JP5445720B1 - アレスト性に優れた高強度厚鋼板 - Google Patents

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Abstract

この高強度厚鋼板は、炭素当量Ｃｅｑ．が０．３〜０．５％である成分組成を有し、面積率で７０％以下のフェライトと、面積率で３０％以上のベイナイトを含有するミクロ組織を有し、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当たりの総長さである結晶粒界密度が４００〜１０００ｍｍ／ｍｍ２であるとともに、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率が１０〜４０％であり、前記板厚の１／２部では、前記結晶粒界密度が３００〜９００ｍｍ／ｍｍ２であるとともに、前記主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１１０｝面の面積率が４０〜７０％である。

Description

本発明は、アレスト性に優れた高強度厚鋼板に関する。
本願は、２０１２年４月６日に、日本に出願された特願２０１２−０８７３８４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
造船、建築、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの構造物に用いられる厚鋼板には、構造物の脆性破壊を抑制するために、脆性破壊が伝播することを抑制する能力であるアレスト性（脆性破壊伝播停止性能）が求められる。近年、構造物の大型化に伴い、降伏応力が３９０〜６９０ＭＰａ、板厚が６０〜９５ｍｍの高強度厚鋼板を使用するケースが多くなっている。しかし、上記したアレスト性は、一般に強度及び板厚それぞれに相反する傾向にある。このため、高強度厚鋼板においてアレスト性を向上させる技術が望まれている。
アレスト性を向上させる方法として、例えば結晶粒径を制御する方法、脆化第二相を制御する方法、及び集合組織を制御する方法が知られている。
結晶粒径を制御する方法としては、特許文献１〜３、２１に記載された技術がある。
特許文献１に記載された技術では、フェライトを母相とし、このフェライトを細粒化することにより、アレスト性を向上させる。そのような細粒フェライトを得るために、表裏層部より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／８以上がＡｒ３以下となるように冷却し、極低温域で圧延を行い、その後Ａｃ３を越える温度まで復熱させ、フェライトを再結晶させる必要がある。
特許文献２、３に記載された技術では、フェライトを母相とし、表層部を一旦Ａｒ１以下に冷却し、その後表層部が復熱する過程で圧延を行うことにより、微細なフェライト再結晶粒を得る。
特許文献２１に記載された技術では、フェライトの長軸方向の平均結晶粒径を５μｍ以上でアスペクト比が２以上、または、旧オーステナイト粒の長軸方向の平均粒径を１０μｍ以上でアスペクト比が２以上、とすることにより、脆性き裂伝播停止特性を高めている。
また、脆化第二相を制御する方法としては、特許文献４に記載された技術がある。
特許文献４に記載された技術では、母相となるフェライト中に微細な脆化第二相（例えばマルテンサイト）を分散させることにより、脆性き裂先端部において脆化第二相に微小き裂を発生させて、き裂先端部の応力状態を緩和させる。
また、集合組織を制御する方法としては、特許文献５〜１７に記載された技術がある。特許文献５〜１７に記載された技術では、集合組織としてＸ線面強度比を例えば表層部、板厚の１／４部、板厚の１／２部の各板厚位置で制御することによって、き裂の伝播方向を変化させ、アレスト性を向上させる。
さらに、結晶粒径と集合組織の両方を制御する方法としては、特許文献１８〜２０に記載された技術がある。
特許文献１８に記載された技術では、板厚の１／２部のフェライト分率を８０％以上とし、結晶粒径とＸ線面強度比を制御することにより、アレスト性を向上させる。
特許文献１９に記載された技術では、表層と板厚の１／２部の結晶粒径とＸ線で測定した集合組織強度比を制御させることにより、アレスト性を向上させる。
特許文献２０に記載された技術では、表層と板厚の１／２部の結晶粒径と外部応力に対し垂直な｛１００｝面の面積率を制御することにより、アレスト性を向上させる。
日本国特開昭６１−２３５５３４号公報 日本国特開２００３−２２１６１９号公報 日本国特開平５−１４８５４２号公報 日本国特開昭５９−４７３２３号公報 日本国特開２００８−０４５１７４号公報 日本国特開２００８−０６９３８０号公報 日本国特開２００８−１１１１６５号公報 日本国特開２００８−１１１１６６号公報 日本国特開２００８−１６９４６７号公報 日本国特開２００８−１６９４６８号公報 日本国特開２００８−２１４６５２号公報 日本国特開２００８−２１４６５３号公報 日本国特開２００８−２１４６５４号公報 日本国特開２００９−１８５３４３号公報 日本国特開２００９−２２１５８５号公報 日本国特開２００９−２３５４５８号公報 日本国特開２０１０−０４７８０５号公報 日本国特開２０１１−０６８９５２号公報 日本国特開２０１１−２１４１１６号公報 日本国特開２００７−３０２９９３号公報 日本国特開２００８−１５６７５１号公報
特許文献１〜３に記載の技術では、鋼板表裏層部のフェライトの再結晶を利用してフェライトを主体にしているため、高強度で、かつ、板厚の厚い鋼板とすることが困難である。また、特許文献１〜３、２１に記載の技術のように、結晶粒径の制御のみでは、高強度かつ板厚の厚い鋼板でアレスト性を向上させることは困難である。また、冷却、圧延、復熱工程を経る必要があり、製造プロセスが複雑になるため、安定した材質を得るのは極めて困難である。さらに、このような製造プロセスでは、鋼板面の冷却が不均一になることに起因した形状不良が生じやすい。形状不良が生じた場合、形状矯正に多大なコストを要する。
また、特許文献４に記載の技術では、フェライト中にマルテンサイトを分散させているので脆性き裂発生特性が著しく劣化してしまう。さらに、フェライトを主体としているため、上記同様に高強度かつ板厚の厚い鋼板とすることが困難である。また、脆化第二相の制御のみでは、高強度かつ板厚の厚い鋼板でアレスト性を向上させることは困難である。
また、特許文献５〜１７、１９及び２１に記載の技術では、高強度かつ板厚の厚い鋼板のアレスト性を向上させるために最も効果的な因子である結晶粒径の制御を行っていない。すなわち集合組織の制御のみでは、高強度かつ板厚の厚い鋼板でアレスト性を飛躍的に向上させることができない。また、Ｘ線面強度比は局所的な集合組織を表しているものであるため、ばらつきが大きい。これらの技術は、アレスト性を向上させ且つ熱間圧延時に高い生産性が得られる技術ではない。そもそも特許文献５〜８、１１及び２１の技術は、板厚方向の脆性き裂伝播停止特性を高める技術であり、本願のような鋼板表面に平行な方向、例えば、圧延方向と垂直又は平行な方向の脆性き裂伝播停止特性の向上に係る技術ではない。このような技術により、鋼板表面に平行な方向の脆性き裂伝播停止特性の向上を図ることはできない。
特許文献９及び１０で開示された鋼板のアレスト性は、最も高いものであっても、板厚６０ｍｍで−１０℃でのＫｃａが６５００〜６６００Ｎ・ｍｍ−０．５程度である。このレベルは−２０℃でのＫｃａが６０００Ｎ・ｍｍ−０．５以下と考えられ、更なるアレスト性向上が必要である。
