高強度厚鋼板及其製造方法
[0001] 本發明有關高強度厚鋼板，尤其有關船舶、海洋構造物、低溫儲存槽、建築‧土木構造物等之大型構造物所用之脆性龜裂擴展停止特性優異之高強度厚鋼板。且本發明有關前述高強度厚鋼板之製造方法。
[0002] 船舶、海洋構造物、低溫儲存槽、建築‧土木構造物等之大型構造物中，若伴隨脆性破壞引起事故，對於社會經濟或環境等之影響巨大。因此，總是被要求提高安全性而對於使用之鋼材，要求較高程度之使用溫度下之韌性或脆性龜裂擴展停止特性。 [0003] 集裝箱船或散裝船等之船舶，其構造上，於船體外板使用高強度之厚壁材，於最近，隨著船體之大型化而進展更高強度化及厚壁化。一般，由於鋼板之脆性龜裂擴展停止特性有越高強度或厚壁材越裂化之傾向，故對於脆性龜裂擴展停止特性之要求更高度化。 [0004] 作為提高鋼材之脆性龜裂擴展停止特性之手段，已知有增加鋼中Ni含量之方法。例如對於液化天然氣（LNG）之儲存槽，以商業規模使用9%Ni鋼。然而，由於鋼中Ni量增加導致製造成本大幅上升，故前述9% Ni鋼難以使用於LNG貯槽以外之用途。 [0005] 另一方面，於不到如LNG之極低溫，例如船舶或管線等之用途，則使用板厚未達50mm之比較薄的鋼材。此等較薄鋼材中，藉由TMCP（Thermo-Mechanical Control Process，熱機械控制製程）法實現細粒化，提高低溫韌性，藉此可實現優異之脆性龜裂擴展停止特性。 [0006] 又，為了不提高合金成本而提高脆性龜裂擴展停止特性，基於各種觀點而提案有控制鋼的組織或集合組織之方法。 [0007] 例如，專利文獻1中，為了提高脆性龜裂擴展停止特性，提案有將表層部之組織超微細化之鋼材。脆性龜裂擴展時因於鋼材表層部發生之延性破壞（塑性變形區域）中之結晶粒微細化，而吸收經擴展之脆性龜裂具有之擴展能，其結果，提高脆性龜裂擴展停止特性。 [0008] 專利文獻2中，為了提高具有鐵素體-珠光體主體之微組織之鋼材之脆性龜裂擴展停止特性，而提案控制鋼板表層之鐵素體粒徑、鐵素體粒之長寬比及鐵素體粒徑之標準偏差。 [0009] 專利文獻3中，提案有藉由使鐵素體結晶粒微細化，同時控制鐵素體結晶粒內形成之次晶粒（subgrain），而提高脆性龜裂擴展停止特性之鋼板。 [0010] 又，控制壓延中，藉由對經變態之鐵素體施加壓力使集合組織發達，而提高脆性龜裂擴展停止特性之方法亦為已知。以該方法，對鋼材之破壞面上於與板面平行之方向產生分離，而緩和脆性龜裂前端之應力，藉此提高對於脆性破壞之阻力。 [0011] 例如，專利文獻4中，記載藉由將利用控制壓延使（110）面X射線強度比設為2以上，且將相當於圓之直徑20μm以上之粗大結晶粒的面積率設為10%以下，而提高耐脆性破壞特性。 [0012] 專利文獻5中，提案板厚內部之壓延面之（100）面之X射線強度比為1.5以上之連接部的脆性龜裂擴展停止特性優異之熔接構造用鋼。前述熔接構造用鋼中，藉由使如前述之集合組織發達，而於應力負荷方向與龜裂擴展方向之間產生錯位，其結果，提高脆性龜裂擴展停止特性。 [先前技術文獻] [專利文獻] [0013] 專利文獻1：日本特公平7-100814號公報 專利文獻2：日本特開2002-256375號公報 專利文獻3：日本專利第3467767號公報 專利文獻4：日本專利第3548349號公報 專利文獻5：日本專利第2659661號公報
