JP2008280600A - 脆性亀裂伝播停止特性および板厚中央部の靭性に優れた鋼板並びにその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】各結晶方位関係を適切に規定することによって、脆性亀裂伝播停止特性および板厚中央部の靭性に優れたものとした鋼板、並びにこうした鋼板を製造するための有用な方法を提供する。
【解決手段】本発明の鋼板は、所定の化学成分を有すると共に、フェライトを主体とする組織からなり、鋼板の表裏面の夫々の最表層における板厚１％に相当する部分を除いた板厚方向全体に亘った領域において、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径が８μｍ以下であると共に、下記（１）式の関係を満足するものである。
１−（Ａ２−Ａ１）／１００≧０．８…（１）
但し、Ａ１：結晶方位差が５５°以上の結晶粒が全体に占める割合（面積％）
Ａ２：結晶方位差が１５°未満の結晶粒が全体に占める割合（面積％）
【選択図】図１

Description

本発明は、主として船舶や橋梁の構造材料の素材として用いられる鋼板に関するものであり、特に発生した脆性亀裂の伝播を停止する特性を改善すると共に、板厚中央部の母材靭性にも優れた鋼板、およびこうした鋼板を製造する有用な方法に関するものである。

構造材料の安全性を確保するためには、鋼板内で脆性破壊による亀裂発生を抑制することは勿論のこと、脆性亀裂が発生しても脆性亀裂の伝播を停止させ、脆性亀裂の伝播領域を最小限に抑えること（以下、「脆性亀裂伝播停止特性」と呼ぶことがある）も重要な要件である。

上記のような脆性破壊は、鋼板の板厚中央部付近で発生することが知られているので、板厚中央部における組織を適切に制御し、靭性を向上させることによって、脆性破壊発生を抑制できることになる。

一方、近年のコンテナ船の超大型化が進められており、それに伴って船舶の構造部材（例えば、ハッチコーミング、コーミングトップ等）の厚肉化が進められている状況である。例えば、’０２年最大積載個数の６０００ＴＥＵから、現在では１００００ＴＥＵ化する計画が進められており、鋼板の更なる厚肉化・高強度化が必要となっている。しかしながら、板厚が大きくなるほど板厚中央部における組織制御は困難となる。また、これに伴って、鋼板（母材）の板厚中央部での靭性の確保が困難な状況になる。こうしたことから、極厚材においても、鋼板の脆性亀裂伝播停止特性および板厚中央部の母材靭性を確保するために、板厚全領域に亘って組織制御された鋼板の開発が望まれている。

鋼板の脆性亀裂伝播停止特性を高める上で、鋼板表層領域における等軸フェライト結晶粒（α粒）を微細化することが有効であることは知られており、これまで該表層領域のフェライト結晶粒を微細化するための研究が進められてきた。例えば、特許文献１には、圧延途中の冷却とその後の復熱過程での圧延によるフェライト粒の再結晶と、Ａｒ₃変態点以上への昇温によるフェライト組織からオーステナイト組織への逆変態を利用してフェライト結晶粒を微細化する方法が提案されている。

しかしながら、この技術では、Ａｒ₃変態点以上の復熱を必須とするため、生産性の低下が避けられないばかりか、板厚中央部まで組織制御するものではない。

これに対して、特許文献２には、生産性の低下を緩和するために、圧延途中の冷却とその後の昇温中の圧延による復熱温度をＡｒ₃変態点未満に抑えることによって、フェライト粒を再結晶化させ、それにより表層部領域のフェライト粒を微細化する技術が開示されている。またこの技術では、鋼板表層領域のみならず、表層領域と板厚方向内部の変形抵抗差によって板厚内部組織も微細化される旨の記述が見られる。

しかしながら、こうした技術によっても、超厚肉化する鋼板の脆性亀裂伝播停止特性および板厚中央部の母材靭性を十分に確保できるとは言えず、更なる改良が望まれているのが実情である。
特開昭６１−２３５５３４号公報 特開平４−１４１５１７号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、各結晶方位関係を適切に規定することによって、脆性亀裂伝播停止特性および板厚中央部の靭性に優れたものとした鋼板、並びにこうした鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。