特許文献１２、１３、１６及び１９には、高いアレスト性を得るための技術が開示されている。しかし、板厚方向で特異な集合組織を形成するために、板厚中央部の温度がＡｒ３点−１０℃以下、Ａｒ３点−５０℃以上の温度域において累積圧下率３０％以上かつ平均パス圧下率８％以上の圧延などが必要である。つまり、非常に低い温度での圧延が不可欠であり、圧延時の生産性が非常に低く、大量生産は困難である。
特許文献１４、１５及び１７で開示された鋼板の板厚方向のアレスト性は、大型混成ＥＳＳＯ試験（助走板長さ：１６００ｍｍ、試験板長さ：８００ｍｍ、試験体幅：２４００ｍｍｍ、負荷応力：２３５ｋｇ・ｍｍ−０．５）で評価されている。その−２０℃でのＫｃａは、６０００Ｎ・ｍｍ−０．５以下と考えられる。しかも、集合組織を形成させるために、やはり低温での圧延が不可欠であり、大量生産は困難である。
また、特許文献１８に記載の技術では、板厚の１／２部のみで結晶粒径と集合組織を制御しているため、板厚が厚い場合のアレスト性を向上させることは難しい。また、フェライトを主体にしているため、高強度で、かつ、板厚の厚い鋼板とすることが困難である。また、Ｘ線面強度比は局所的な集合組織を表しているものであるため、ばらつきが大きくアレスト性を向上させる因子としては適していない。また、この技術は、低温での圧延により、集合組織を形成させることによって、圧延方向に対して４５°の角度のアレスト性を向上させるための技術である。低温での圧延が不可欠であり、大量生産は困難である。
特許文献２０に記載の技術では、表層と板厚の１／２部とにおける結晶粒径及び集合組織を制御する。しかし、板厚が厚い場合のアレスト性を向上させることにおいて、平面応力状態であり、元々へき開破壊が起こり難い表層の寄与は極めて小さいため、表層の制御では、アレスト性を飛躍的に向上させることは困難である。また、板厚７０ｍｍで−１０℃でのＫｃａが２１０ＭＰａ・ｍｍ−０．５（つまり、約６６００Ｎ・ｍｍ−０．５に相当）であることが開示されている。このレベルは−２０℃でのＫｃａでは６０００Ｎ・ｍｍ−０．５以下と考えられ、更なるアレスト性向上が必要である。
本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、製造コストが低く、生産性が高く、強度が高く、板厚が厚く、かつＨＡＺ靭性の劣化がない、アレスト性に優れた高強度厚鋼板を提供することにある。
本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る高強度厚鋼板は、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：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、Ｐが０．０３％以下、Ｓが０．０２％以下、Ｃｕが１％以下、Ｎｉが２％以下、Ｃｒが１％以下、Ｍｏが０．５％以下、Ｖが０．１５％以下、Ｂが０．００５％以下、Ｃａが０．０１％以下、Ｍｇが０．０１％以下、ＲＥＭが０．０１％以下に制限され、残部が鉄および不可避的不純物を含有し、下記Ａ式の炭素当量Ｃｅｑ．が０．３０〜０．５０％である成分組成を有し、面積率で７０％以下のフェライトと、面積率で３０％以上のベイナイトを含有するミクロ組織を有し、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当たりの総長さである結晶粒界密度が４００〜１０００ｍｍ／ｍｍ２であるとともに、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率が１０〜４０％であり、前記板厚の１／２部では、前記結晶粒界密度が３００〜９００ｍｍ／ｍｍ２であるとともに、前記主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１１０｝面の面積率が４０〜７０％である。
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
・・・Ａ式
（２）上記（１）に記載の高強度厚鋼板は、前記板厚が６０〜９５ｍｍであってもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の高強度厚鋼板は、降伏応力が３９０〜６９０ＭＰａであってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板では、前記ミクロ組織が、面積率で１０％以下のパーライトを含有してもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板では、前記ミクロ組織が、フェライト面積率が５０％未満で、パーライト面積率が５％以下で、ベイナイト面積率が５０％以上であってもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板では、前記板厚１／４部の前記結晶粒界密度が５００〜９００ｍｍ／ｍｍ２、前記板厚１／２部の前記結晶粒界密度が４００〜８００ｍｍ／ｍｍ２であってもよい。
（７）上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板では、前記Ｃｕを０．５％以下、前記Ｎｉを１％以下、前記Ｃｒを０．５％以下、前記Ｍｏを０．２％以下、前記Ｖを０．０７％以下、にさらに制限してもよい。
（８）上記（１）〜（７）のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板では、前記Ｂを０．００２％以下にさらに制限してもよい。
（９）上記（１）〜（８）のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板では、前記Ｃａを０．００３％以下、前記Ｍｇを０．００３％以下、前記ＲＥＭを０．００３％以下にさらに制限してもよい。
本発明によれば、鋼板表面に平行な方向、例えば、圧延方向と垂直又は平行な方向のアレスト性に極めて優れ、かつ、板厚が厚くても強度が高く、ＨＡＺ靭性の劣化がない鋼板となるので、溶接鋼構造物の低コスト化や安全性向上を図ることが可能となる。
本発明の一実施形態に係る鋼板に対し、写真左方向のＶノッチから衝撃を加えて発生させたき裂伝播の態様を示す写真である。 図１Ａに示すき裂の破断面の写真である。 比較例に係る鋼板に対し、写真左方向のＶノッチから衝撃を加えて発生させたき裂伝播の態様を示す写真である。 図２Ａに示すき裂の破断面の写真である。 比較例に係る鋼板に対し、写真左方向のＶノッチから衝撃を加えて発生させたき裂伝播の態様を示す写真である。 図３Ａに示すき裂の破断面の写真である。
本発明者らは上記課題を解決するために鋭意研究し、その結果、高強度鋼板の成分組成、ミクロ組織、板厚方向の結晶粒界密度、および板厚方向の集合組織を制御することにより、熱間圧延時の生産性が高く且つ鋼板表面に平行な方向、例えば、圧延方向と垂直又は平行な方向のアレスト性を向上させた高強度鋼板が得られることを見出した。
以下、上述の知見に基づきなされた本発明の一実施形態に係る高強度厚鋼板（以下、単に鋼板と呼ぶ場合がある）について説明する。
本実施形態に係る鋼板は、成分組成と、ミクロ組織と、板厚方向の結晶粒界密度と、板厚方向の集合組織とを制御することにより、鋼板表面に平行な方向、例えば、圧延方向と垂直又は平行な方向のアレスト性を向上させる。
（ミクロ組織）
本実施形態に係る鋼板は、フェライト及びベイナイトの混合組織、又は、フェライト、パーライト及びベイナイトの混合組織であり、フェライト面積率が７０％以下、ベイナイト面積率が３０％以上であるミクロ組織を有する。