[發明欲解決之課題] [0014] 然而，為了獲得專利文獻1、2中記載之鋼材，於鋼材表層部暫時冷卻後，必須復熱且於前述復熱中施以加工而控制組織。因此，以實際生產規模之控制並不容易，對壓延、冷卻設備之負荷大。 [0015] 又，如前述之先前技術，均係以板厚50mm左右之鋼板為對象者，應用於板厚70mm左右之厚壁材時，是否可獲得必要特性尚不清楚。尤其，關於船體構造所必要之板厚方向之龜裂擴展特性亦不清楚。 [0016] 本發明係有利於解決上述問題者，目的在於提供即使板厚超過50mm時亦具有優異之脆性龜裂擴展停止特性，且可以工業上極簡易之製程製造之高強度厚鋼板。又，本發明之目的係以工業上簡易之製程，可安定地製造前述高強度厚鋼板的高強度厚鋼板之製造方法。 [用以解決課題之手段] [0017] 本發明人等為解決上述課題，針對具有優異脆性龜裂擴展停止特性之高強度鋼板及可安定地獲得該鋼板之製造方法重複積極研究之結果，獲得以下見解。 [0018] （1）於奧氏體區域完成壓延時，壓延時之溫度越為低溫越能獲得高的韌性值與集合組織。然而，如板厚超過50mm之厚鋼板中，若壓延溫度降低至變態點附近，則如圖1所示之鋼板表面與板厚中央部之溫度差變大，故表層部變態為鐵素體組織，該鐵素體經壓延而使表層部之韌性劣化。 [0019] （2）為了抑制表層部之鐵素體生成而有必要提高壓延溫度，但提高壓延溫度時，無法使板厚中心之壓延溫度充分降低。 [0020] （3）板厚中心部之壓延溫度未充分降低時，板厚中心部之結晶粒徑變粗大而有韌性變不充分之情況，或有利於龜裂擴展停止特性之集合組織之積集度不充分之情況。 [0021] 為了解決上述問題而進而重複檢討之結果，想到於壓延中途藉由對鋼板表背面加熱而可減低如圖2所示之板厚方向之溫度差，可於迄今以上之低溫安定地壓延。藉此，於迄今相同程度之條件下進行熱軋時，可獲得更高的脆性龜裂擴展停止特性。又，為了獲得相同程度之脆性龜裂擴展停止特性之必要壓延條件與迄今相比可緩和。 [0022] 因此，發現使用上述製程，控制板厚1/2位置及鋼板表面之{113}＜110＞方位強度，可獲得具有優異母材韌性並且獲得極優異之脆性龜裂擴展停止特性。 [0023] 基於以上之見解進行檢討，因而完成本發明。亦即，本發明之要旨構成如下。 [0024] 1. 一種高強度厚鋼板，其以質量%計，含有 C：0.03~0.20%， Si：0.03~0.5%， Mn：0.5~2.2%， P：0.02%以下， S：0.01%以下， Ti：0.005~0.03%， Al：0.005~0.080%，及 N：0.0050%以下， 其餘部分由Fe及不可避免雜質所成， 且具有以下述（1）式定義之Ceq滿足下述（2）式之條件之成分組成， 具有板厚1/2位置之{113}＜110＞方位強度為4.0以上，鋼板表面之{113}＜110＞方位強度為1.7以上之集合組織，其中，上述（1）式中之括弧表示前述高強度厚鋼板之該括弧內之元素的含量（質量%），未含有該元素時表示為0。 [0025] 2. 如上述1之高強度厚鋼板，其板厚為50~ 100mm， Kca（-10℃）為7000N/mm3/2
以上， 板厚1/4位置之vE（-40℃）為250J以上，且 板厚1/4位置之拉伸強度TS為570MPa以上。 [0026] 3. 如上述1或2之高強度厚鋼板，其中板厚1/2位置之組織所佔之貝氏體（bainite）之面積分率為85%以上。 [0027] 4. 如上述1~3中任一項之高強度厚鋼板，其中前述成分組成進而含有以質量%計，選自下述所成之群中之1或2者以上： Nb：0.005~0.05%， Cu：0.01~0.5%， Ni：0.01~1.5%，及 Cr：0.01~0.5%。 [0028] 5. 如上述1~4中任一項之高強度厚鋼板，其中前述成分組成進而含有以質量%計，選自下述所成之群中之1或2者以上： Mo：0.01~0.5%， V：0.001~0.10%， B：0.0030%以下， Ca：0.0050%以下，及 REM：0.0100%以下。 [0029] 6. 如上述1~4中任一項之高強度厚鋼板，其中距鋼板表面5mm位置與板厚1/2位置之vE（-40℃）均為250J以上。 [0030] 7. 一種高強度厚鋼板之製造方法，其係如上述1~6中任一項之高強度厚鋼板之製造方法，且具有下述步驟： 使具有如上述1、4及5中任一項之成分組成之鋼在1000~1200℃之加熱溫度加熱的加熱步驟；及 使經加熱之前述鋼進行熱軋成為熱軋鋼板之熱軋步驟， 前述熱軋步驟包含： 在板厚1/2位置為奧氏體（austenite）再結晶溫度區域之熱軋，與 在板厚1/2位置為奧氏體（austenite）未再結晶溫度區域之熱軋， 於前述熱軋步驟之間，自表背兩面加熱前述鋼。 [0031] 8. 如上述7之高強度厚鋼板之製造方法，其中進而具有以3℃/s以上之冷卻速度，將前述熱軋鋼板冷卻至500℃以下之冷卻停止溫度之冷卻步驟。 [0032] 9. 如上述8之高強度厚鋼板之製造方法，其中進而具有使於前述冷卻步驟冷卻之熱軋鋼板於Ac1
點以下之回火溫度回火的回火步驟。 [0033] 10. 如上述7~9中任一項之高強度厚鋼板之製造方法，其中於自前述表背兩面之加熱結束的時點之前述鋼的表面與板厚1/2位置之溫度差為30℃以下。 [0034] 11. 如上述7~10中任一項之高強度厚鋼板之製造方法，其中自前述表背兩面之加熱係在比前述板厚1/2位置為奧氏體未再結晶溫度區域之熱軋開始更早進行。 [發明效果] [0035] 依據本發明，由於適當控制板厚1/2位置與鋼板表面兩者之集合組織，故即使於板厚超過50mm之情況下，亦可獲得脆性龜裂擴展停止特性優異之高強度厚鋼板。本發明之高強度厚鋼板藉由應用於例如造船領域中之集裝箱船、散裝船等之強力甲板部構造中之與艙口邊緣圍板接合之甲板構件，而有助於船舶之安全性提高，於產業上極為有用。
[0037] 以下具體說明本發明。本發明一實施形態之高強度厚鋼板中，成分組成及集合組織規定如上述。 [0038] [成分組成] 首先，說明將本發明之鋼成分組成限定為如上述之理由。又，成分組成中有關之「%」表示，只要未特別限定，則意指「質量%」。 [0039] C：0.03~0.20% C係提高鋼強度之元素，本發明中，為確保期望強度有必要含有0.03%以上。然而，C含量超過0.20%時，不僅是熔接性劣化，對韌性亦有不良影響。因此，C含量設為0.03~0.20%。又，C含量較好為0.05~0.15%。 [0040] Si：0.03~0.5% Si係作為脫氧元素，且作為鋼的強化元素而有效，但未達0.03%之含量時並無該效果。另一方面，Si含量超過0.5%時，不僅損及鋼的表面性狀，亦使韌性極端劣化。因此，Si含量設為0.03~0.5%。Si含量較好為0.04~0.40%。 [0041] Mn：0.5~2.2% Mn係作為強化元素而含有。Mn含量少於0.5%時，其效果不充分。另一方面，Mn含量超過2.2%時，除了熔接性劣化以外，鋼材成本亦上升。因此，Mn含量設為0.5~2.2%。 [0042] P：0.02%以下 P係鋼中不可避免之雜質，含量多時韌性劣化。因此，為了於如板厚超過50mm之厚鋼板亦保有良好韌性，P含量設為0.02%以下。P含量較好設為0.01%以下，更好0.006%以下。另一方面，下限並未限定，雖亦可為0%，但工業上而言係超過0%。 [0043] S：0.01%以下 S係鋼中不可避免之雜質，含量多時韌性劣化。因此，為了於如板厚超過50mm之厚鋼板亦保有良好韌性，S含量設為0.01%以下。S含量較好設為0.005%以下，更好0.003%以下。另一方面，下限並未限定，雖亦可為0%，但工業上而言係超過0%。 [0044] Ti：0.005~0.03% Ti藉由微量含有，而形成氮化物、碳化物或碳氮化物，具有使結晶粒微細化並提高母材韌性之效果。前述效果若於Ti含量為0.005%以上即可獲得。另一方面，Ti含量超過0.03%時，母材及熔接熱影響部中之韌性降低。因此，Ti含量設為0.005~0.03%。Ti含量較好為0.006~ 0.028%。 [0045] Al：0.005~0.080% Al係作為脫氧材而添加之元素，為了獲得其效果必須添加0.005%以上。另一方面，Al含量超過0.080%時，韌性降低並且熔接時熔接金屬部之韌性降低。因此，Al含量設為0.005~0.080%。又，Al含量較好為0.020~0.040%。 [0046] N：0.0050%以下 N係與鋼中之Al結合，調整壓延加工時之結晶粒徑，強化鋼的元素。然而，N含量超過0.0050%時，韌性劣化，故N含量設為0.0050%以下。另一方面，N含量之下限並未特別限定，但較好為0.0010%以上，更好為0.0015%以上。 [0047] 本發明一實施形態之高強度鋼板之成分組成係由上述元素、其餘部分之Fe及不可避免雜質所成。 [0048] 又，本發明其他實施形態中，為了進而提高特性，上述成分組成可進而任意含有選自Nb、Cu、Ni及Cr所成之群之1或2者以上。 [0049] Nb：0.005~0.05%， Nb係於鐵素體變態時或再加熱時以NbC析出，有助於高強度化。又，Nb具有於奧氏體區域之壓延中擴大未再結晶區域之效果，有助於鐵素體之細粒化，故對於韌性之改善亦有效。其效果藉由含有0.005%以上而得以發揮，但含有超過0.05%時，因析出粗大NbC，反而導致韌性降低。因此，含有Nb時，Nb含量設為0.005~0.05%。 [0050] Cu：0.01~0.5% Cu係提高銅之淬透性的元素，除了提高壓延後之強度以外，亦有助於韌性、高溫強度、耐候性等之功能。該等效果藉由含有0.01%以上而得以發揮，但過度含有時韌性或熔接性反而劣化。因此，Cu含量設為0.01~0.5%。 [0051] Ni：0.01~1.5% Ni係提高鋼的淬透性之元素，除了提高壓延後之強度以外，亦有助於韌性、高溫強度、耐候性等之功能。該等效果藉由含有0.01%以上而得以發揮。另一方面，過度含有時韌性或熔接性反而劣化，此外亦導致合金之成本增加。因此，Ni含量設為0.01~1.5%。 [0052] Cr：0.01~0.5% Cr與Cu同樣係提高鋼的淬透性之元素，除了提高壓延後之強度以外，亦有助於韌性、高溫強度、耐候性等之功能。該等效果藉由含有0.01%以上而得以發揮，但過度含有時韌性或熔接性反而劣化。因此，Cr含量設為0.01~0.5%。 [0053] 又，本發明其他實施形態中，為了進而提高特性，上述成分組成可進而任意含有選自Mo、V、B、Ca及REM所成之群之1或2者以上。 [0054] Mo：0.01~0.5% Mo與Cu及Cr同樣係提高鋼的淬透性之元素，除了提高壓延後之強度以外，亦有助於韌性、高溫強度、耐候性等之功能。該等效果藉由含有0.01%以上而得以發揮，但過度含有時韌性或熔接性反而劣化。因此，Mo含量設為0.01~0.5%。 [0055] V：0.001~0.10% V係藉由作為V（CN）析出之析出強化，而提高鋼強度之元素。該效果藉由含有0.001%以上之V而得以發揮。另一方面，V含有超過0.10%時，反而使韌性降低。因此，含有V時，V含量設為0.001~0.10%。 [0056] B：0.0030%以下 B係微量即具有提高鋼的淬透性效果之元素，可任意含有。然而，B含量超過0.0030%時，熔接部之韌性降低。因此，B含量設為0.0030%以下。