JP2008214646A - 板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】靭性に優れ、かつ板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：0.06〜0.20％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Alを適正量含む組成を有し、回復または再結晶したフェライト相を体積率で60％以上含み、240HV未満の硬さを有する第二相とからなる組織を有し、さらに板厚中央位置および板厚1/4位置における(200)面の回折強度比が2.0以上または(110)面の回折強度比が2.5以上となる集合組織を有し、かつ｛100｝面、｛110｝面、｛111｝面、｛211｝面のうちのいずれかの面が、圧延面に対して５°以内に揃ったフェライト粒コロニーの板厚方向厚さを、板厚中央位置および板厚1/4位置において平均で５μm以下とする。これにより、優れた板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性と、優れた靭性とを兼備した鋼板となる。
【選択図】図１

Description

本発明は、建築、橋梁、船舶、海洋構造物、圧力容器（タンク）等の溶接鋼構造物用として好適な、溶接構造用厚鋼板に係り、とくに、板厚方向の疲労亀裂の伝播を抑制し、板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性の向上に関する。

建築、橋梁、船舶、海洋構造物、圧力容器（タンク）等の溶接鋼構造物に使用される鋼材は、強度、靭性などの機械的特性および溶接性に優れていることはもちろん、構造安全性を確保するため、近年とくに、耐疲労特性に優れていることが要求されている。
疲労特性は、一般に、疲労亀裂発生特性と、疲労亀裂伝播特性とに分けて評価されている。溶接鋼構造物では、溶接止端部が応力集中部となりやすく、また引張の残留応力も作用するため、溶接止端部が疲労亀裂の発生源となることが多い。このような疲労亀裂発生の防止策として、止端部形状の改善や圧縮の残留応力の導入などの方策が知られている。しかし、溶接鋼構造物には多数の溶接止端部があり、上記した疲労亀裂発生の防止策を実行するには、多くの労力と時間とを必要とし、施工工数の増加や、施工コストの高騰を招き、溶接鋼構造物の製造コストを著しく増大させる。そのため、溶接鋼構造物の耐疲労特性向上対策として、使用される鋼材自体の耐疲労亀裂伝播特性の向上が要望されている。鋼材自体の耐疲労亀裂伝播特性を向上させることにより、疲労亀裂の初期成長が抑制され、鋼構造物の寿命を延長することが可能となる。

厚鋼板を溶接して構成される溶接鋼構造物では、溶接止端部である鋼板表面から疲労亀裂が発生し、板厚方向に伝播して疲労破壊が進展していく場合が多い。このため、疲労破壊の進展を防止し溶接構造物の耐疲労特性を向上させるには、板厚方向の疲労亀裂伝播速度を低減することが肝要となる。このようなことから、溶接鋼構造物用として、板厚方向の疲労亀裂伝播を抑制できる板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた厚鋼板が要望されている。

このような要望に対し、例えば、特許文献１には、耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板およびその製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術は、Ｃ：0.02〜0.2％を含み、Si、Mn、Ｐ、Alを適正量含有し、さらにTi、Nb、Ｂ、Cu、Niのうちの１種以上、およびCr：１％以下、Mo：１％以下を含有する溶接構造用鋼に、Ar_３変態点以上の未再結晶域で圧下率60％以上の圧延を施した後、圧延終了温度から（Ar_３変態点−50℃）までを３℃/ｓ以下の冷却速度で冷却し、さらに５℃/ｓ以上の冷却速度で冷却することにより、硬さが母相の硬さより30％以上高く、さらにはアスペクト比が４以上、長さ20μm以上の、圧延方向に延在する縞状の第二相を母相中に５〜50％散在する組織の鋼板を得る技術である。特許文献１に記載された技術では、硬質第二相と母相(フェライト相)との硬度差を大きくし、硬質第二相のアスペクト比を調整して、耐疲労亀裂伝播特性を向上させている。特許文献１に記載された技術では、かかる鋼板を大型構造物に使用することにより、大型構造物に高い疲労亀裂伝播阻止性能を付与することができるとしている。

また、特許文献２には、Ｃ：0.02〜0.20％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量含有し、あるいはさらにCu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖ、Tiのうちの１種以上を含む鋼塊または鋼片を所定範囲内の温度に加熱し、Ar_３変態点以上の温度で粗圧延を終了したのち、フェライト分率が60％以上となる温度域における累積圧下率が40％以上となる仕上圧延を行うことにより、板厚方向の断面組織が60〜90面積％のフェライト母相と第二相からなり、第二相が、フェライト相の硬さとの比が特定の関係式で定義される所定値を超える硬さと、3.42超えのアスペクト比を有する厚鋼板を得る技術が記載されている。特許文献２に記載された技術では、硬質第二相と母相(フェライト相)との硬度差を大きくし、硬質第二相のアスペクト比を調整して、耐疲労亀裂伝播特性を向上させている。かかる厚鋼板は従来材に比べて疲労寿命を改善することができ、かかる厚鋼板を溶接鋼構造物に使用すれば、溶接構造物における溶接構造部位の疲労設計限度を向上させることができるとしている。

また、特許文献３には、Ｃ：0.04〜0.3％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量に調整して含有し、あるいはさらにCu、Ni、Cr、Mo、Ｗ、Nb、Ｖ、Ti、Zr、Ta、Ｂのうちの１種以上を含む鋼片を所定範囲内の温度に加熱し、圧延開始温度：850℃以下、圧延終了温度：Ar_３変態点以上で、累積圧下率が30％以上の圧延を含み、全圧下比：５以上の熱間圧延を行い、500℃以下まで５℃/s以下の冷却速度で冷却したのち、（Ac_１変態点＋30℃）〜（Ac_３変態点−50℃）の温度に再加熱し、制御冷却を施す厚鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、鋼板圧延方向に平行な板厚断面の組織が、平均粒径20μm以下のフェライト相と、組織分率が10〜70％で、アスペクト比が10以上、硬さが230HV以上の硬質第二相と、からなる複合組織を有し、引張強さ：400MPa以上の強度と、優れた疲労強度を有する厚鋼板が得られるとしている。特許文献３に記載された技術では、特殊な合金元素や複雑な製造プロセスを利用することなく、高い疲労強度を有する厚鋼板を製造できるとしている。特許文献３に記載された技術では、硬質第二相と母相(フェライト相)との硬度差を大きくし、硬質第二相のアスペクト比を調整するとともに、フェライト相を微細化して、耐疲労亀裂伝播特性を向上させている。