フェライト面積率が７０％超では、板厚が厚く強度が高い鋼板とすることが困難である。所望の板厚、強度の鋼板が得ることができれば、第二相としてベイナイト、又はパーライト及びベイナイトとすることが可能である。本発明は厚肉高強度鋼を対象としており、フェライト面積率の上限を５０％未満、３０％未満、２０％未満又は１０％未満に制限してもよい。
ベイナイト面積率が３０％未満では、板厚が厚く強度が高い鋼板を得ることが困難である。フェライト面積率を確保し、脆性き裂伝播の障害となる結晶粒界を増加させるために、ベイナイト面積率の上限は９５％であってもよい。本発明は厚肉高強度鋼を対象としており、ベイナイト面積率の下限を５０％以上、６０％以上、７０％以上又は８０％以上に制限してもよい。
パーライトは、所望の板厚、強度の鋼板が得ることができれば含有してもよい。従って、パーライト面積率を、１０％以下、５％以下、又は３％以下に制限してもよい。パーライト面積率の下限は０％である。
フェライト、パーライト及びベイナイト以外に、微細な島状マルテンサイト（ＭＡ： Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ−Ｃｏｎｓｉｔｕｅｎｔ）が存在していてもよいが、ＭＡ面積率は５％以下とする。ＭＡ面積率を３％以下、２％以下又は１％以下に制限してもよく、０％が最も望ましい。
（板厚方向の結晶粒界密度）
アレスト性向上における支配因子は、結晶粒界の寄与が最も大きい。結晶粒界が脆性き裂伝播の障害となるからである。すなわち、結晶粒界においては隣接結晶粒間で結晶方位が異なるため、この部分においてき裂が伝播する方向が変化する。このため未破断領域が生じ、未破断領域によって応力が分散され、き裂閉口応力となる。従って、き裂伝播の駆動力が低下し、アレスト性が向上する。また、未破断領域が最終的に延性破壊するため、脆性破壊に要するエネルギーが吸収される。このため、アレスト性が向上する。
これまでは、この結晶粒界を増加させるために結晶粒径を細かくすることが必要であると考えられていた。フェライトが主体の組織では、その通りであるが、板厚が厚く高強度の鋼では、ベイナイトの利用が不可欠である。このベイナイトはフェライトと異なり、下部組織の形状が複雑であるため、結晶粒の定義が極めて難しい。このため、円相当径に換算して結晶粒径とアレスト性の関係を求めてもばらつきが大きく、アレスト性向上に必要な結晶粒径を決定することが困難であった。そこで、結晶粒界がき裂伝播の障害になるという基本原理に立ち返り、単位面積当たりの結晶粒界の総長さ（以下、結晶粒界密度という）を定義し、それを用いてアレスト性との関係を整理すると最も相関が良いことを知見した。
そこで、本実施形態に係る鋼板においては、
（Ａ）板厚の１／４部において結晶粒界密度を４００〜１０００ｍｍ／ｍｍ２とし、
（Ｂ）板厚の１／２部において結晶粒界密度を３００〜９００ｍｍ／ｍｍ２とする。
ここで、「結晶粒界密度」とは、「結晶方位差が１５°以上の結晶粒界の単位面積当たりの総長さ」を意味する。結晶方位差を１５°以上とした理由は、１５°未満では、結晶粒界が脆性き裂伝播の障害とはなり難く、アレスト性向上効果が減少するからである。
すなわち、結晶粒界密度が、板厚の１／４部、１／２部でそれぞれ４００、３００ｍｍ／ｍｍ２以上とする要件を満足したときに−２０℃におけるアレスト靭性値（Ｋｃａ）が６０００Ｎ・ｍｍ−０．５以上の高アレスト性を示す。さらに安定的にアレスト性を向上させるためには、結晶粒界密度を板厚の１／４部、１／２部でそれぞれ５００、４００ｍｍ／ｍｍ２以上とすることが好ましく、またはそれぞれ６００、４００ｍｍ／ｍｍ２以上とするとさらに好ましい。
結晶粒界密度は増加するほどアレスト性は向上するが、過度に増加させることは圧延の負荷が大きくなり生産性を低下させてしまうので、結晶粒界密度の上限は、板厚の１／４部、１／２部でそれぞれ１０００、９００ｍｍ／ｍｍ２とする。それぞれの上限を、それぞれ９００、８００ｍｍ／ｍｍ２又はそれぞれ８００、７００ｍｍ／ｍｍ２に制限してもよい。
結晶粒界密度を板厚の１／４部、１／２部で規定する理由は、極厚材のアレスト性向上のためには板厚全体の結晶粒界密度を増加させる必要があり、板厚の１／４部、１／２部を制御することで、板厚平均の結晶粒界密度の代表値とすることができるからである。尚、板厚の１／２部の結晶粒界密度を主に制御する後述の製造方法によれば、それ以外の板厚位置は、必然的に温度は低く、冷却速度は大きくなり、結晶粒界密度は増加する傾向になるので、特段数値を限定する必要はない。しかし、加熱の方法によっては、板厚方向に大きな温度勾配が発生して、板厚の１／４部と１／２部の結晶粒界密度が逆転する場合もあるので、敢えて数値を規定している。
結晶粒界の測定には、結晶方位の情報を広い視野で精度良く測定できるＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｐａｔｔｅｒｎ）法を用いることが好ましい。ＥＢＳＤ法を用いれば、ベイナイトのような複雑な組織の結晶粒界の同定も可能である。
より詳細には、結晶粒界密度は、ＥＢＳＤ法により、板厚の１／４部、及び１／２部の５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍピッチで測定し、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、そのときの結晶粒界の総長を測定面積で除することによって求めることができる。
（板厚方向の集合組織）
板厚が厚く高強度の鋼板の場合、板厚方向の結晶粒界密度の制御のみではアレスト性を安定的に向上させることが難しい。そこで、集合組織を活用したき裂伝播方向の制御が重要である。鋼板が外部応力を受けた際に該鋼板に発生する脆性き裂は｛１００｝面のへき開面に沿って伝播する。従って、この外部応力と垂直な面に｛１００｝面集合組織が発達すれば、上記のように結晶粒径を制御したときのアレスト性向上効果が減少してしまうことが判明した。外部応力は、鋼構造物に外的に付与される応力のことである。脆性き裂は、最も高い外部応力に垂直な方向に発生、伝播する場合が多い。したがって、ここでは、鋼構造物に外的に付与される最も高い応力のことを外部応力と定義する。一般的に外部応力は、鋼板の主圧延方向とほぼ平行に付与される。このため、外部応力に対して垂直な面を、鋼板の主圧延方向に対して垂直な面として取り扱うことができる。
尚、鋼板の主圧延方向については、例えば、鋼板表面をピクリン酸により腐食させ、旧オーステナイトのアスペクト比を測定することで特定可能である。すなわち、旧オーステナイトのアスペクト比が大きい方向を鋼板の主圧延方向として特定することができる。
鋼板の主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１１０｝面の集合組織が、板厚の１／２部において面積率で４０〜７０％になるようにすれば、１／２部近傍の脆性き裂が真っ直ぐ伝播せずにき裂が傾斜して伝播することにより、き裂伝播の駆動力を低減できることが判明した。しかしながら、板厚の１／２部以外の板厚部位にも同様な集合組織を発達させると、き裂は傾斜したまま伝播することになり、十分なアレスト性向上効果を発揮できない。そこで逆に、板厚の１／４部ではき裂を真っ直ぐ伝播させるために、板厚の１／４部において、鋼板の主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面の集合組織を面積率で１０〜４０％にすることにより、１／２部の傾斜したき裂伝播が１／２部以外の板厚部位にまで伝播することが抑制されることが判明した。
上述の知見に基づき、本実施形態に係る鋼板においては、
（Ｃ）板厚の１／４部において、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率を１０〜４０％とし、