又，B含量下限並未特別限定，含有B時，基於獲得良好淬透性之觀點，B含量較好設為0.0006%以上。 [0057] Ca：0.0050%以下 Ca係具有使熔接熱影響部之組織微細化並提高韌性之效果的元素，若適量含有則不會損及本發明效果。因此，可根據需要含有Ca。然而，過度含有Ca時，形成粗大之介隔物並使母材之韌性劣化。因此，含有Ca時，Ca含量設為0.0050%以下。另一方面，Ca含量之下限值並未特別限定，但添加Ca時，為了充分獲得添加效果，較好Ca含量設為0.0001%以上。 [0058] REM：0.0100%以下 REM（稀土類金屬）與Ca同樣，係具有使熔接熱影響部之組織微細化並提高韌性之效果的元素，若適量含有則不會損及本發明效果。因此，可任意含有REM。然而，過度含有REM時，形成粗大之介隔物並使母材之韌性劣化。因此，含有REM時，REM含量設為0.0100%以下。另一方面，REM含量之下限並未特別限定，但添加REM時，為了充分獲得添加效果，較好REM含量設為0.0005%以上。 [0059] [Ceq] 再者，上述成分組成係以下述（1）式定義之碳當量Ceq滿足下述（2）式之條件者。其中，上述（1）式中之括弧表示高強度厚鋼板之該括弧內之元素的含量（質量%），未含有該元素時表示為0。 [0060] 藉由將Ceq設為0.40以上，即使為板厚超過50mm之厚鋼板，亦可確保強度及集合組織強度。另一方面，Ceq之上限並未特別限定，但較好為0.55以下，更好為0.53以下，又更好為0.50以下。 [0061] [集合組織] 本發明中，為了提高對於壓延方向或壓延直角方向等之與板面平行方向擴展之龜裂的龜裂擴展停止特性，而規定板厚1/2位置及鋼板表面之{113}＜110＞方位強度。板厚1/2位置及鋼板表面中，若{113} ＜110＞方位發達，則在龜裂進展之前，發生微觀的龜裂而成為龜裂進展之阻力。又，此處所謂「板厚1/2位置」意指板厚方向之中央位置，所謂「鋼板表面」意指去除垢後之距鋼板表面0.5mm之深度位置。 [0062] 具體而言，成為板厚1/2位置之{113}＜110＞方位強度為4.0以上，鋼板表面之{113}＜110＞方位強度為1.7以上之集合組織。藉由以滿足前述條件之方式控制集合組織，即使為最近於集裝箱船或散裝船等船體外板所用般之板厚超過50mm之厚鋼板，除了確保構造安全性以外，亦可獲得成為目標之Kca（-10℃）≧7000N/mm3/2
之脆性龜裂擴展停止特性。其中，Kca（-10℃）係-10℃下之脆性龜裂擴展停止韌性。又，於要求更優異之龜裂擴展停止特性時，較好板厚1/2位置之{113} ＜110＞方位強度為4.1以上，鋼板表面之{113}＜110＞方位強度為1.9以上。另一方面，板厚1/2位置之{113}＜110＞方位強度之上限並未特別限定，越高越佳，但一般宜為7.0以下。又鋼板表面之{113}＜110＞方位強度之上限亦未特別限定，越高越佳，但一般宜為5.0以下。 [0063] 又，板厚1/2位置之{113}＜110＞方位強度與鋼板表面之{113} ＜110＞方位強度可分別藉由X射線極點圖法，以隨機強度比求得，具體而言，可藉由實施例記載之方法測定。又，前述測定中，容許數%之位置誤差。 [0064] [鋼板內部之組織] 板厚1/2位置之貝氏體之面積分率較好為85%以上。藉由如此控制組織，可提高有利於脆性龜裂擴展停止特性之{113}＜110＞方位。又，前述貝氏體之面積分率更好為90%以上。另一方面，前述貝氏體之面積分率上限並未特別限定，可為100%。又，貝氏體以外之其餘部分並未特別限定，可為任意組織。該等其餘部分組織之面積分率合計較好為15%以下。前述面積分率可藉實施例中記載之方法測定。 [0065] [母材韌性] 藉由如上述控制成分組成與集合組織，可獲得具有優異母材韌性之高強度厚鋼板。具有優異之母材韌性於抑制龜裂進展上具重要性。具體而言，板厚1/4位置之-40℃下之夏比（charpy）吸收能：vE（-40℃）較好為250J以上，更好為280J以上，又更好為300J以上。另一方面，前述vE（-40℃）之上限並未特別限定，但一般可為420J以下，亦可為400J以下。 [0066] 再者，距高強度厚鋼板表面5mm位置（深度）之vE（-40℃）較好為250J以上，更好為280J以上，又更好為300J以上。另一方面，前述vE（-40℃）之上限並未特別限定，但一般可為420J以下，亦可為400J以下。 [0067] 本發明中，如後述，藉由於熱軋步驟之間自表背兩面加熱鋼，可使距鋼板表面5mm位置與板厚1/2位置之vE（-40℃）兩者均為250J以上。 [0068] 又，板厚1/4位置之夏比斷口轉變溫度較好為 -40℃以下。前述夏比斷口轉變溫度之下限並未特別限定，但一般宜為-130℃以上。 [0069] [脆性龜裂擴展停止韌性] 如上述，本發明之高強度厚鋼板中藉由控制集合組織而可實現Kca（-10℃）為7000N/mm3/2
以上之優異脆性龜裂擴展停止特性。Kca（-10℃）較好為7500N/mm3/2
以上，更好為8000N/mm3/2
以上，又更好為9000N/mm3/2
以上。另一方面，由於Kca（-10℃）之值越高越好，故其上限並未特別限定，但一般宜為13000N/mm3/2
以下。又，前述Kca（-10℃）之值可藉由溫度梯度型ESSO試驗測定，具體而言可藉由實施例記載之方法獲得。 [0070] [拉伸強度] 本發明之高強度厚鋼板之拉伸強度（TS）並未特別限定，較好板厚1/4位置之拉伸強度TS為570MPa以上，更好為580MPa以上，又更好為590MPa以上。另一方面，關於TS上限亦未特別限定，但一般板厚1/4位置之拉伸強度TS宜為700MPa以下。 [0071] [板厚] 本發明之高強度厚鋼板之板厚並未特別限定，可為任意值。然而，由於板厚越厚本發明效果越顯著，故板厚較好為50mm以上，更好超過50mm，又更好為60mm以上，再更好為70mm以上。另一方面，板厚上限亦未特別限定，但一般宜為100mm以下。 [0072] [製造方法] 其次，說明本發明一實施形態之高強度厚鋼板之製造方法。 [0073] 本發明之高強度厚鋼板可藉由將具有上述成分組成之鋼在特定條件下熱軋而製造。具體而言，依序進行如下（1）及（2）。 （1）使鋼在1000~1200℃之加熱溫度加熱的加熱步驟。 （2）使經加熱之前述鋼進行熱軋成為熱軋鋼板之熱軋步驟。 而且，前述（2）熱軋步驟中，依序進行如下之（2-1）及（2-2）之步驟。 （2-1）在板厚1/2位置為奧氏體再結晶溫度區域之熱軋（再結晶區域壓延）。 （2-2）在板厚1/2位置為奧氏體未再結晶溫度區域之熱軋（未再結晶區域壓延）。 [0074] 又，前述（2）熱軋步驟之後，亦可任意進行如下之（3）之步驟。 （3）以3℃/s以上之冷卻速度，將前述熱軋鋼板冷卻至500℃以下之冷卻停止溫度之冷卻步驟。 [0075] 再者，前述（3）冷卻步驟之後，亦可任意進行如下之（4）之步驟。 （4）使於前述冷卻步驟冷卻之熱軋鋼板於Ac1