また、特許文献４には、Ｃ：0.04〜0.3％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量に調整して含有し、あるいはさらにCu、Ni、Cr、Mo、Ｗ、Nb、Ｖ、Ti、Zr、Ta、Ｂのうちの１種以上を含む鋼片を所定範囲内の温度に加熱し、圧下比が２以上の熱間圧延を行い、熱間圧延終了後、フェライト分率が10％以上となる温度まで0.1〜２℃/sの冷却速度で冷却したのち、500℃以下まで５〜100℃/sで急冷することにより、鋼板表面に平行な断面組織が、フェライト相と、組織分率が20〜80％で、硬さが250〜800HV、平均円相当径が10〜200μm、硬質第二相間の最大間隔：500μm以下の硬質第二相とからなる複合組織を有し、優れた耐疲労特性を有する厚鋼板を得る技術が記載されている。特許文献４に記載された技術では、硬質第二相と母相(フェライト相)との硬度差を大きくし、硬質第二相の分率を大きくするとともに、硬質第二相の分布状態を適正に調整して、耐疲労亀裂伝播特性を向上させている。

また、特許文献５には、板厚方向の疲労亀裂伝播速度が低い厚鋼板およびその製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術は、Ｃ：0.015〜0.20％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓを適正量含有し、あるいはさらにCu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖのうちの１種以上、および/または、Ti、ＮをTi/Ｎが2.0〜3.4となるように含む鋼塊を、所定範囲内の温度に加熱し、再結晶温度域で20〜90％の累積圧下率で圧延し、引続きAr_３変態点以上の未再結晶温度域で10〜80％の累積圧下率で圧延し、さらにAr_３変態点〜600℃で40〜90％の累積圧下率で仕上圧延し、圧延終了後、30〜300ｓ放冷し、しかる後に５〜100℃/sで室温〜600℃に制御冷却することにより、回復または再結晶フェライト粒の面積率が15〜40％で、板厚方向の（２００）面の回折強度比が2.0〜15.0である組織を有する厚鋼板を得る技術である。特許文献５に記載された技術により製造された鋼板は、板厚方向の疲労亀裂伝播速度が低く、かかる鋼板を溶接鋼構造物に適用することにより、溶接鋼構造物の疲労破壊に対する信頼性を向上させることができるとしている。

また、特許文献６には、Ｃ：0.02〜0.2％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量含有し、あるいはさらにCu、Ni、Cr、Moのうちの１種以上、および／または、Nb、Ｖ、Tiのうちの１種以上を含む鋼片を所定範囲内の温度に加熱し、粗圧延において少なくともオーステナイト未再結晶域の圧下率を10％以上とし、さらにフェライトが70％を超えるα−γ二相域またはα単相域で累積圧下率を75％以上とする仕上圧延を施すことにより、フェライト相が70％以上で、鋼板表面に平行な測定面で鋼板内部の（１１１）面のＸ線回折強度比と（１００）面のＸ線回折強度比との比が1.25〜2.0である組織を有する鋼板を得る技術が記載されている。特許文献６に記載された技術では、異方位の境界で亀裂の分岐が生じ、（１１１）面のＸ線回折強度比と（１００）面のＸ線回折強度比との比が適切なときに、とくに耐疲労特性が向上するとしている。
特開平７−90478号公報 特開平11−1742号公報 特開2003−3229号公報 特開2003−239036号公報 特開平８−199286号公報 特開2000−17379号公報

特許文献１〜４に記載された技術は、いずれも鋼板組織を、軟質のフェライト相と、鋼板の圧延方向に伸長した硬質第二相とからなる複相組織とし、軟質相と硬質相との界面で疲労亀裂の進展が遮られ、疲労亀裂が停滞したり屈曲するという現象を利用して耐疲労亀裂伝播特性を向上させる技術である。しかし、これら硬質第二相を利用した技術においては、疲労亀裂伝播速度を十分に低減させるために、硬質第二相の組織分率と硬質第二相の硬さを高くすることが必要となる。このため、鋼板の靭性や延性が低下するという問題があった。この鋼板の靭性や延性の低下は、多量の合金元素の含有で防止できる。しかし、多量の合金元素の含有は、材料コストの高騰を招くという問題が避けられない。

また、特許文献５、６に記載された技術は、特定の結晶方位を有するフェライト粒を発達させ、集合組織を活用して耐疲労亀裂伝播特性を向上させる技術である。
疲労亀裂先端の塑性変形挙動がフェライトの結晶方位に大きく依存することは広く知られている。例えば、疲労亀裂が、｛１００｝面が板厚方向に垂直（｛１００｝面が板面に平行）な方位を有するフェライト中を板厚方向に伝播する際には、疲労亀裂先端において、様々なすべり系が活動して転位同士の干渉が生じ、亀裂の伝播が抑制される。一方、疲労亀裂が、｛１１１｝面が板厚方向に垂直（｛１１１｝面が板面に平行）なフェライト中を板厚方向に伝播する際には、亀裂先端において活動するすべり系が限定されるため、他のすべり系の干渉を受けることがなく、塑性変形が容易で疲労亀裂が進展し、疲労亀裂の伝播は抑制されず、疲労破壊が進行する。