上記目的を達成することのできた本発明の鋼板とは、Ｃ：０．０１〜０．０６％(「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ)、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％およびＮｉ：０．２０〜０．８％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物である鋼板であって、フェライトを主体とする組織からなり、鋼板の表裏面の夫々の最表層における板厚１％に相当する部分を除いた板厚方向全体に亘った領域において、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径が８μｍ以下であると共に、下記（１）式の関係を満足する組織を有する点に要旨を有するものである。尚、本発明の鋼板において、「フェライトを主体とする」とは、フェライト相が組織中に９０面積％以上占める状態を意味する。
１−（Ａ２−Ａ１）／１００≧０．８…（１）
但し、Ａ１：結晶方位差が５５°以上の結晶粒が全体に占める割合（面積％）
Ａ２：結晶方位差が１５°未満の結晶粒が全体に占める割合（面積％）

本発明の鋼板においては、必要によって、更に（ａ）Ｃｕ：０．０５〜０．０８％、（ｂ）Ｃｒ：０．０５〜０．５％および／またはＭｏ：０．０５〜０．５％、（ｃ）Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、（ｄ）Ｂ：０．０００３％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｎ：０．００３〜０．００８％、（ｆ）Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％および／または希土類元素：０．００５０〜０．０３０％、等を含有することも有効であり、含有される元素の種類に応じてその特性が更に改善される。

上記のような本発明の鋼板を製造するに当たっては、スラブを１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、鋼板表面温度が９５０℃以下のオーステナイト再結晶温度域にて累積圧下率が２０％以上の圧延を行った後、鋼板表面温度が８５０℃以下の未再結晶温度域にて累積圧下率が３０％以上としてＡｒ₃変態点以上で圧延を終了し、仕上げ圧延終了後直ちに平均冷却速度：５℃／秒以上で加速冷却するようにすれば良い。

本発明の鋼板においては、化学成分組成と共に、鋼板の表裏面の夫々の最表層における板厚１％に相当する部分を除いた板厚方向全体に亘った領域において、各結晶方位関係および特定の結晶方位差を有する結晶粒の粒径を適切に規定することによって、脆性亀裂伝播停止特性および板厚中央部の靭性に優れたものとした優れた鋼板が実現でき、こうした鋼板は、造船や橋梁分野を始めとする各種構造材料の素材として有用である。

本発明者らは、前記課題を解決するために、その鋼板における疲労亀裂停止抑制および鋼板中央部の靭性を改善するための手段について様々な角度から検討した。その結果、次のような知見が得られた。即ち、鋼板の組織では何通りかの方位関係を持って生成することになるのであるが、鋼板の化学成分組成、組織の生成温度、その他の条件等によって選択される各結晶格子の方位関係が変化することになり、一定の結晶方位差を有する結晶粒界では、特に脆性亀裂停止特性が良好になること、および特定の結晶方位差を有する結晶粒を微細化すれば鋼板中央部の母材靭性が良好になることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明が完成させた経緯に沿って、本発明の作用効果について説明する。

粒界は亀裂進展の抵抗となるものと考えられるが、脆性亀裂伝播の際に粒界と亀裂が衝突する頻度を高めれば、亀裂の進展が停止できるものと考えられた。即ち、粒界を細かくすることによって、亀裂との衝突頻度を高めれば良いとの知見が得られた。但し、粒界を形成する両端の方位差が小さい（例えば、１５°未満）小角粒界（小傾角境界）では、粒界エネルギーが小さくなってその効果が小さいので、前記方位差が１５°以上の大角粒界（大傾角境界）をできるだけ多くする必要がある。また、大角粒界のうちでも、２つの隣接する結晶粒同士の方位差が５５°以上である割合が高くなるほど、亀裂は粒界にて屈曲・迂回或は停留することになって停止し易くなり、良好な脆性亀裂伝播停止特性が得られることも判明した。

上記知見に基づき、本発明者が更に検討したところ、大角粒界（結晶方位差が５５°以上）の結晶粒と、小角粒界（結晶方位差が１５°未満）の結晶粒が、下記（１）式の関係を満足したとき、良好な脆性亀裂伝播停止特性が得られたのである。
１−（Ａ２−Ａ１）／１００≧０．８…（１）
但し、Ａ１：結晶方位差が５５°以上の結晶粒が全体に占める割合（面積％）
Ａ２：結晶方位差が１５°未満の結晶粒が全体に占める割合（面積％）

