JP5216530B2 - 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 - Google Patents

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厚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（アレスト特性）を改善した厚鋼板に関するものである。

船舶、建築物、タンク、海洋構造物、ラインパイプ等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、脆性亀裂の伝播による破壊を抑制する能力であるアレスト特性（以下、「脆性亀裂伝播停止特性」と呼ぶことがある）が求められることになる。近年、構造物の大型化に伴い、降伏応力が３９０ＭＰａ以上、板厚が５０ｍｍ以上の高強度厚鋼板を使用するケースが多くなっている。しかしながら、上記のような脆性亀裂伝播停止特性は、一般に鋼板が高強度・厚肉化になるにつれてそれを確保することが困難になる。

一方、コンテナ船においても効率化のために大型化が進んでおり、それに伴って厚肉・高強度の鋼板が使用されるようになっている。船体の破壊安全性を考えると、脆性破壊を発生させないことは第一に重要であるが、仮に脆性破壊が発生した場合であっても、船体の全崩壊を避けるために、亀裂の伝播を停止させるように船体に脆性亀裂伝播停止特性を具備させることが重要である。このような背景から、ハッチコーミング部から発生した脆性亀裂をアッパーデッキ部にて停止させることが求められている。

脆性亀裂を停止させるためにアッパーデッキ部に求められる脆性亀裂伝播停止特性に関しては、これまでにも検討がなされてきており、負荷応力や脆性亀裂進展長さが大きくなっても厚板鋼板での応力拡大係数Ｋ値は飽和し、−１０℃でのＫｃａ値（脆性亀裂伝播停止特性の指標となる数値）が３５００ＭＰａ・ｍｍ^1/2程度であれば、脆性亀裂の進展を停止させることができると考えられている。従って、特にコンテナ船においては高強度厚鋼板において上記脆性亀裂伝播停止特性を付与させる技術が望まれている。また、更には上記Ｋｃａ値は、より高い値（例えば、４５００ＭＰａ・ｍｍ^1/2）が得られることが望まれている。

脆性亀裂伝播停止特性を向上させる方法としては、（ａ）合金元素を添加する方法、（ｂ）結晶粒径を微細化する方法、等が知られている。このうち合金元素を添加する方法としては、例えば特許文献１のような技術が提案されている。この技術では、合金元素としてＮｉを含有させ、冷却過程での冷却速度を制御することによって、ベイナイトの粒径を微細化して脆性亀裂伝播停止特性を向上させている。しかしながら、このような技術では、合金元素添加によるコスト増大を招くことにもなる。

一方、結晶粒径を微細化することによって脆性亀裂伝播停止特性を向上させる方法としては、例えば特許文献２、３のような技術が知られている。これらの技術では、フェライトを母相とし、このフェライトの粒径を微細化することによって良好な脆性亀裂伝播停止特性を確保するものである。しかしながら、これらの技術では軟質のフェライトを母相としているので、高強度で厚い鋼板への適用は困難である。
特開２００７−３０２９９３号公報 特許第３８４５１１３号公報 特開２００２−２５６３７４号公報

本発明は前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、製造コストの増大を招くことなく、板厚が５０ｍｍを超える場合においても高強度（引張強度が４９０ＭＰａ以上）を満足し、且つ−１０℃におけるＫｃａ値で４５００ＭＰａ・ｍｍ^1/2以上を満足する様な脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板を提供することにある。

前記目的を達成することのできた本発明の厚鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．１０％(「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ)、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０２０〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％、およびＯ：０．０１０％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、固溶Ｂ：０．０００５％以下（０％を含む）に抑制し、表面から深さｔ／４〜ｔ／２（ｔは板厚を表す、以下同じ）の位置のミクロ組織において、擬ポリゴナル・フェライトの平均面積率が３０〜８５％であり、且つ表面から深さｔ／４およびｔ／２の位置の平均結晶粒径を、夫々ｄ（ｔ／４）およびｄ（ｔ／２）としたとき、下記（１）式で規定されるＫ₀が、（Ｋ₀＞６７５０）の関係を満足するものである点に要旨を有するものである。
Ｋ₀＝５．６８×１０^-20{２．２５×１０^-2［−４００・ｄ（ｔ／２）^-1/2＋３１３］²−１５［−４００・ｄ（ｔ／２）^-1/2＋３１３］＋６４１８}^6.25／{１−３．２８８×１０^-9（−９２［−４００・ｄ（ｔ／４）^-1/2＋３１３］＋３２７００）²} …（１）

本発明の厚鋼板には、必要によって、（ａ）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｇ）Ｃａ：０．００３５％以下（０％を含まない）、（ｈ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）、（ｉ）希土類元素：０．０１０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じて鋼板の特性が改善される。