特許文献５、６に記載された技術では、フェライト＋オーステナイト二相域あるいはフェライト単相域で圧延を行い、フェライトを加工し、｛１００｝面が板面に平行に揃った集合組織を発達させている。しかし、加工され硬化したフェライト相の増加は、鋼板靭性を顕著に低下させる。このため、特許文献５、６に記載された技術では、優れた耐疲労亀裂伝播特性と優れた靭性とを両立させることが難しいという問題を残していた。

本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、靭性に優れ、かつ板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板および該溶接構造用厚鋼板を工業的に安定しかつ容易に製造できる、溶接構造用厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「靭性に優れた」とは、シャルピー衝撃試験における破面遷移温度vTrs（℃）が−60℃以下である場合をいう。また、ここでいう「耐疲労亀裂伝播特性に優れた」とは、ASTM E647の規定に準拠した疲労亀裂伝播試験において、応力拡大係数範囲ΔＫが10MPa√ｍの場合に疲労亀裂伝播速度が0.60×10^-9ｍ/cycle未満、および、ΔＫが15MPa√ｍの場合に疲労亀裂伝播速度が5.0×10^-9ｍ/cycle未満である場合をいう。

発明者らは、上記した目的を達成するために、靭性および板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に影響する各種要因、とくにミクロ組織の影響について鋭意研究した。その結果、発明者らは、鋼板組織を、
(イ)板厚方向に垂直な面（板面に平行な面）において、｛１００｝集合組織または｛１１０｝集合組織を発達させた組織とする、さらに、
(ロ)板面（圧延面）にほぼ平行な結晶面を共有するフェライト粒の集団（フェライト粒コロニー）の板厚方向の厚さを薄くした組織とする
ことにより、特別に硬さを増加させた硬質な第二相を含まなくとも、優れた板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性を確保でき、優れた靭性と優れた板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性を兼備した厚鋼板とすることができることを知見した。

また、発明者らは、｛１００｝集合組織を発達させるための圧延を、500℃以上のフェライト単相温度域、あるいはオーステナイト＋フェライト二相温度域で、かつ圧延歪速度を通常より低下させるか、圧延パス間時間を比較的に長くすることにより、加工されたフェライトの回復または再結晶を十分に進行させ、回復または再結晶により平均硬さが150HV未満となったフェライトの組織分率を60体積％以上とすることが、更に優れた靭性と優れた板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性とを兼備させるという観点から重要であることを新規に知見した。

さらに、発明者らは、上記した500℃以上のフェライト単相温度域、あるいはオーステナイト＋フェライト二相温度域で行う圧延の、直前の素材組織を微細化しておくことが、上記したフェライト粒コロニーの板厚方向厚さが薄い組織を形成するうえで重要であることを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.06〜0.20％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.006％以下、Al：0.10％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接構造用の厚鋼板であって、該厚鋼板の組織を、フェライト相とそれ以外の第二相からなり、平均で150HV未満の硬さを有するフェライト相を組織全体に対する体積率で60％以上含み、前記第二相が240HV未満の硬さを有する相であり、さらに該厚鋼板の板厚中央位置および板厚1/4位置における（２００）面のＸ線回折強度比が2.0以上または（１１０）面のＸ線回折強度比が2.5以上で、かつ｛１００｝面、｛１１０｝面、｛１１１｝面、｛２１１｝面のうちのいずれかの面が、圧延面に対して５°以内に揃ったフェライト粒コロニーの板厚方向の厚さが、板厚中央位置および板厚1/4位置において平均で５μm以下である組織とすることを特徴とする板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.5％以下、Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Ｂ：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接構造用厚鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Ti：0.05％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接構造用厚鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする溶接構造用厚鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：0.06〜0.20％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.006％以下、Al：0.10％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱工程と、圧延工程とを施し厚鋼板とする溶接構造用厚鋼板の製造方法であって、前記圧延工程が、少なくとも500℃以上のフェライト単相域またはフェライトの体積率が60％以上となる二相域での累積圧下率が50％以上で、かつ次（１）式
圧延速度Ｓ＝ln(di/df)／t ‥‥‥（１）
（ここで、di：温間圧延前の板厚(mm)、df：温間圧延後の板厚(mm)、ｔ：温間圧延に要した時間(ｓ)）
で定義される圧延速度Ｓが2.0×10^-2/ｓ以下となる圧延を施す温間圧延を含む工程であり、前記鋼素材を、該温間圧延前に、方位差15゜以上の大角境界に囲まれた領域の平均大きさが15μm以下である組織を有するように調整したのち、前記温間圧延を行うことを特徴とする板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
（６）質量％で、Ｃ：0.06〜0.20％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.006％以下、Al：0.10％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、方位差15゜以上の大角境界に囲まれた領域の平均大きさが15μm以下である組織を有する鋼素材に、500℃以上Ac_３変態点未満の温度域の温度に加熱する加熱工程と、ついで、該加熱工程を経た鋼素材に、（Ac_３変態点−40℃）以下500℃以上の温度域での累積圧下率が50％以上で、かつ次（１）式
圧延速度Ｓ＝ln(di/df)／t ‥‥‥（１）
（ここで、di：温間圧延前の板厚(mm)、df：温間圧延後の板厚(mm)、ｔ：温間圧延に要した時間(ｓ)）
で定義される圧延速度Ｓが2.0×10^-2/ｓ以下となる温間圧延を行う圧延工程と、を施すことを特徴とする板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
（７）質量％で、Ｃ：0.06〜0.20％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.006％以下、Al：0.10％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱工程と、圧延工程とを施し厚鋼板とする溶接構造用厚鋼板の製造方法であって、前記加熱工程が、前記鋼素材をAc_３変態点以上950℃未満の温度域の温度に加熱する工程であり、前記圧延工程が、900℃未満（Ar_３変態点−20℃）以上の温度域での累積圧下率が30％以上である一次圧延と、（Ar_３変態点−20℃）未満500℃以上の温度域での累積圧下率が50％以上で、かつ次（１）式
圧延速度Ｓ＝ln(di/df)／t ‥‥‥（１）
（ここで、di：温間圧延前の板厚(mm)、df：温間圧延後の板厚(mm)、ｔ：温間圧延に要した時間(ｓ)）
で定義される圧延速度Ｓが2.0×10^-2/ｓ以下となる温間圧延と、を行う工程であることを特徴とする板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
（８）（７）において、前記加熱工程が、前記鋼素材を950〜1180℃の温度域の温度に加熱する工程であり、前記圧延工程が、前記一次圧延前に、1050〜900℃の温度域での累積圧下率が30％以上である前段圧延を行うことを特徴とする溶接構造用厚鋼板の製造方法。
（９）（７）または（８）において、前記一次圧延と前記温間圧延との間で、1℃/s以上の冷却速度で冷却する加速冷却を施すことを特徴とする溶接構造用厚鋼板の製造方法。
（１０）（８）において、前記前段圧延と前記温間圧延との間で前記一次圧延に代えて、1℃/s以上の冷却速度で冷却する加速冷却を施すことを特徴とする溶接構造用厚鋼板の製造方法。
（１１）（５）ないし（１０）のいずれかにおいて、前記圧延工程を施したのち、400℃以上Ac_１変態点以下の温度に加熱する焼戻工程を施すことを特徴とする溶接構造用厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、優れた靭性と、優れた板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性とを兼備する溶接構造用厚鋼板を容易にかつ工業的に安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の溶接構造用厚鋼板を溶接構造物に適用することにより、溶接構造物の疲労破壊に対する耐久性を顕著に向上させることができるという効果もある。