（Ｄ）板厚の１／２部において、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１１０｝面の面積率を４０〜７０％とする。
上述の（Ｃ）、（Ｄ）を満たすことで、図１Ａ、図１Ｂに示すように、１／２部のき裂は傾斜して伝播し、且つ、１／４部のき裂は真っ直ぐに伝播することになり、より一層き裂の伝播抵抗が増加する。これにより、結晶粒界密度の増加によるアレスト性向上効果を発揮でき、アレスト性は十分な値を示すことできる。 尚、図１Ａは、本発明の一実施形態に係る鋼板に対し、写真左方向のＶノッチから衝撃を加えて発生させたき裂伝播の態様を示す写真であり、図１Ｂはそのき裂の破断面を示す写真である。
板厚の１／４部において、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率を１０％以上とする理由は、１０％未満ではき裂を真っ直ぐ伝播させる効果が得られないためである。
また、板厚の１／４部において、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率を４０％以下とする理由は、図２Ａ、２Ｂに示すように、４０％超では１／２部よりも１／４部のき裂伝播が支配的となりき裂が真っ直ぐ伝播することによってアレスト性が低下してしまうからである。 尚、図２Ａは、板厚の１／４部において、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率を４０％超とした鋼板に対し、写真左方向のＶノッチから衝撃を加えて発生させたき裂伝播の態様を示す写真であり、図２Ｂはそのき裂の破断面を示す写真である。

板厚の１／４部における、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率は、好ましくは１３〜３７％であり、さらに好ましくは、１５〜３５％である。
板厚の１／２部において、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１１０｝面の面積率を４０％以上とする理由は、４０％未満ではき裂を傾斜させて伝播させる効果が得られないためである。
また、板厚の１／２部において、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１１０｝面の面積率を７０％以下とする理由は、図３Ａ、図３Ｂに示すように、７０％超では１／４部の抵抗を受けずに傾斜したまま伝播することによってアレスト性が低下してしまうからである。 尚、図３Ａは、板厚の１／２部において、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１１０｝面の面積率を７０％超とした鋼板に対し、写真左方向のＶノッチから衝撃を加えて発生させたき裂伝播の態様を示す写真であり、図３Ｂはそのき裂の破断面を示す写真である。

板厚の１／２部において、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１１０｝面の面積率は、好ましくは、４５〜６５％であり、さらに好ましくは、４０〜６０％である。
集合組織はＥＢＳＤ法により測定することが好ましい。ＥＢＳＤ法により測定する場合、Ｘ線による測定に比べて、より広い視野の集合組織を精度良く測定することが可能である。
より詳細には、ＥＢＳＤ法により、板厚の１／４部では鋼板の主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面、及び板厚の１／２部では｛１１０｝面のマップをそれぞれ作成し、その総面積を測定面積で除することによって、それらの面積率を求めることができる。
上記のようなアレスト性向上のための方策は、降伏応力が３９０〜６９０ＭＰａ、引張強さが５００〜７８０ＭＰａである鋼板、及び板厚が６０〜９５ｍｍの鋼板において適用可能である。この理由は、降伏応力が３９０ＭＰａ未満、又は板厚が６０ｍｍ未満の領域では、本発明の手段に頼らずともアレスト性を向上させることは比較的容易であり、降伏応力が６９０ＭＰａ超、板厚が９５ｍｍ超の領域では、本発明で規定する結晶粒界密度や集合組織を形成しても、力学的条件が厳しくなるため、−２０℃におけるアレスト靭性値（Ｋｃａ）が６０００Ｎ・ｍｍ−０．５以上の高アレスト性とすることが難しいからである。降伏応力の下限を４４０ＭＰａ又は４７０ＭＰａに、上限を６４０ＭＰａ又は５９０ＭＰａに制限してもよい。引張強さの下限を５２０ＭＰａ、５４０ＭＰａ又は５６０ＭＰａに、上限を７３０ＭＰａ、６８０ＭＰａ又は６３０ＭＰａに制限してもよい。
（成分組成）
以下、本実施形態に係る鋼板の成分組成について説明する。成分についての「％」は質量％を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．１６％
Ｃは、厚手母材の強度と靭性を確保するために０．０４％以上含有させる。Ｃの含有量が０．１６％を超えると、良好なＨＡＺ靭性を確保することが困難になるので、Ｃの含有量は、０．１６％以下とする。
従って、Ｃの下限値は０．０４％、好ましくは０．０５％、より好ましくは０．０６％であり、Ｃの上限値は０．１６％、好ましくは０．１４％、より好ましくは０．１２％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸元素、及び強化元素として有効であるので、０．０１％以上含有させる。Ｓｉの含有量が０．５％を超えると、ＨＡＺ靭性が大きく劣化するので、Ｓｉの含有量は０．５％以下とする。
従って、Ｓｉの下限値は０．０１％、好ましくは０．０３％、より好ましくは０．０５％であり、Ｓｉの上限値は０．５％、好ましくは０．４％、より好ましくは０．３５％又は０．３％である。
Ｍｎ：０．７５〜２．５％
Ｍｎは、厚手母材の強度と靭性を経済的に確保するために０．７５％以上含有させる。Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の母材とＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は、２．５％以下とする。
従って、Ｍｎの下限値は０．７５％、好ましくは０．９％、より好ましくは１．２％であり、Ｍｎの上限値は２．５％、好ましくは２．０％、より好ましくは１．８％又は１．６％である。
Ｐ：０．０３％以下に制限
Ｐは、不純物元素の一つである。ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために、Ｐの含有量を０．０３％以下に制限してもよい。好ましくは、０．０２％以下、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。下限値は０％であるが、Ｐ含有量を低減させるためのコストを考慮し、０．０００１％を下限値としてもよい。
Ｓ：０．０２％以下に制限
Ｓは、不純物元素の一つである。母材の特性、及びＨＡＺ靭性を安定的に確保するために、Ｓの含有量を０．０２％以下に制限してもよい。好ましくは、０．０１％以下、さらに好ましくは、０．００８％以下である。下限値は０％であるが、Ｓ含有量を低減させるためのコストを考慮し、０．０００１％を下限値としてもよい。
Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは、脱酸を担い、不純物元素の一つであるＯを低減する。Ａｌ以外に、ＭｎやＳｉも脱酸に寄与する。しかし、ＭｎやＳｉが添加される場合でも、Ａｌの含有量が０．００１％未満では、安定的にＯを低減することはできない。ただし、Ａｌの含有量が０．１％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物やそのクラスターが生成し、母材とＨＡＺ靭性が損なわれるので、Ａｌの含有量は０．１％以下とする。