本発明の鋼板においては、大角粒界（結晶方位差≧５５°）の結晶粒の割合を小角粒界の結晶粒の割合に対して増加させることによって、良好な脆性亀裂伝播停止特性が得られるのである。またこうした観点から、上記（１）式の左辺の値［１−（Ａ２−Ａ１）／１００］は０．９以上であることが好ましい。但し、大角粒界の結晶粒の割合（Ａ１）は、小角粒界の結晶粒の割合（Ａ２）よりも大きいこと（即ち、（１）式の左辺の値が１．０超）もあり得る。尚、大角粒界の結晶粒の割合を増加させるためには、結晶粒を微細化させることが有効であり、それには再結晶域圧延にてオーステナイトを微細化し、更に未再結晶域圧延にて変形帯を導入させることが必要である。本発明の鋼板では、ＮｂやＮｉを含有させているため、上記再結晶域圧延、未再結晶域圧延の効果を得られやすくなっている。

一方、板厚中央部の母材靭性を良好にするためには、結晶方位差が１５°以上である大角粒界に囲まれた結晶粒で、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）の平均値で８μｍ以下とした結晶粒とすれば良いことも判明したのである。尚、前記「結晶方位差」は、「ずれ角」若しくは「傾角」とも呼ばれているものである。またこうした結晶方位差を測定するには、ＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｏｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用すれば良い。

上記のように結晶方位関係を適切に制御することによって、良好な脆性亀裂伝播停止特性および母材靭性が得られることになるのであるが、こうした制御は、鋼板の表裏面の夫々の最表層における板厚１％に相当する部分を除いた板厚方向全体に亘った領域において行えばよい。ここで、「板厚１％に相当する部分」を除いたのは、一般に鋼板表面部（板厚１％部分）では、水冷時に「焼き」が入り過ぎてしまい、組織制御が難しいからである。

本発明の鋼板においては、その化学成分組成についても適切に制御する必要があるが、これらの成分の範囲限定理由は、次の通りである。

［Ｃ：０．０１〜０．０６％］
Ｃは、鋼板の強度確保のために必要な元素である。鋼板としての最低強度、即ち概ね４９０ＭＰａ程度（使用する鋼材の肉厚にもよるが）を得るためには、０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、０．０６％を超えて過剰に含有させると、ベイナイト組織になりやすく、本発明で目的とするフェライト組織とすることが困難になる。こうしたことから、Ｃ含有量は０．０１〜０．０６％とした。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０５％である。

［Ｓｉ：０．０１〜０．８％］
Ｓｉは脱酸と強度確保のための必要な元素であり、０．０１％に満たないと構造部材としての最低強度を確保できない。しかし、０．８％を超えて過剰に含有させると溶接性が劣化する。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．３５％である。

［Ｍｎ：１．０〜１．８％］
Ｍｎは鋼板の強度上昇のために有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには１．０％以上含有させる必要である。しかし、過剰に含有させると溶接性を阻害するので１．８％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．４０％であり、好ましい上限は１．６０％である。

［Ａｌ：０．０１〜０．０８％］
Ａｌは脱酸およびＡｌＮを生成して結晶粒の微細粒化に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌは０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ａｌ含有量が過剰になると、鋼板の靭性を粗大するので０．０８％以下とする必要がある。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０４％である。

［Ｎｂ：０．０２〜０．０８％］
Ｎｂは、圧延でのオーステナイト粒の微細化および変形帯の導入を促進し、フェライト変態核の生成サイトを著しく増大させる。その結果、オーステナイト→フェライト変態時間に生成する多数のフェライト粒がフェライトの生成を助長する効果を発揮する。また、組織を微細化することによって、小角粒界の割合を減少させることができる。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂは０．０２％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎｂ含有量が過剰になると、鋼板の溶接性を阻害するので０．０８％以下とする必要がある。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、好ましい上限は０．０６％である。

［Ｎｉ：０．２〜０．８％］
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素であるため、低温でオーステナイトを圧延でき、これによって多くの変形帯を導入し、変態後の組織の微細化に有効である。また、組織を微細化することによって、小角粒界の割合を減少させることができる。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｉは０．２％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎｉ含有量が過剰になっても、その効果が飽和するので０．８％以下とする必要がある。尚、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、好ましい上限は０．６０％である。

本発明の鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｏ等）からなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｃｕ：０．０５〜０．０８％、（ｂ）Ｃｒ：０．０５〜０．５％および／またはＭｏ：０．０５〜０．５％、（ｃ）Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、（ｄ）Ｂ：０．０００３％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｎ：０．００３〜０．００８％、（ｆ）Ｃａ：０．０００５〜０．００３％および／または希土類元素：０．００５０〜０．０３０％、等を含有することも有効であり、含有される元素の種類に応じてその特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲限定理由は次の通りである。