まず、本発明厚鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断らない限り、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.06〜0.20％
Ｃは、固溶してあるいは硬質第二相を生成させることにより鋼の強度を増加させる元素であり、溶接構造用として所望の強度を確保するために含有する必要がある。また、（α＋γ）２相域および／またはα単相域での圧延に際し、急激な粒成長や再結晶の進行を防ぎ、所望の｛１００｝または｛１１０｝集合組織を発達させ、フェライト粒コロニー厚さの減少を達成するために、Ｃを0.06％以上含有させる必要がある。Ｃが0.06％未満では、鋼中のセメンタイト等の炭化物粒子が少ないため、圧延中に急激な粒成長や再結晶が生じ、集合組織の発達が妨げられたり組織が粗大化して靭性が低下する。また、0.20％を超える含有は、溶接性が急激に低下する。このようなことから、Ｃは0.06〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.06〜0.15％である。

Si：1.0％以下
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化により鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上含有することが好ましいが、1.0％を超える含有は、表面性状を損なううえ、靭性が極端に低下する。このため、Siは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.5％である。

Mn：2.0％以下
Mnは、鋼中では強化元素として作用する元素である。このような効果を得るためには、0.5％以上含有することが望ましいが、2.0％を超える多量の含有は、溶接性を低下させるとともに、材料コストの高騰を招く。このため、Mnは2.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.5〜1.8％である。

Ｐ：0.10％以下
Ｐは、不純物元素として含まれ、靭性等に悪影響を及ぼすため、できるだけ低減することが望ましいが、実用上、0.10％までは許容できる。このため、Ｐは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.020％以下である。
Ｓ：0.006％以下
Ｓは、鋼中では介在物として存在し、延性、靭性等に悪影響を及ぼすため、できるだけ低減することが望ましいが、実用上、0.006％までは許容できる。このため、Ｓは0.006％以下に限定した。なお、好ましくは0.003％以下である。

Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であるが、このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超える含有は、介在物量を増加させるとともに、靭性をも低下させる。このため、Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。

上記した成分が基本成分であるが、本発明では、基本の組成に加えてさらに、Cu：1.0％以下、Ni：1.5％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Ｂ：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｖ：0.10％以下、Nｂ：0.10％以下、Ti：0.05％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有できる。

Cu：1.0％以下、Ni：1.5％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Ｂ：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Mo、Cr、Ｂはいずれも、鋼の焼入れ性を高め、強度向上に直接寄与するとともに、靭性をも向上させる元素であり、必要に応じて選択して1種または2種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Mo：0.01％以上、Cr：0.01％以上、Ｂ：0.0005％以上、含有することが望ましいが、Cu：1.0％、Ni：1.5％、Mo：1.0％、Cr：1.0％、Ｂ：0.010％をそれぞれ超える過度の含有は、靭性、溶接性を低下させる。このため、含有する場合は、Cu：1.0％以下、Ni：1.5％以下、Mo：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Ｂ：0.010％以下に、それぞれ限定することが好ましい。

Ｖ：0.10％以下、Nｂ：0.10％以下、Ti：0.05％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｖ、Nb、Tiはいずれも、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、鋼を強化する効果を有する元素であり、必要に応じて選択して1種または2種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Ｖ、Nb、Tiを、それぞれ0.003％以上含有することが望ましい。一方、Ｖ：0.10％、Nb：0.10％、Ti：0.05％を超えて多量に含有すると、鋳片に割れを生じ、製造コストの高騰を招く。このため、Ｖ：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Ti：0.05％以下、の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。

Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、介在物の形状制御を介して、延性、靭性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して1種または2種を含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.001％以上、REM：0.001％以上含有することが好ましいが、Ca：0.010％、REM：0.010％を超える多量の含有は、靭性を低下させる。このため、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下に限定することが好ましい。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
本発明厚鋼板は、上記した組成を有しさらに、フェライト相とそれ以外の第二相からなり、平均で150HV未満の硬さを有するフェライト相を組織全体に対する体積率で60％以上含み、第二相が240HV未満の硬さを有する組織を有する。
本発明では、｛１００｝集合組織を発達させるために、鋼素材に、少なくとも（フェライト＋オーステナイト）２相域あるいはフェライト単相域で圧延を行う温間圧延を施す。しかし、生成したフェライト相のうち、圧延で加工されて硬化した、加工フェライト相の組織分率が組織全体に対する体積率で40％を超えると、鋼板靭性が顕著に低下する。そのため、優れた鋼板靭性を確保するために、本発明では、回復あるいは再結晶を促進し、加工フェライト相内の転位密度が低減して平均で150HV未満の硬さを有する、回復あるいは再結晶したフェライト相の組織分率を、組織全体に対する体積率で60％以上に限定した。