従って、Ａｌの下限値は０．００１％、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．０１５％であり、Ａｌの上限値は０．１％、好ましくは０．０８％、より好ましくは０．０５％である。
Ｎｂ：０．００３〜０．０５％
Ｎｂは、本発明において重要な元素である。所定の結晶粒界密度や集合組織を形成させるためには、未再結晶オーステナイト域での圧延が必要となる。Ｎｂは未再結晶温度域を拡大させるために有効な元素であり、圧延温度を上昇させ、生産性向上にも寄与する。この効果を得るためには、０．００３％以上含有させる必要がある。ただし、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性や溶接性が低下するので、Ｎｂの含有量は、０．０５％以下とする。
従って、Ｎｂの下限値は０．００３％、好ましくは０．００５％、より好ましくは０．００８％であり、Ｎｂの上限値は０．０５％、好ましくは０．０２５％、より好ましくは０．０１８％である。
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％
Ｔｉは、本発明において重要な元素である。Ｔｉを含有させることによりＴｉＮが形成され、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する。オーステナイト粒径が大きくなると変態組織の結晶粒径も大きくなるため、所定の結晶粒界密度を得ることが困難となり、靭性、アレスト性が低下する。靭性、アレスト性を低下させないために必要な量の結晶粒界密度を得るためには、Ｔｉを０．００３％以上含有させる必要がある。しかし、Ｔｉの含有量が０．０５％を超えると、ＴｉＣが形成されＨＡＺ靭性が低下するので、Ｔｉの含有量は０．０５％以下とする。
従って、Ｔｉの下限値は０．００３％、好ましくは０．００６％、より好ましくは０．００８％であり、Ｔｉの上限値は０．０５％、好ましくは０．０２％、より好ましくは０．０１５％である。
Ｎ：０．００１〜０．００８％
Ｎは、本発明において重要な元素である。上記したようにＴｉＮを形成し、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制するために、０．００１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎの含有量が０．００８％を超えると、鋼材が脆化するので、Ｎの含有量は、０．００８％以下とする。
従って、Ｎの下限値は０．００１％、好ましくは０．００１５％、より好ましくは０．００２％であり、Ｎの上限値は０．００８％、好ましくは０．００６５％、より好ましくは０．００６％である。
本実施形態に係る鋼板の成分組成において、上述した元素の残部はＦｅ及び不可避的不純物であればよい。ただし、本実施形態に係る鋼板の成分組成は、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの少なくとも１種を含有してもよい。これらの元素の含有量の下限値は０％であるが、添加による効果を安定して得るために下限値を設定してもよい。また、これらの元素が不純物レベルで微量含有されていても本発明では許容できる。以下、それぞれの元素の添加効果と含有量について説明する。これらの元素が意図的に添加されていたとしても、不可避的不純物としての混入であっても、その含有量が請求範囲内の鋼板は、本発明の請求範囲内と看做す。
Ｃｕ：０〜１％
Ｃｕを添加することにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。
ただし、Ｃｕの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、１％を上限とする。Ｃｕの下限値は０％であるが、添加効果を安定して得るために、下限値を０．１％としてもよい。
従って、Ｃｕの下限値は０％である。母材の強度及び靭性の向上のために、その下限を０．１％又は０．２％としてもよい。ＨＡＺ靭性や溶接性の向上のため、Ｃｕの上限値は、必要に応じて、１％、０．８％、０．５％、又は０．３％に制限してもよい。
Ｎｉ：０〜２％
Ｎｉを添加することにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。
ただし、Ｎｉの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、２％を上限とする。Ｎｉの下限値は０％であるが、添加効果を安定して得るために、下限値を０．１％としてもよい。
従って、Ｎｉの下限値は０％である。母材の強度及び靭性の向上のために、その下限を０．１％又は０．２％としてもよい。Ｎｉの上限値は、必要に応じて、２％、１％、０．５％、又は０．３％に制限してもよい。
Ｃｒ：０〜１％
Ｃｒを添加することにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。
ただし、Ｃｒの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、１％を上限とする。Ｃｒの下限値は０％であるが、添加効果を安定して得るために、下限値を０．１％又は０．２％としてもよい。Ｃｒの上限値は、必要に応じて、１％、０．８％、０．５％、又は０．３％に制限してもよい。
Ｍｏ：０〜０．５％
Ｍｏを添加することにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。
ただし、Ｍｏの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．５％を上限とする。Ｍｏの下限値は０％であるが、添加効果を安定して得るために、下限値を０．０１％又は０．０２％としてもよい。Ｍｏの上限値は、必要に応じて、０．５％、０．３％、０．２％、又は０．１％に制限してもよい。
Ｖ：０〜０．１５％
Ｖを添加することにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。
ただし、Ｖの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．１５％を上限とする。Ｖの下限値は０％であるが、添加効果を安定して得るために、下限値を０．０１％又は０．０２％としてもよい。Ｖの上限値は、必要に応じて、０．１５％、０．１％、０．０７％、又は０．０５％に制限してもよい。
Ｂ：０〜０．００５％
Ｂを添加することにより、母材の強度、及び靭性を向上することができる。
ただし、Ｂの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．００５％を上限とする。Ｂの下限値は０％であるが、添加効果を安定して得るために、下限値を０．０００２％又は０．０００３％としてもよい。Ｂの上限値は、必要に応じて、０．００５％、０．００３％、０．００２％、又は０．００１％に制限してもよい。
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｃａを添加することにより、ＨＡＺ靭性が向上する。ただし、Ｃａの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．０１％を上限とする。Ｃａの下限値は０％であるが、添加効果を安定して得るために、下限値を０．０００２％又は０．０００３％としてもよい。Ｃａの上限値は、必要に応じて、０．０１％、０．００５％、０．００３％、又は０．００１％に制限してもよい。