點以下之回火溫度回火的回火步驟。 [0076] 以下針對上述各步驟之條件的限定理由加以說明。 [0077] [加熱步驟] 加熱溫度：1000~1200℃ 於熱軋之前，加熱具有上述成分組成之鋼。此時，加熱溫度未達1000℃時，無法充分確保奧氏體再結晶溫度區域之壓延時間。另一方面，加熱溫度超過1200℃時，奧氏體粒粗大化，反而導致韌性降低，或氧化損失變顯著而使良率降低。因此，加熱溫度設為1000~1200℃。又，基於鋼板之韌性提高之觀點，前述加熱溫度較好為1000~1170℃，更好為1050~1170℃。 [0078] 又，供於前述加熱步驟之鋼並未特別限定，可藉任意方法製造。例如，可使用將具有上述成分組成之熔鋼以轉爐等進行熔製，藉由連續鑄造而得之鋼片（鋼坯）。 [0079] [熱軋] 其次，進行熱軋。熱軋步驟中，首先，進行（2-1）在板厚1/2位置為奧氏體再結晶溫度區域之熱軋（再結晶區域壓延），其次進行（2-2）在板厚1/2位置為奧氏體未再結晶溫度區域之熱軋（未再結晶區域壓延）。前述熱軋步驟中之壓延結束溫度並未特別限定，但較好為Ar3
點以上。 [0080] 上述熱軋之累積壓下率並未特別限定，但（2-1）在板厚1/2位置為奧氏體再結晶溫度區域之熱軋之累積壓下率（再結晶溫度區域累積壓下率）較好為12%以上。前述再結晶溫度區域累積壓下率之上限並未特別限定，但基於壓延負荷之觀點，較好為60%以下。又，（2-2）在板厚1/2位置為奧氏體未再結晶溫度區域之熱軋之累積壓下率（未再結晶溫度區域累積壓下率）較好為45%以上。前述未再結晶溫度區域累積壓下率之上限並未特別限定，但基於壓延負荷之觀點，較好為90%以下。基於集合組織控制之觀點，較好如此控制累積壓下率。 [0081] 本發明中，於前述（2）熱軋步驟期間，自表背兩面加熱前述鋼。藉由前述加熱，可控制板厚方向之溫度分佈，可減小鋼板表面與內部之溫度差，其結果，可獲得上述之板厚中央部與鋼板表面之集合組織。又，藉由進行自前述兩面之加熱，可使距鋼板表面5mm位置與板厚1/2位置之vE（-40℃）均為250J以上。 [0082] 自前述表背兩面之加熱較好以於該加熱結束的時點之前述鋼的表面與板厚1/2位置之溫度差為30℃以下之方式進行。藉此，可使板厚中央於更低溫度下壓延並且可抑制表面生成鐵素體。前述溫度差更好為20℃以下，又更好為10℃以下。另一方面，前述溫度差越小越好，故下限並未特別限定，宜為0℃以上。 [0083] 又，進行上述加熱之時點並未特別限定，只要於熱軋步驟之期間即可。然而，基於集合組織控制之觀點，較好在以加熱結束時更後進行之熱軋的累積壓下率為45%以上之時點進行該加熱，更好在未再結晶區域壓延開始前進行，又更好在再結晶區域壓延結束厚且未再結晶區域壓延開始前進行。於未再結晶區域壓延開始前進行加熱時，基於溫度控制之觀點，較好於該加熱結束後30秒以內開始未再結晶區域壓延。 [0084] 前述熱軋步驟中之加熱並未特別限定，可以感應加熱或爐加熱等之任意方法進行。 [0085] 於未再結晶區域壓延之期間鋼板表面與板厚1/2位置間之溫度差較大時，亦可進而於未再結晶區域壓延之期間，僅對表面加熱。 [0086] [冷卻步驟] 冷卻速度：3℃/s以上 冷卻停止溫度：500℃以下 壓延結束之鋼板，基於保持壓延時發達之集合組織之觀點，較好以3℃/s以上之冷卻速度，冷卻至500℃以下之冷卻停止溫度。冷卻速度之上限並未特別限定，但較好為10℃/s以下。又，冷卻停止溫度之下限並未特別限定，但較好為0℃以上。又，前述冷卻步驟中之冷卻開始溫度較好為Ar3
點以上。 [0087] [回火步驟] 回火溫度：Ac1
點以下 於前述冷卻步驟之後進行回火處理時，較好於Ac1
點以下之回火溫度進行回火。其理由為回火溫度高於Ac1