また、本発明では、フェライト相以外の第二相は、ビッカース硬さで240HV未満の硬さを有する相とする。240HV以上の硬さを有する硬質な第二相の存在は、鋼板靭性を著しく低下させる場合がある。このため、本発明では第二相の硬さを、ビッカース硬さで240HV未満に限定した。なお、好ましくは200HV以上240HV以下である。
さらに本発明厚鋼板は、板厚中央位置および板厚1/4位置における（２００）面のＸ線回折強度比が2.0以上または（１１０）面のＸ線回折強度比が2.5以上である集合組織を有する。

本発明厚鋼板では、｛１００｝集合組織または｛１１０｝集合組織を発達させる。これにより、板厚方向の疲労亀裂伝播が抑制され、板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性を向上する。というのは、疲労亀裂が、｛１００｝面が板厚方向に垂直（｛１００｝面が板面に平行）な方位を有するフェライト中を板厚方向に伝播する場合には、疲労亀裂先端において様々なすべり系が活動して転位同士の干渉が生じる。これにより、疲労亀裂の伝播が抑制される。なお、｛１１０｝面は、｛１００｝面に比べてその効果は若干弱いものの、｛１００｝面と同様の効果を有する。

これらの集合組織の発達の程度は、（２００）面のＸ線回折強度比または（１１０）面のＸ線回折強度比で表される。ここでいう特定面の「Ｘ線回折強度比」は、鋼板圧延面に平行に採取した試料を用いて、Ｘ線回折により得られた特定面からの回折強度と、粉末試料を用いて作製したランダム方位サンプル材の同一特定面からの回折強度との比である。このＸ線回折強度比が大きいほど特定の結晶方位が集中した集合組織が発達していることを示す。

板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性を十分に向上させるために、本発明では、板厚中央位置および板厚1/4位置における（２００）面のＸ線回折強度比が2.0以上または（１１０）面のＸ線回折強度比が2.5以上に限定した。板厚中央位置および板厚1/4位置における（２００）面のＸ線回折強度比が2.0未満または（１１０）面のＸ線回折強度比が2.5未満では、｛１００｝集合組織または｛１１０｝集合組織の発達が不十分で、板厚方向の疲労亀裂伝播を十分に抑制することができない。このため、本発明では、板厚中央位置および板厚1/4位置における（２００）面のＸ線回折強度比を2.0以上または（１１０）面のＸ線回折強度比を2.5以上に限定した。

またさらに、本発明厚鋼板は、｛１００｝面、｛１１０｝面、｛１１１｝面、｛２１１｝面のうちのいずれかの面が、圧延面に対して５°以内に揃ったフェライト粒コロニーの板厚方向の厚さを、板厚中央位置および板厚1/4位置において平均で５μm以下とする組織を有する。
｛１００｝、｛１１０｝などの集合組織が発達した鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）について、EBSP（Electoron Back Scattering Pattern）法で結晶方位分布を解析すると、図１に示すように、圧延面に平行に伸長し、圧延面（板面）にほぼ平行な結晶面を共有するフェライト粒やサブグレインの集団（フェライト粒コロニーという）が認められる。

板厚方向に進展する疲労亀裂は、これらフェライト粒コロニーを分断しながら伝播していく。フェライト粒コロニーの板厚方向の厚さを薄くすることにより、｛１００｝および｛１１０｝集合組織の発達による疲労亀裂伝播の抑制効果はさらに顕著となる。というのは、フェライト粒コロニーの板厚方向の厚さが、疲労亀裂先端の塑性変形領域の大きさと同程度以下、すなわち５μm以下になると、異なる塑性変形挙動を有する積層したフェライト粒コロニー同士が相互に干渉、拘束しあって、塑性変形が抑制され、その結果、疲労亀裂の伝播速度が低下する。この効果は、｛１００｝および｛１１０｝集合組織が発達している場合に顕著となる。フェライト粒コロニーの板厚方向の厚さが５μmを超えて厚くなると、そのような効果は生じなくなる。なお、フェライト粒コロニーの厚さを薄くすることは、組織微細化にも繋がり、鋼板靭性を向上させることにもなる。

このようなことから、フェライト粒コロニーの板厚方向の厚さを、板厚中央位置および板厚1/4位置において平均で５μm以下に限定した。なお、本発明でいう「フェライト粒コロニー」とは、｛１００｝面、｛１１０｝面、｛１１１｝面、｛２１１｝面のうちのいずれかの面が、圧延面に対して５°以内（ほぼ平行）に揃ったフェライト粒およびフェライト粒の集団（サブグレインの集団も含む）をいう。なお、フェライト粒コロニーの板厚方向の厚さは、EBSP法で結晶方位分布を解析することにより求めることができる。

つぎに、本発明厚鋼板の製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、鋼素材の製造方法はこれに限定されるものではない。
得られた鋼素材は、ついで加熱工程と、圧延工程とを施され厚鋼板とされる。

本発明の圧延工程では、少なくとも下記に示す温間圧延を含む圧延を行う。なお、ここでいう「温間圧延」とは、温度域が500℃以上のフェライト単相域またはフェライトの体積率が60％以上となる二相域での圧延をいうものとする。フェライトの体積率が60％以上の温度としては、加熱温度がAc_３変態点未満の場合には、概ねAc₁変態点とAc_３変態点の中間温度より10℃以上低い温度が、加熱温度がAc_３変態点以上の場合には、概ね（Ar_３変態点−60℃）以下の温度が該当する。