Ｍｇ：０〜０．０１％
Ｍｇを添加することにより、ＨＡＺ靭性が向上する。ただし、Ｍｇの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．０１％を上限とする。Ｍｇの下限値は０％であるが、添加効果を安定して得るために、下限値を０．０００２％又は０．０００３％としてもよい。Ｍｇの上限値は、必要に応じて、０．０１％、０．００５％、０．００３％、又は０．００１％に制限してもよい。
ＲＥＭ：０〜０．０１％
ＲＥＭを添加することにより、ＨＡＺ靭性が向上する。ただし、ＲＥＭの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．０１％を上限とする。ＲＥＭの下限値は０％であるが、添加効果を安定して得るために、下限値を０．０００３％又は０．０００５％としてもよい。ＲＥＭの上限値は、必要に応じて、０．０１％、０．００５％、０．００３％、又は０．００１％に制限してもよい。
母材の強度、及び靭性向上などのために、上述の選択元素を意図的に添加することができる。しかし、合金コスト低減などのために、これらの選択元素を何ら添加しなくても差し支えない。これらの元素は、意図的に添加しない場合であっても、不可避的不純物として、Ｃｕ：０．１％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｍｏ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００２％以下、Ｃａ：０．０００３％以下、Ｍｇ：０．０００３％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以下を、鋼中に含有し得る。
（炭素当量：０．３０〜０．５０％）
本実施形態に係る鋼板は、下記（１）式により求められる炭素当量Ｃｅｑ．を、０．３０〜０．５０％とする。
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
・・・（１）式
ここで、各成分は鋼板中に含有されている各成分の質量％である。
炭素当量が０．３０％未満になると、高強度厚鋼板に要求される強度を満足できない。炭素当量が０．５０％を超えると、高強度厚鋼板に要求されるアレスト性を満足できない。
従って、炭素当量の下限値は０．３０％、好ましくは０．３２％、より好ましくは０．３４％、更に好ましくは０．３６％であり、炭素当量の上限値は０．５０％、好ましくは０．４４％、より好ましくは０．４２％、更に好ましくは０．４０％である。
次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。
まず、所望の成分組成に調整した溶鋼を、転炉等を用いた公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の公知の鋳造方法で鋼片とする。
鋼片を板厚中心温度が６００℃以下まで冷却した後、雰囲気温度が１０００〜１２５０℃の加熱炉に３０〜６００分装入し、板厚中心温度が９５０〜１１５０℃で抽出する。
冷却した鋼片の温度が６００℃超での加熱炉への装入は、冷却中のオーステナイトからフェライトへの変態が完了していないため、加熱時のオーステナイトへの逆変態による細粒化効果が得られにくく、粗大なオーステナイト粒では圧延後の結晶粒界密度を増加させることが困難であるからである。好ましくは、５００℃以下である。
加熱の雰囲気温度が１０００℃未満では、十分加熱できず溶体化が不十分となる。雰囲気温度が１２５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、その後の圧延過程で結晶粒界密度を増加させることが困難となる。好ましい雰囲気温度の範囲は、１０５０〜１２００℃である。
加熱炉への装入時間が３０分未満では、溶体化が不十分であり、６００分超では、オーステナイト粒が粗大化するからである。好ましい装入時間の範囲は、４０〜５００分である。
加熱抽出時の板厚中心温度が９５０℃未満では、溶体化が不十分であるとともに、オーステナイト粒が微細化することにより焼入れ性が低下するため、板厚が厚く、強度が高い鋼板にすることが困難である。
加熱抽出時の板厚中心温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、その後の圧延過程で結晶粒界密度を増加させることが困難となり、さらに、圧延開始までの温度の低下を待つ時間が生じるので、生産性が低くなる。好ましい加熱抽出温度の範囲は、１０００〜１１００℃である。
次いで、板厚中心温度８５０超〜１１５０℃で、１パス圧下率が３〜３０％を４〜１５パス、３％未満を３パス以内（０を含む）、累積圧下率が１５〜７０％の粗圧延を施す。
板厚中心温度が１１５０℃を超えると、その後の仕上圧延でも再結晶オーステナイト粒を微細にすることができない。板厚中心温度が８５０℃未満となると、生産性が低下する。好ましい板厚中心温度は９００〜１０００℃である。
１パス圧下率が３％未満では、オーステナイト粒が異常成長するので、極力避ける必要がある。ただし、１パス圧下率が３％未満の圧延を３パス以内に制限し、１パス圧下率が３〜３０％の圧延を４パス以上施せば、十分再結晶による微細化ができる。ただし、３０％超では圧延機の負荷が大きく、１５パスを超えると生産性が低下するので、１パス圧下率は３０％を上限とし、パス数は４〜１５パスとする。１パス圧下率が５〜２５％の圧延を６〜１３パスとすることが好ましい。
粗圧延の累積圧下率を１５〜７０％とする理由は、累積圧下率が１５％未満になると、オーステナイトの再結晶による微細化が困難であるとともに、ポロシティが残存し、内部割れや延性、及び靭性の劣化が発生する可能性があり、７０％を超えると、パス数が増加して生産性が低下するからである。好ましい累積圧下率は、３０〜６０％である。
次いで、板厚中心温度が７５０〜８５０℃で４〜１５パス、下記（２）式の形状比（ｍ ｊ ）の平均値が０．５〜１、累積圧下率が４０〜８０％の仕上圧延を施す。
ｍ ｊ ＝２｛Ｒ（Ｈ ｊ−１ −Ｈ ｊ ）｝１／２／（Ｈ ｊ−１ ＋Ｈ ｊ ）・・・（２）式
ここで、ｊは圧延パス数、ｍ ｊ はｊパス目の形状比、Ｒはロール半径（ｍｍ）、Ｈ ｊ はｊパス後の板厚（ｍｍ）を表す。
板厚中心温度が８５０℃を超えると、未再結晶領域に十分入らず、転位の増加が抑制され、結晶粒界密度を増加することができない。板厚中心温度が７５０℃未満となると、生産性が低下する上に、加工フェライトを一部含むことから板厚の１／２部の鋼板の主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１１０｝面の面積率を４０％以上とすることが困難となる。好ましい板厚中心温度は７６０〜８４０℃である。４パス未満の圧延では、形状比が１以下を確保することが困難であり、１５パスを超えると、生産性が低下する。好ましいパス数は、５〜１３パスである。
（２）式の形状比は、圧延によって鋼板にどのようなひずみ成分が付与されるかを表す指標である。形状比が小さいとせん断ひずみ成分、大きいと圧縮ひずみ成分が多く付与される。この形状比変化によるひずみ成分の変化は、特に板厚の１／４部の集合組織の形成に大きな影響を及ぼすことから、その範囲を上記のように設定している。