點時，有失去壓延時發達之集合組織之情況。回火溫度之下限並未特別限定，但較好為400℃以上。 [0088] 又，以上說明中，板厚1/2位置之溫度係藉由自以輻射溫度計測定之鋼板表面溫度之傳熱計算，或基於事先測定之中心溫度計算而求得。又，壓延後之冷卻條件中之溫度係板厚1/2位置之溫度。 [0089] （實施例） 以下針對本發明實施例加以說明。 將具有表1所示各成分組成之熔鋼以轉爐熔製，藉由連續鑄造法作成鋼坯。其次，加熱前述鋼坯厚，以成為板厚：50~100mm之方式進行熱軋。前述加熱與熱軋之條件如表2所示。隨後，以表2所示之條件進行冷卻，隨後，放冷獲得高強度厚鋼板。針對一部分鋼板，於冷卻後以表2所示之溫度進行回火。 [0090] 前述熱軋期間，除一部分比較例以外，自表背兩面加熱鋼。前述加熱係於再結晶區域壓延結束後、未再結晶區域壓延開始前進行。又，此時，未再結晶區域壓延於結束加熱後於30秒以內開始。前述加熱可藉由使用環境爐之爐加熱及高頻之感應加熱而實施。 [0091][0092][0093] 針對所得高強度厚鋼板之各者，藉由以下方法，評價韌性、拉伸強度、集合組織、組織及脆性龜裂擴展停止特性。評價結果示於表3。 [0094] [韌性] 為了評價所得高強度厚鋼板之韌性，進行夏比衝擊試驗，測定各鋼板之（1）距鋼板表面5mm之位置、（2）板厚1/4位置及（3）板厚1/2位置之3部位之-40℃下之夏比吸收能vE（-40℃）。前述夏比衝擊試驗係使用JIS（日本工業規格）規定之4號衝擊試驗片（長55mm，寬10mm，厚10mm），以使該試驗片之長度方向平行於鋼板之壓延方向之方式採取前述試驗片。又，用以測定距前述鋼板表面5mm之位置之vE（-40℃）之試驗片，係去除鋼板表面所形成之垢（黑皮）後，自該鋼板表面採取。試驗片厚度為10mm，故前述試驗片之測定位置為該試驗片厚度方向之中心位置，亦即距鋼板表面於板厚方向5mm之位置。 [0095] [拉伸強度] 自所得高強度厚鋼板之板厚1/4位置，以試驗片之長度方向與壓延方向垂直之方式，採取JIS 4號試驗片。使用前述試驗片，依據JIS Z 2241之規定進行拉伸試驗，求出板厚1/4位置之拉伸強度（TS）。 [0096] [集合組織] 為了評價所得高強度厚鋼板之集合組織，藉以下方法測定（1）板厚1/2位置及（2）鋼板表面之{113}＜110＞方位強度。首先，去除形成於前述鋼板表面之垢後，以使（1）板厚1/2位置及（2）距鋼板表面0.5mm深之位置成為測定位置之方式，採取板厚厚度1mm之樣品。其次，藉由機械研磨‧電解研磨所採取之樣品與板面平行之面，而準備X射線繞射用之試驗片。又，針對板厚表面之樣品，研磨接近鋼板表面之側的面。針對所得試驗片之各者，使用利用Mo線源之X射線繞射裝置實施X射線繞射測定，求出（200）、（110）及（211）正極點圖。自所得正極點圖求出三次元結晶方位密度函數，藉此算出{113}＜110＞方位強度相對於隨機強度之比。 [0097] [組織] 以與壓延方向平行之面作為觀察面之方式，自板厚1/2位置採取試料。鏡面研磨前述試料表面後，拍攝藉由蝕刻而露出之金屬組織之光學顯微鏡照片，藉由圖像解析評價貝氏體之面積分率。 [0098] [脆性龜裂擴展停止特性] 為了評價脆性龜裂擴展停止特性，進行溫度梯度型ESSO試驗，求出前述高強度厚鋼板之-10℃之Kca值（以下亦記為Kca（-10℃））。於前述溫度梯度型ESSO試驗中使用全厚試驗片。 [0099] 如由表3所示結果所了解，滿足本發明條件之高強度厚鋼板，距鋼板表面5mm位置、板厚1/2位置及板厚1/4位置之vE（-40℃）均為250J以上，Kca（-10℃）為7000N/mm3/2
以上，具備優異之脆性龜裂擴展停止特性。另一方面，未滿足本發明條件之比較例之高強度厚鋼板，板厚1/4位置之vE（-40℃）、Kca（-10℃）之至少一者劣化。 [0100]
[0036] 圖1係顯示先前之熱軋之鋼板板厚方向的溫度分布之示意圖。 圖2係顯示本發明之熱軋之鋼板板厚方向的溫度分布之示意圖。