温間圧延の温度域が500℃未満と低すぎると、フェライトの回復が十分に進行しないため、靭性が低下する。また、温間圧延の温度域がフェライトの体積率が60％未満の二相域を超えて高温となると、フェライトの再結晶により疲労亀裂伝播特性の観点から望ましくない方位のフェライト粒が生成し、耐疲労亀裂伝播特性が低下したり、あるいはフェライト粒の粗大化が生じ、靭性が低下する。

本発明の圧延工程で行う温間圧延は、上記した温度域で、かつ累積圧下率が50％以上で、かつ次（１）式
圧延速度Ｓ＝ln(di/df)／t ‥‥‥（１）
（ここで、di：温間圧延前の板厚(mm)、df：温間圧延後の板厚(mm)、ｔ：温間圧延に要した時間(ｓ)）
で定義される圧延速度Ｓが2.0×10^-2/ｓ以下となる圧延とする。

上記した温度域での累積圧下率を50％以上とすることにより、板厚中央位置および板厚1/4位置における（２００）面のＸ線回折強度比が2.0以上または（１１０）面のＸ線回折強度比が2.5以上となる集合組織を発達させることができる。累積圧下率が50％未満では、所望の集合組織の発達が不十分となり、板厚方向の疲労亀裂伝播を十分に抑制することができなくなる。

また、本発明では、上記した温間圧延において、前記（１）式で定義される圧延速度Ｓを2.0×10^-2/ｓ以下に限定する。これにより、平均で150HV未満の硬さを有する、回復または再結晶したフェライト相を組織全体に対する体積率で60％以上含む組織とすることができ、優れた鋼板靭性を確保できる。圧延速度Ｓが2.0×10^-2/ｓを超えて大きくなると、加工フェライトの回復が十分に進行しないため、フェライト粒内の転位密度が高くなり、鋼板靭性が低下する。

（１）式で定義される圧延速度Ｓは、温間圧延によって被圧延材に導入される塑性歪量(ln(di/df))を圧延に要した時間tで除した値であり、塑性歪の付加速度、をあらわし、Ｓが小さいほど、加工フェライトの回復あるいは再結晶が生じやすいことを意味する。
なお、本発明では、上記した組成の鋼素材が、上記した温間圧延直前に、方位差15゜以上の大角境界に囲まれた領域の平均大きさが15μm以下である組織を有するように調整する。平均大きさとは、その領域と等しい面積を有する正方形の一辺長さを指す。このような組織を有する素材（被圧延材）に温間圧延を施すことにより、｛１００｝面、｛１１０｝面、｛１１１｝面、｛２１１｝面のうちのいずれかの面が、圧延面に対して５°以内に揃ったフェライト粒コロニーの板厚方向の厚さを、少なくとも板厚中央位置および板厚1/4位置において平均で５μm以下とすることができる。フェライト粒コロニーの板厚方向の厚さを平均で５μm以下とすることにより、｛１００｝および｛１１０｝集合組織の発達による疲労亀裂伝播の抑制効果がさらに顕著となる。フェライト粒コロニーの板厚方向の厚さが５μmを超えて厚くなると、そのような効果は生じなくなる。

本発明における加熱工程は、上記した組成を有する鋼素材を、少なくとも上記した温間圧延が可能な温度、すなわち500℃以上の温度、に加熱する工程とする。なお、加熱温度が500℃以上Ac_３変態点未満の場合には、加熱工程後で温間圧延前に、方位差15゜以上の大角境界に囲まれた領域の平均大きさが15μm以下である組織となるように、鋼素材に必要に応じて予め加工等の前処理等を施して組織調整を行うことが好ましい。なお、500℃以上Ac_３変態点未満に加熱されただけで、上記した組織となる場合にはその限りではない。

このような前処理等としては、上記した組成を有する鋼素材に、例えば、オーステナイト域に加熱したのち、おおむね1050℃〜900℃の温度範囲のオーステナイト再結晶温度域で少なくとも累積圧下率：30％以上となる圧延を施し、平均粒径：50μm程度以下に微細化したオーステナイト粒とし、しかるのちに放冷、あるいは加速冷却、あるいは焼入れ等の冷却処理を施す処理とすることが好ましい。これにより、平均フェライト粒径が15μm以下、あるいはベイナイトまたはマルテンサイト内部の方位差15゜以上の大角境界に囲まれた領域の大きさが平均で15μm以下となる圧延用素材を得ることができる。このような素材であれば、Ac_３変態点未満の温度に加熱する加熱工程後で温間圧延前に、方位差15゜以上の大角境界に囲まれた領域の平均大きさが15μm以下となる組織を有するようになる。

加熱工程における加熱温度がAc_３変態点以上950℃未満の場合には、圧延工程において、温間圧延の前に、900℃未満（Ar_３変態点−20℃）以上のオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が30％以上である一次圧延を施すことが好ましい。
また、加熱工程における加熱温度が950℃以上1180℃以下の場合には、圧延工程において、温間圧延の前に、1050〜900℃のオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率が30％以上である前段圧延によってある程度オーステナイト粒を細粒化した後、900℃未満（Ar_３変態点−20℃）以上のオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が30％以上である一次圧延を施すことが好ましい。

上記した一次圧延、または前段圧延および一次圧延を、加熱工程を経た鋼素材に施すことにより、組織が微細化され、方位差15°以上の大角境界に囲まれる領域の大きさ（オーステナイト粒）が15μm以下となり、その後の温間圧延で、平均５μm以下の厚さを有するフェライト粒コロニーを容易に形成することができるようになる。
なお、一次圧延と温間圧延の間で、圧延を中断して、１℃/s以上の冷却速度で冷却する加速冷却を施し、加速冷却を停止したのち、温間圧延を行ってもよい。また、前段圧延と温間圧延との間で、一次圧延に代えて、加速冷却を施してもよい。また、前段圧延と一次圧延との間で、加速冷却を施してもよいことは言うまでもない。圧延途中で、圧延を中断して、加速冷却を施すことにより、結晶粒の成長を防止することができ、温間圧延前の方位差15°以上の大角境界に囲まれる領域の大きさをより微細化でき、温間圧延により所望の集合組織をより容易に形成できるようになる。

