組成の溶鋼（鋼記号Ａ〜Ｎ）を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ２８０ｍｍ厚）とし、板厚３５〜７５ｍｍに熱間圧延後、冷却を行いＮｏ．１〜２８の供試鋼を得た。表２に熱間圧延条件と冷却条件を示す。Ａｒ_３変態点（℃）は、次式により計算した。
Ａｒ_３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
ただし、各元素は鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とする。

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（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。

また、板厚の１／４部よりＪＩＳ４号衝撃試験片を試験片の長手軸の方向が圧延方向と平行となるように採取し、シャルピー衝撃試験を行って、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が―４０℃以下のものを本発明範囲内とした。

また、鋼板の集合組織を評価するため、板厚中央部における圧延面での{１００}＜０１１＞方位強度と、板厚１／４部における圧延面での{１００}＜０１１＞方位強度を測定した。

方位強度は、X線回折装置（理学電機株式会社製）を使用し、Ｍｏ線源を用いて（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を求め、得られた正極点図から３次元結晶方位密度関数を計算することにより求めた。

圧延方向に平行な断面の板厚中央部におけるミクロ組織のアスペクト比は、圧延方向断面のミクロ組織を３％ナイタール水溶液で腐食することにより現出後、５００倍の光学顕微鏡で観察し、画像処理によって求めた平均値とした。

次に、脆性亀裂伝播停止特性を評価するため、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行い、Ｋｃａ（−５０℃）を求めた。

表３にこれらの試験結果を示す。板厚中央部、板厚１／４部における集合組織が本発明の範囲内である供試鋼板（製造番号１〜１０、但し、製造番号８を除く）の場合、Ｋｃａ（−５０℃）が５０００〜８１００Ｎ／ｍｍ^３／２と優れた脆性亀裂伝播停止性能を示した。

一方、鋼板の成分組成が本発明範囲外の供試鋼板（製造番号１１〜１６）および製造条件が本発明範囲外で、鋼板の集合組織が本発明の規定を満たさない鋼板（製造番号１７〜２８）ではＫｃａの値は４１００Ｎ／ｍｍ^３／２以下で本発明例に及ばなかった。

Claims (3)

1. 鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚が５０ｍｍ超えであって、板厚中央部における圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位強度が１．７以上、かつ板厚１／４部における圧延面での｛１００｝＜０１１＞方位強度が０．３以上の集合組織を有し、圧延方向に平行な断面の板厚中央部におけるミクロ組織のアスペクト比が４．０以下、板厚１／４部におけるシャルピー破面遷移温度が−４０℃以下、Ｋｃａ（−５０℃）≧５０００Ｎ／ｍｍ ^３／２ 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. 鋼組成が、更に、質量％で、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種以上を含有することを特徴とする請求項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。
3. 請求項１または２に記載の組成を有する鋼素材を、９００〜１２００℃の温度に加熱し、板厚中央部の温度が（Ａｒ_３点＋１００）℃以上の温度で累積圧下率３０％以上、板厚中央部の温度が（Ａｒ_３点＋６０）℃以下、Ａｒ_３点以上の温度域において累積圧下率５０％以上かつ、各パス毎の接触弧長（ｌ）と圧延の入側板厚（ｈ）の比（ｌ／ｈ）の平均値が０．６以上の圧延を行った後、２℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却することを特徴とする請求項１または２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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