［Ｃｕ：０．０５〜０．０８％］
Ｃｕは、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を劣化させることなく、強度を上昇させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｕは０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、Ａｌ含有量が過剰になると、時間割れが生じやすくなるので、０．０８％以下とすることが好ましい。

［Ｃｒ：０．０５〜０．５％および／またはＭｏ：０．０５〜０．５％］
ＣｒおよびＭｏは、鋼板の強度を上昇させる上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、これらの含有量が過剰になると、溶接性が劣化するので、０．５％以下とすることが好ましい。

［Ｔｉ：０．００５〜０．０３％］
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮを微細分散させてオーステナイト粒の粗大化を防止すると共に、フェライト変態核として有効に作用し、フェライト結晶粒を微細化して母材（鋼板）の靭性およびＨＡＺ靭性を改善する上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．００５％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｔｉの含有量が過剰になると、却ってＨＡＺ靭性が低下するので、０．０３％以下とすることが好ましい。

［Ｂ：０．０００３％以下（０％を含まない）］
Ｂは、微量の添加によって加速冷却による強度上昇効果を発揮する元素である。こうした効果は、その含有量が増大するにつれて増加するが、０．０００３％を超えて過剰になると、溶接性を阻害するので、０．０００３％以下とすることが好ましい。尚、Ｂによる効果を発揮させる上で好ましい下限は０．００００３％である。

［Ｎ：０．００３〜０．００８％］
Ｎは、上記Ａｌ，Ｎｂ，Ｔｉ等の元素と窒化物を形成し、母材組織を細粒化させる効果を発揮する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎは０．００３％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｎの含有量が過剰になると、固溶Ｎの増大を招き、溶接部の靭性が劣化するので、０．００８％以下とすることが好ましい。

［Ｃａ：０．０００５〜０．００３％および／または希土類元素（ＲＥＭ）：０．００５〜０．０３％］
ＣａおよびＲＥＭは、鋼板の機械的強度等の異方性の改善、耐ラメラティア特性の向上および母材靭性の向上に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃａで０．０００５％以上、ＲＥＭで０．００５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させてもその効果が飽和するので、Ｃａ含有量は０．００３％以下とすることが好ましい。またＲＥＭ含有量が過剰になると、大型の非金属介在物が生成し、内部清浄度を劣化させるので、その含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。

本発明の鋼板を製造するに当たっては、スラブを１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、鋼板表面温度が９５０℃以下のオーステナイト再結晶温度域にて累積圧下率が２０％以上の圧延を行った後、鋼板表面温度が８５０℃以下の未再結晶温度域にて累積圧下率が３０％以上としてＡｒ₃変態点以上で圧延を終了し、仕上げ圧延終了後直ちに平均冷却速度：５℃／秒以上で加速冷却すればよい。以下、順を追って説明する。

スラブを加熱する温度は、１０５０〜１２５０℃とすることが好ましい。鋼中のＮｂ（０．０２％以上）を固溶させて前述したような効果を発揮させるために、加熱温度は１０５０℃以上とする必要がある。しかし、１２５０℃を超えて加熱すると、初期のオーステナイト組織が粗大化し過ぎるため、こうしたオーステナイト組織を圧延して再結晶させてもオーステナイト組織を充分に微細化することが困難となる。従って加熱温度は１２５０℃以下とするのがよい。

加熱したスラブは、鋼板表面温度が９５０°以下のオーステナイトの再結晶温度域で累積圧下率を２０％以上として粗圧延する。オーステナイトの再結晶温度域で累積圧下率を２０％以上として圧延することで、再結晶と圧下によりオーステナイトが微細化でき、その結果変態後のフェライト組織を微細化にできる。再結晶温度域での累積圧下率が２０％未満であれば、再結晶温度域での圧下による微細化が不十分になるため、圧延後、粗大なオーステナイト粒が混在する。そのため、最終的に得られる金属組織も粗大なフェライト粒と微細なフェライト粒が混在した混粒状態となりやすい。このように金属組織が混粒状態になると板厚中央部における良好な母材靭性が得られなくなる。

次で、鋼板表面温度が８５０°以下の未再結晶温度域にて累積圧下率を３０％以上として圧延する。このときの累積圧下率を３０％以上として圧延することで、オーステナイトを扁平させ、変態核生成サイトを導入することができ、その結果変態後のフェライト組織を微細化にできる。この圧延を終了する温度（仕上げ圧延温度）は、Ａｒ₃変態点以上とする必要があるが、これはフェライトの生成をこの段階で生じさせないためである。尚、上記未再結晶温度域とは、鋼材を圧延してもオーステナイト組織が再結晶しない温度域である。