なお、圧延工程後の冷却は、とくに限定する必要はなく、徐冷、空冷、加速冷却等、必要に応じて適正な冷却条件を選択することが望ましい。また、圧延工程の後に、焼戻工程を施してもよい。焼戻工程を施すことにより、フェライトの回復が進行して、さらに靭性が向上する場合もある。焼戻工程は、400℃以上Ac_１変態点以下の温度に加熱する工程とすることが好ましい。焼戻の加熱温度が400℃未満では、温度が低すぎて焼戻の所期の目的を達成できない。一方、Ac_１変態点を超えて高温とすると、オーステナイトが生成し所望の組織を確保できなくなる。

表1に示す組成の溶鋼を真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊としたのち、粗圧延により120mm厚のスラブ（鋼素材）とした。得られた鋼素材に、表２に示す条件で加熱工程および圧延工程を施し、板厚20mmの鋼板とした。なお、加熱工程での加熱温度をAc_３変態点未満とする一部の鋼素材には、1200℃加熱、圧下率30％の熱間圧延および急冷からなる前処理を施す組織調整を行ったのち、加熱工程に供した。

また、加熱温度をAc_３変態点未満とする鋼素材については、加熱工程終了後、急冷した試験片を作製し、EBSP法による結晶方位解析を行い、方位差15°以上の大角境界に囲まれる領域の大きさを調査し、温間圧延前の組織を確認した。
なお、表１に各鋼の、Ac_１、Ac_３、Ar_３変態点を併記したが、これら変態点は次の各式により算出した。

Ac_１(℃)＝751−26.6Ｃ＋17.6Si−11.6Mn−22.9Cu−23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo−39.7Ｖ
−5.7Ti＋233Nb−169Al−895Ｂ
Ac_３(℃)＝937−476.5Ｃ＋56Si−19.7Mn−16.3Cu−26.6Ni−4.9Cr＋38.1Mo＋124.8Ｖ
＋136.3Ti−19Nb＋198Al＋3315Ｂ
Ar_３(℃)＝868−396Ｃ＋25Si−68Mn−21Cu−36Ni−25Cr−30Mo
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Nb、Al、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
得られた厚鋼板について、組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験、疲労亀裂伝播試験を実施し、組織、強度、靭性、耐疲労亀裂伝播特性を評価した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
得られた厚鋼板から、圧延面に平行に、板状試験片（大きさ：25×25mm）を、測定面が板厚1/4位置および板厚中央位置となるように、採取した。そして、板状試験片の測定面を、600番のエメリー紙研磨により仕上げたのち、電解研磨または化学研磨により測定面の残留歪を除去し、測定用試験片とした。得られた測定用試験片を用いて、Ｘ線回折測定を行い、（２００）面および（１１０）面のＸ線回折強度比を求めた。この各特定面のＸ線回折強度比は、測定用試験片を用いて得られた各特定面からの回折強度と、粉末試料を用いて作製したランダム方位サンプル材の同一特定面からの回折強度との比である。このＸ線回折強度比が大きいほど特定の結晶方位が集中した集合組織が発達していることを示す。

また、同一の測定用試験片を用いて、ＥＢＳＰ法による結晶方位解析を行い、｛１００｝面、｛２１１｝面、｛１１０｝面、｛１１１｝面のうちのいずれかの面が、圧延面に対し５°以内に揃った領域である、フェライト粒コロニーを定めた。そして、ＥＢＳＰ解析結果を紙面に印刷し、各フェライト粒コロニーの板厚方向の厚さの最大値を測定した。得られたフェライト粒コロニー厚さの最大値を平均し、その値を、各厚鋼板におけるフェライト粒コロニーの板厚方向の平均厚さとした。

また、同一試験片を用いて、フェライト相およびフェライト相以外の第二相について、ビッカース硬度計（試験力：0.098N）を用いて、ビッカース硬さHVを測定し、その平均値をその鋼板のフェライト相および第二相の硬さHVとした。なお、各鋼板で測定した第二相の粒数は10個以上とした。
（２）引張試験
得られた厚鋼板から、JIS Z 2201の規定に準拠して、引張方向が圧延方向となるように、JIS 1B号引張試験片（平行部:幅25mm×長220mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を求めた。
（３）シャルピー衝撃試験
得られた厚鋼板の板厚中央部から、JIS Z 2242の規定に準拠して、圧延方向（Ｌ方向）にＶノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギーvE_０（Ｊ）、破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。なお、vE_０は３本の平均値とした。
（４）疲労亀裂伝播試験
得られた厚鋼板から、疲労亀裂伝播方向が板厚方向となるように、図２に示すASTM E647の規定に準拠して片側切欠引張試験片を採取し、試験した。なお、試験片には予め疲労予亀裂を導入した。試験条件は、周波数：15Hz、応力比0.1とし、ΔＫ＝10MPa√m、15 MPa√mにおける疲労亀裂伝播速度da/dN（m/cycle）を求めた。
得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、150HV未満の回復または再結晶したフェライト相を組織全体に対する体積率で60％以上含み、フェライト相以外の第二相が240HV未満の硬さを有し、さらに板厚中央位置および板厚1/4位置における（２００）面のＸ線回折強度比が2.0以上または（１１０）面のＸ線回折強度比が2.5以上である集合組織が発達し、さらにフェライト粒コロニーの板厚方向の厚さが、平均で５μm以下である組織を有し、vE_０が100J以上、vTrsが-60℃以下という優れた靭性と、応力拡大係数範囲ΔKが10MPa√mのときに疲労亀裂伝播速度が0.60×10^-9m/cycle未満、ΔKが15MPa√mのときに疲労亀裂伝播速度が5.0×10^-9m/cycle未満と、極めて優れた板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性を有する厚鋼板となっている。