形状比の平均値を０．５〜１とする理由は、板厚の１／４部において、０．５未満では、圧延のせん断ひずみが支配的となり、それによる｛１００｝集合組織が発達し、鋼板の主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率を４０％未満とすることが困難であり、１超では、圧延の圧縮ひずみが支配的となり、それによる｛１１０｝集合組織が発達するため、｛１００｝面の面積率を１０％超とすることが困難であるからである。好ましい形状比の平均値の範囲は、０．６〜０．９である。累積圧下率は、４０％未満では転位の蓄積による結晶粒界密度の増加や規定の集合組織を発達させることが困難であり、８０％超では転位の蓄積による結晶粒界密度の増加効果が飽和する上に、生産性が低下するので、４０〜８０％とする。好ましい累積圧下率の範囲は、４５〜７５％である。
上記の熱間圧延に続いて、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℃以下の温度まで加速冷却を施す。
冷却開始時の板厚中心温度が７００℃未満になると、フェライト変態が進行し粗粒化するので、結晶粒界密度を増加させることが困難である。板厚中心冷却速度が２℃／ｓ未満になると、結晶粒界密度を増加させることが困難になる。板厚中心冷却速度が１０℃／ｓを超えることは、板厚６０ｍｍ以上の鋼板では実現が難しいので、これを上限とする。冷却停止温度が５５０℃を超えると、結晶粒界密度を増加させることが困難になる。冷却停止温度の下限を規定する必要性は特にないが、水温以下の温度にはできないので、水温または室温を下限とする。好ましい加速冷却の条件は、冷却開始時の板厚中心温度７２０℃以上、冷却速度３〜８℃／ｓ、冷却停止温度５００℃以下である。
なお、鋼板の板厚中心温度を用いて製造を制御することにより、本実施形態に係る鋼板を製造することができる。板厚中心温度を用いることにより、鋼板の表面温度を用いる場合と比べ、板厚が変化した場合などにも、適切に製造条件を制御することができ、材質のばらつきが小さい、品質のよい鋼板を効率よく製造することができる。
圧延工程では、通常、加熱から圧延までの間、鋼板の表面温度等を測定しながら鋼板内部の温度分布を計算し、その温度分布の計算結果から圧延反力などを予測しながら、圧延の制御を行っている。このように、圧延中に鋼板中心温度を容易に求めることができる。加速冷却を行う場合も、同様に板厚内部の温度分布を予測しながら、加速冷却の制御を行っている。
加速冷却を施した後、必要に応じて３００〜６５０℃で焼戻しを行ってもよい。
３００℃未満での焼戻しでは、焼戻しの効果が得られにくい。焼戻し温度が６５０℃を超えると、軟化量が大きくなり、強度の確保が困難になる。好ましい焼戻し温度は、４００〜６００℃である。
本実施形態に係る鋼板は、板厚が６０〜９５ｍｍ、降伏応力が３９０〜６９０ＭＰａの鋼板として適用可能である。特に、船体、及び海洋構造物用の降伏応力３９０ＭＰａ級、４６０ＭＰａ級またはそれ以上の強度の鋼板の製造に適用可能である。
以上のように本実施形態によれば、アレスト性を示す−２０℃におけるＫｃａを６０００Ｎ・ｍｍ−０．５以上にアレスト性を向上させることができる。また、製造コストが低く、生産性が高く、かつＨＡＺ靭性の劣化がない、アレスト性に優れた高強度厚鋼板とすることができる。
以下実施例に基づいて本発明の効果について説明する。
製鋼工程において溶鋼の成分組成を調整し、その後、連続鋳造によって鋼片Ａ〜Ｚを製造した。鋼片Ａ〜Ｏが発明鋼であり、鋼片Ｐ〜Ｚが比較鋼である。
実施例１〜２０、及び比較例２１〜５５では、鋼片Ａ〜Ｚを再加熱し、さらに、厚板圧延を施して厚さが６０〜９５ｍｍの厚鋼板とし、続いて、厚鋼板を水冷した。ただし、比較例５３では、水冷の代わりに空冷を行った。その後、必要に応じて熱処理を行った。
表１、表２に鋼片Ａ〜Ｚの成分組成を示す。表１、表２の下線は、その数値が本発明の範囲外であることを示し、斜体は、不可避的不純物として含まれた量の分析値を示す。
表３〜６に製造方法を示す。圧延はロール半径６００ｍｍの圧延機を用いた。生産性は、加熱炉からの抽出時より、圧延が完了し冷却を開始するまでに要した時間で評価し、製造時間１０００ｓ未満を良好と規定した。表３〜６の下線は、好ましくない条件であること、または、生産性が上記の良好と規定した値を外れていることを示す。なお、製造方法における温度や冷却速度は、板厚中心位置の値であり、実測の表面温度から、公知の差分法による熱伝導解析により求めた。
製造した各厚鋼板について、ミクロ組織相分率、集合組織、結晶粒界密度、及び機械的性質を測定した。
ミクロ組織相分率は、光学顕微鏡により板厚の１／２部を５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、画像解析により各相の総面積を求め、測定面積で除することによって求めた。
結晶粒界密度は、ＥＢＳＤ法により、板厚の１／４部、及び１／２部の５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍピッチで測定し、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、そのときの結晶粒界の総長を測定面積で除することによって求めた。
集合組織は、板厚の１／４部では鋼板の主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面、及び板厚の１／２部では｛１１０｝面のマップをそれぞれ作成し、その総面積を測定面積で除することによって、それらの面積率を求めた。
機械的性質のうち、母材の降伏応力、シャルピー吸収エネルギーは板厚中心部から採取した試験片を用いて試験を行い、その結果を各鋼板の代表値とした。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８年）の「金属材料引張試験方法」に準拠し、各２本を試験測定し、その平均値を求めた。引張試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）の４号試験片とした。
シャルピー吸収エネルギーは、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）の「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に準拠し、−４０℃で各３本を試験し、吸収エネルギーの平均値を求めた。
母材のアレスト性は、温度勾配型の標準ＥＳＳＯ試験（元厚及び板幅が５００ｍｍ）により、−２０℃におけるアレスト靭性値Ｋｃａを求めた。
継手靭性は、溶接入熱が１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接法により突き合わせ溶接継手を作製し、板厚の１／４部における溶融線（ＦＬ）に沿って２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片のノッチを入れ、−２０℃で各３本の吸収エネルギーの平均値を求めた。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５年）の「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に準拠した。
実施例１〜２０及び比較例２１〜５５の厚鋼板に対するこれらの測定結果を表７に示す。ここでは、シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上、Ｋｃａが６０００Ｎ・ｍｍ−０．５以上を良好と規定した。
表７の下線は、条件が本発明の範囲外であること、または、鋼板の特性が、上記の良好と規定した値を外れていることを示す。