圧延後の冷却については、５℃／秒以上の平均冷却速度で加速冷却を行なう必要がある。これは、変態後の組織に結晶方位差が５５°以上の大角粒界の割合を増加させて前記（１）式の関係を満足させるためである。尚、加速冷却の停止温度については、島状マルテンサイト（ＭＡ）の発生による靭性低下を防ぐという観点から、５００℃程度とする。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含されるものである。

下記表１に示す化学成分組成の各種鋼スラブを用い、下記表２に示す製造条件で（スラブ加熱温度、未再結晶域圧下率、再結晶域圧下率、仕上げ温度、冷却速度、仕上げ厚さ）にて各種鋼板を製造した。このときの温度については、鋼板表面温度で管理したものであり、詳細な温度管理手順は下記の通りである。また表１に示したＡｒ₃変態点は、後記（２）式によって計算したものである。

［圧延中の温度測定方法］
１．プロセスコンピュータを用い、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度や在炉時間に基づいて鋼片の加熱温度を算出する。
２．算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）のデータに基づいて、圧延を実施する。
３．鋼板の表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する。但し、プロセスコンピュータでも理論値を計算しておく。
４．粗圧延開始時、粗圧延終了時、仕上げ圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板の表面温度を、プロセスコンピュータから算出される計算温度と照合する。
５．計算温度と実測温度の差が±３０℃以上の場合は、計算表面温度が実測温度と一致するように再計算してプロセスコンピュータ上の計算温度とし、±３０℃未満の場合は、プロセスコンピュータから算出された計算温度をそのまま用いる。
６．上記算出された計算温度を用い、制御対象としている領域の圧延温度を管理する。

Ａｒ₃変態点（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］…（２）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｕ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。

得られた各鋼板について、Ａ１（結晶方位差が５５°以上の結晶粒が全体に占める割合：面積％）、Ａ２（結晶方位差が１５°未満の結晶粒が全体に占める割合）、前記（１）式の左辺の値［１−（Ａ２−Ａ１）／１００］、および結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均径Ｄを測定すると共に、脆性亀裂伝播停止特性（Ｋｃａ値）、板厚中央部の母材靭性（ｖＴｒｓ）を下記の方法によって測定した。これらの結果を一括して、下記表３に示す。

［Ａ１、Ａ２、１−（Ａ２−Ａ１）／１００の測定方法］
（ａ）鋼板の圧延方向に平行に切断した、板厚の表裏面を含むサンプルを準備した。
（ｂ）＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙或はそれと同等の機能を有する研磨方法を用いて断面を研磨し、ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いて鏡面仕上げを施す。
（ｃ）上記断面において、Ｔｅｘ ＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社のＥＢＳＰ装置（商品名：「ＯＩＭ」）を用い、板厚方向各測定位置において、測定領域：２００×２００（μｍ）、測定ピッチ：０．５μｍ間隔で測定し、結晶方位差のテキストデータを解析した。
（ｄ）テキストデータの解析法として、結晶方位差が５°以下のものについては、測定ノイズと判断し、結晶方位差１５°以下、および５５°以上の割合（Ａ１、Ａ２）を求め、これらに基づいて［１−（Ａ２−Ａ１）／１００］の値を計算した。このとき、結晶方位差１５°以下の結晶粒の平均粒径（円相当径）についても測定した（結晶粒径が２．０μｍ以下は測定ノイズと判断）。
（ｅ）板厚方向において、表裏面より１ｍｍ（２箇所）、ｔ／４（ｔ：板厚）、３ｔ／４、ｔ／２の各位置において（合計５箇所）、上記（ｃ）、（ｄ）を行い、（１）式の値においては最も低い値を板厚全体の値とし、結晶方位差１５°以上の結晶粒の平均粒径においては最も高い値を板厚全体の値とし、下記表３に示した。