一方、本発明範囲を外れた比較例は、靭性、耐疲労亀裂伝播特性のいずれかあるいは両方が低下している。

フェライト粒コロニーの分布状態の一例を示す説明図である。 実施例で疲労亀裂伝播試験に用いた試験片の寸法形状を示す説明図である。

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｃ：0.06〜0.20％、 Si：1.0％以下、
   Mn：2.0％以下、 Ｐ：0.10％以下、
   Ｓ：0.006％以下、 Al：0.10％以下
   を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接構造用の厚鋼板であって、該厚鋼板の組織を、フェライト相とそれ以外の第二相からなり、平均で150HV未満の硬さを有するフェライト相を組織全体に対する体積率で60％以上含み、前記第二相が平均で240HV未満の硬さを有する相であり、さらに該厚鋼板の板厚中央位置および板厚1/4位置における（２００）面のＸ線回折強度比が2.0以上または（１１０）面のＸ線回折強度比が2.5以上で、かつ｛１００｝面、｛１１０｝面、｛１１１｝面、｛２１１｝面のうちのいずれかの面が、圧延面に対して５°以内に揃ったフェライト粒コロニーの板厚方向の厚さが、板厚中央位置および板厚1/4位置において平均で５μm以下である組織とすることを特徴とする板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板。
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.5％以下、Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Ｂ：0.010％以下のうちから選ばれた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に記載の溶接構造用厚鋼板。
3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Ti：0.05％以下のうちから選ばれた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または２に記載の溶接構造用厚鋼板。
4. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.010％以下、REM：0.010％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の溶接構造用厚鋼板。
5. 質量％で、
   Ｃ：0.06〜0.20％、 Si：1.0％以下、
   Mn：2.0％以下、 Ｐ：0.10％以下、
   Ｓ：0.006％以下、 Al：0.10％以下
   を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱工程と、圧延工程とを施し厚鋼板とする溶接構造用厚鋼板の製造方法であって、前記圧延工程が、少なくとも500℃以上のフェライト単相域またはフェライトの体積率が60％以上となる二相域での累積圧下率が50％以上で、かつ下記（１）式で定義される圧延速度Ｓが2.0×10^-2/ｓ以下となる圧延を施す温間圧延を含む工程であり、前記鋼素材を、該温間圧延前に、方位差15゜以上の大角境界に囲まれた領域の平均大きさが15μm以下である組織を有するように調整したのち、前記温間圧延を行うことを特徴とする板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
   記
   圧延速度Ｓ＝ln(di/df)／t ‥‥‥（１）
   ここで、di：前記温間圧延前の板厚(mm)、
   df：前記温間圧延後の板厚(mm)、
   ｔ：前記温間圧延に要した時間(ｓ)
6. 質量％で、
   Ｃ：0.06〜0.20％、 Si：1.0％以下、
   Mn：2.0％以下、 Ｐ：0.10％以下、
   Ｓ：0.006％以下、 Al：0.10％以下
   を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、方位差15゜以上の大角境界に囲まれた領域の平均大きさが15μm以下である組織を有する鋼素材に、500℃以上Ac_３変態点未満の温度域の温度に加熱する加熱工程と、ついで、該加熱工程を経た鋼素材に、（Ac_３変態点−40℃）以下500℃以上の温度域での累積圧下率が50％以上で、かつ下記（１）式で定義される圧延速度Ｓが2.0×10^-2/ｓ以下となる温間圧延を行う圧延工程と、を施すことを特徴とする板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
   記
   圧延速度Ｓ＝ln(di/df)／t ‥‥‥（１）
   ここで、di：前記温間圧延前の板厚(mm)、
   df：前記温間圧延後の板厚(mm)、
   ｔ：前記温間圧延に要した時間(ｓ)
7. 質量％で、
   Ｃ：0.06〜0.20％、 Si：1.0％以下、
   Mn：2.0％以下、 Ｐ：0.10％以下、
   Ｓ：0.006％以下、 Al：0.10％以下
   を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱工程と、圧延工程とを施し厚鋼板とする溶接構造用厚鋼板の製造方法であって、前記加熱工程が、前記鋼素材をAc_３変態点以上950℃未満の温度域の温度に加熱する工程であり、前記圧延工程が、900℃未満（Ar_３変態点−20℃）以上の温度域での累積圧下率が30％以上である一次圧延と、（Ar_３変態点−20℃）未満500℃以上の温度域での累積圧下率が50％以上で、かつ下記（１）式で定義される圧延速度Ｓが2.0×10^-2/ｓ以下となる温間圧延と、を行う工程であることを特徴とする板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
   記
   圧延速度Ｓ＝ln(di/df)／t ‥‥‥（１）
   ここで、di：前記温間圧延前の板厚(mm)、
   df：前記温間圧延後の板厚(mm)、
   ｔ：前記温間圧延に要した時間(ｓ)
8. 前記加熱工程が、前記鋼素材を950〜1180℃の温度域の温度に加熱する工程であり、前記圧延工程が、前記一次圧延前に、1050〜900℃の温度域での累積圧下率が30％以上である前段圧延を行うことを特徴とする請求項７に記載の溶接構造用厚鋼板の製造方法。
9. 前記一次圧延と前記温間圧延との間で、1℃/s以上の冷却速度で冷却する加速冷却を施すことを特徴とする請求項７または８に記載の溶接構造用厚鋼板の製造方法。
10. 前記前段圧延と前記温間圧延との間で前記一次圧延に代えて、1℃/s以上の冷却速度で冷却する加速冷却を施すことを特徴とする請求項８に記載の溶接構造用厚鋼板の製造方法。
11. 前記圧延工程を施したのち、400℃以上Ac_１変態点以下の温度に加熱する焼戻工程を施すことを特徴とする請求項５ないし１０のいずれかに記載の溶接構造用厚鋼板の製造方法。

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