実施例１〜２０は、本発明の条件を全て満足するため、強度、靭性、アレスト性、継手靭性、及び生産性ともに良好である。
比較例２１〜５５は、下線部の条件が本発明の範囲から外れるため、下記の点で良好な結果が得られなかった。
比較例２１〜３１は、成分範囲が本発明の範囲から外れるので、強度、靭性、アレスト性、継手靭性の少なくとも一つに問題があった。
比較例３２は、鋼片の加熱前温度が高すぎたので、結晶粒界密度が小さく、靭性、及びアレスト性が低かった。
比較例３３は、加熱炉の雰囲気温度が高すぎたので、板厚の１／４部の結晶粒界密度が小さく、アレスト性が低かった。
比較例３４は、加熱時間が短すぎたので、結晶粒界密度が小さく、靭性、及びアレスト性が低かった。
比較例３５は、加熱時間が長すぎたので、結晶粒界密度が小さく、靭性、及びアレスト性が低かった。
比較例３６は、加熱抽出温度が高すぎたので、生産性が低く、結晶粒界密度が小さく、靭性、及びアレスト性が低かった。
比較例３７は、加熱抽出温度が低すぎたので、フェライト分率が高く、強度が低かった。
比較例３８は、粗圧延の３％未満のパス数が多すぎたので、結晶粒界密度が小さく、靭性、及びアレスト性が低かった。
比較例３９は、粗圧延の３〜３０％のパス数が少なすぎたので、板厚の１／２部の結晶粒界密度が小さく、アレスト性が低かった。
比較例４０は、粗圧延の３〜３０％のパス数が多すぎたので、生産性が著しく低かった。
比較例４１は、加熱抽出温度が高く、それに伴い粗圧延温度が高すぎたので、結晶粒界密度が小さく、靭性、アレスト性、及び生産性が低かった。
比較例４２は、粗圧延の累積圧下率が小さすぎたので、結晶粒界密度が小さく、靭性、及びアレスト性が低かった。
比較例４３は、粗圧延の３〜３０％のパス数が多く、それに伴い粗圧延の累積圧下率が大きすぎたので、生産性が著しく低かった。
比較例４４は、仕上圧延温度が高すぎたので、結晶粒界密度が小さく、靭性、及びアレスト性が低かった。
比較例４５は、仕上圧延温度が低すぎたので、板厚の１／２部の｛１１０｝面積率が小さく、アレスト性、及び生産性が低かった。
比較例４６は、仕上圧延のパス数が少なく、それに伴い形状比が大きすぎたので、板厚の１／４部の｛１００｝面積率が小さく、アレスト性が低かった。
比較例４７は、仕上圧延のパス数が多すぎたので、生産性が低かった。
比較例４８は、仕上圧延の平均形状比が大きすぎたので、板厚の１／４部の｛１００｝面積率が小さく、アレスト性が低かった。
比較例４９は、仕上圧延の平均形状比が小さすぎたので、板厚の１／４部の｛１００｝面積率が大きく、アレスト性が低かった。
比較例５０は、仕上圧延の累積圧下率が小さすぎたので、板厚の１／４部の｛１００｝面積率、板厚の１／２部の｛１１０｝面積率、及び結晶粒界密度が小さく、靭性、及びアレスト性が低かった。
比較例５１は、仕上圧延の累積圧下率が大きすぎたので、生産性が低かった。
比較例５２は、冷却開始温度が低すぎたので、板厚の１／４部の｛１００｝面積率、板厚の１／２部の｛１１０｝面積率、及び結晶粒界密度が小さく、強度、靭性、アレスト性、及び生産性が低かった。
比較例５３は、空冷による冷却なので、板厚の１／４部の｛１００｝面積率、板厚の１／２部の｛１１０｝面積率、及び結晶粒界密度が小さく、強度、靭性、及びアレスト性が低かった。
比較例５４は、冷却停止温度が高すぎたので、結晶粒界密度が小さく、靭性、及びアレスト性が低かった。
比較例５５は、焼戻し温度が高すぎたので、強度が低かった。
以上の実施例から、本発明を適用することにより、製造コストが低く、生産性が高く、強度が高く、板厚が厚く、かつＨＡＺ靭性の劣化がない、アレスト性に優れた高強度厚鋼板を提供できることが確認された。
なお、本発明は上述した実施形態に限定されるものではない。本発明の主旨を逸脱しない範囲内で種々変更して実施することが可能である。

本発明によれば、製造コストが低く、生産性が高く、強度が高く、板厚が厚く、かつＨＡＺ靭性の劣化がない、アレスト性に優れた高強度厚鋼板を提供することができる。

Claims (8)

  1. 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：０．００３〜０．０５％、
    Ｎ：０．００１〜０．００８％
    を含有し、
    Ｐが０．０３％以下
    Ｓが０．０２％以下
    Ｃｕが１％以下、
    Ｎｉが２％以下、
    Ｃｒが１％以下、
    Ｍｏが０．５％以下、
    Ｖが０．１５％以下、
    Ｂが０．００５％以下
    Ｃａが０．０１％以下、
    Ｍｇが０．０１％以下、
    ＲＥＭが０．０１％以下
    に制限され、
    残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    下記（１）式の炭素当量Ｃｅｑ．が０．３０〜０．５０％である成分組成を有し、
    面積率で７０％以下のフェライトと、面積率で３０％以上のベイナイトを含有するミクロ組織を有し、
    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当たりの総長さである結晶粒界密度が４００〜１０００ｍｍ／ｍｍ２であるとともに、主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１００｝面の面積率が１０〜４０％であり、
    前記板厚の１／２部では、前記結晶粒界密度が３００〜９００ｍｍ／ｍｍ２であるとともに、前記主圧延方向に対し垂直な面に対し１５°以内の角度をなす｛１１０｝面の面積率が４０〜７０％であり、降伏応力が３９０ＭＰａ以上６９０ＭＰａ以下である
    ことを特徴とする高強度厚鋼板。
    Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）式
  2. 前記板厚が６０〜９５ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の高強度厚鋼板。
  3. 前記ミクロ組織が、面積率で１０％以下のパーライトを含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高強度厚鋼板。
  4. 前記ミクロ組織が、フェライト面積率が５０％未満で、パーライト面積率が５％以下で、ベイナイト面積率が５０％以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
  5. 前記板厚１／４部の前記結晶粒界密度が５００〜９００ｍｍ／ｍｍ２、
    前記板厚１／２部の前記結晶粒界密度が４００〜８００ｍｍ／ｍｍ２
    であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
  6. 前記Ｃｕを０．５％以下、
    前記Ｎｉを１％以下、
    前記Ｃｒを０．５％以下、
    前記Ｍｏを０．２％以下、
    前記Ｖを０．０７％以下、
    にさらに制限することを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
  7. 前記Ｂを０．００２％以下にさらに制限することを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
  8. 前記Ｃａを０．００３％以下、
    前記Ｍｇを０．００３％以下、
    前記ＲＥＭを０．００３％以下
    にさらに制限することを特徴とする請求項１〜７のいずれか一項に記載の高強度厚鋼板。
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