［脆性亀裂停止特性の評価］
脆性亀裂停止特性は、社団法人日本溶接協会（ＷＥＳ）発行の鋼種認定試験方法（２００３年３月３１日制定）で規定される「脆性破壊伝播停止試験」に準じて行った。試験は、脆性破壊伝播停止試験方法の図７．２に示されている形状の試験片を用い、該試験片に−１９０℃〜＋６０℃の範囲から選ばれる任意の温度範囲で温度勾配をつけて４試験体分行った。Ｋｃａ値は下記（３）式で算出した。下記（３）式中、ｃは伝播部入口から脆性亀裂先端までの長さ、Ｔは脆性亀裂先端の温度（単位はＫ）、σは伝播部のグロス応力、Ｗは伝播部幅を示している。

Ｘ軸を１／Ｔ、Ｙ軸を算出したＫｃａ値として１／ＴとＫｃａ値の相関関係を示すグラフを作成し、４点の近似曲線と２７３Ｋとの交点を０℃でのＫｃａ値とした。０℃でのＫｃａ値を下記表３に示す。本発明では、０℃でのＫｃａが５９００Ｎ／ｍｍ^1.5以上の場合を合格（脆性亀裂停止特性に優れる）とする。

［板厚中央部の母材靭性の評価］
板厚中央部の母材靭性は、Ｖノッチシャルピー試験を行い（ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠した試験方法）で衝撃試験を行い、ＪＩＳに準拠した方法で脆性破面率（若しくは「延性破面率」）を求め、（試験温度ｖｓ脆性破面率）の曲線から、脆性破面率が５０％となる脆性破面遷移温度ｖＴｒｓを求めた。このとき、試験片形状はＮＫ（日本海事協会）船級が定めるＵ４号試験片を用いた。ＮＫ船級における造船Ｅグレードでは母材の衝撃特性を試験温度：−４０℃で評価するため、ｖＴｒｓが−５０℃以下を合格（板厚中央部の母材靭性が良好）とした。

表３の結果から明らかなように、本発明で規定する要件を満足するもの（試験Ｎｏ．１、２、４、５、１１〜１５、２１、２３）では、良好な脆性亀裂伝播停止特性および母材靭性が発揮されていることが分かる。

これに対して、試験Ｎｏ．３、６〜１０、１６〜２０、２２、２４のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、少なくともいずれかの特性が劣化している。

これらの結果に基づき、［１−（Ａ２−Ａ１）／１００］の値と脆性亀裂伝播停止特性（Ｋｃａ）との関係を図１に、再結晶温度域圧下率と板厚方向平均粒径の関係を図２に、板厚方向平均粒径と板厚中央部ｖＴｒｓの関係を図３に夫々示す。

［１−（Ａ２−Ａ１）／１００］の値と脆性亀裂伝播停止特性（Ｋｃａ）との関係を示すグラフである。 再結晶温度域圧下率と板厚方向平均粒径の関係を示すグラフである。 板厚方向平均粒径と板厚中央部ｖＴｒｓの関係を示すグラフである。

Claims (8)

1. Ｃ：０．０１〜０．０６％(「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ)、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％およびＮｉ：０．２０〜０．８％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物である鋼板であって、フェライトを主体とする組織からなり、鋼板の表裏面の夫々の最表層における板厚１％に相当する部分を除いた板厚方向全体に亘った領域において、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径が８μｍ以下であると共に、下記（１）式の関係を満足する組織を有することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性および板厚中央部の靭性に優れた鋼板。
   １−（Ａ２−Ａ１）／１００≧０．８…（１）
   但し、Ａ１：結晶方位差が５５°以上の結晶粒が全体に占める割合（面積％）
   Ａ２：結晶方位差が１５°未満の結晶粒が全体に占める割合（面積％）
2. 更に、Ｃｕ：０．０５〜０．０８％を含有するものである請求項１に記載の鋼板。
3. 更に、Ｃｒ：０．０５〜０．５％および／またはＭｏ：０．０５〜０．５％を含有するものである請求項１または２に記載の鋼板。
4. 更に、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
5. 更に、Ｂ：０．０００３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
6. 更に、Ｎ：０．００３〜０．００８％を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
7. 更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％および／または希土類元素：０．００５０〜０．０３０％を含有するものである請求項１または２に記載の鋼板。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載の鋼板を製造するに当り、スラブを１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、鋼板表面温度が９５０℃以下のオーステナイト再結晶温度域にて累積圧下率が２０％以上の圧延を行った後、鋼板表面温度が８５０℃以下の未再結晶温度域にて累積圧下率が３０％以上としてＡｒ₃変態点以上で圧延を終了し、仕上げ圧延終了後直ちに平均冷却速度：５℃／秒以上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および板厚中央部の靭性に優れた鋼板の製造方法。

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