また、Ｃａを含有する場合には、下記（１ａ）式を満たすことが好ましい。
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１０．０ …（１ａ）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。

本発明の鋼板においては、母材鋼板の化学組成を厳密に規定して適正化を図ると共に、
所定位置の平均結晶粒径との関係で規定されるＫ₀が、（Ｋ₀＞６７５０）の関係を満足するものとすることによって、脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板が実現でき、こうした鋼板は、船舶、建築物を始めとする各種大型構造物の素材として有用である。

本発明者らは、上記した課題を達成するために、脆性亀裂伝播停止特性に及ぼす要因についてかねてより研究を重ねてきた。その結果、破壊力学の観点から、脆性亀裂伝播停止特性向上には、板厚表面よりも、内部の靭性値を向上する方が優位である事を明らかにし、その技術的意義が認められたので先に出願している（特願２００７−２６２８７２号）。即ち、脆性亀裂伝播停止特性については、鋼板表層部の靭性を良好にすれば良いと考えられていたのであるが、本発明者らが検討したところによれば、鋼板表面から深さｔ／４〜ｔ／２（ｔ：板厚）の位置での靭性を高めることによって脆性亀裂が効果的に停止することが判明したのである。

また上記の技術においては、アレスト特性を示す評価パラメータとして従来から使用されているＫｃａ値（この値の測定方法については後述する）の代わりにアレスト特性を簡便に評価できる指標として、亀裂進展駆動力Ｋ₀（設定温度Ｔ₀における亀裂進展駆動力：単位ＭＰａ・ｍｍ^１/2）を想定し、下記（２）式の関係を提案している［（２）式の技術的意義については、後述する］。

Ｋ₀＝５．６８×１０^-20｛２．２５×１０^-2×［ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）］²−１５×［ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）］＋６４１８｝^6.25／｛１−３．２８８×１０^-9（−９２［ｖＴｒｓ（表層近傍）］＋３２７００）²｝ …（２）
尚、「ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）」はシャルピー衝撃試験によって求められる板厚中央部近傍の脆性破面遷移温度ｖＴｒｓであり、「ｖＴｒｓ（表層近傍）」はシャルピー衝撃試験によって求められる表層近傍の脆性破面遷移温度ｖＴｒｓである。

ここで、脆性破面遷移温度ｖＴｒｓは、一般に平均結晶粒径ｄとの間に、１／ｄ＝（−Ａ×ｖＴｒｓ＋Ｂ）²（Ａ，Ｂは定数）の関係にあると考えられている。上記関係は、ｖＴｒｓ＝―1／Ａ・√（１／２）＋Ｂ／Ａと書き換えることができる。従って、亀裂進展駆動力Ｋ₀は、脆性破面遷移温度ｖＴｒｓだけではなく、表層近傍［代表的には、表面からｔ／４（ｔ：板厚）の位置；以下単に「ｔ／４部」と呼ぶことがある］および板厚中央部近傍［代表的には、表面からｔ／２（ｔ：板厚）の位置；以下単に「ｔ／２部」と呼ぶことがある］の平均結晶粒径によっても表現できることになる。そして、例えば文献（鉄鋼協会フォーラム 「構造材料の強度と破壊」 ２００６年１１月発行）に示された実験結果から、脆性破面遷移温度ｖＴｒｓは、下記（３）式のように表すことができる。
ｖＴｒｓ＝―４００・［√（１／ｄ）］＋３１３ …（３）

上記亀裂進展駆動力Ｋ₀の式［前記（２）式］を平均結晶粒径ｄによって、改めて展開すると、下記（１）式が求められる
Ｋ₀＝５．６８×１０^-20{２．２５×１０^-2［−４００・ｄ（ｔ／２）^-1/2＋３１３］²−１５［−４００・ｄ（ｔ／２）^-1/2＋３１３］＋６４１８}^6.25／{１−３．２８８×１０^-9（−９２［−４００・ｄ（ｔ／４）^-1/2＋３１３］＋３２７００）²} …（１）

一方、本発明者らは、鋼板の脆性亀裂伝播停止特性は、ベイナイト組織の形態に大きく影響されること、およびこの組織は、化学成分と圧延・冷却条件の適正化によって制御できるとの知見も得られている。こうした知見に基づいて、鋼板の化学成分組成を適切に制御すると共に、鋼板中の組織を適切に制御（即ち、擬ポリゴナル・フェライトの平均面積率を３０〜８５％）することによって、板厚が５０ｍｍを超える場合においても高強度（引張強度で４９０ＭＰａ以上）を満足し、且つ−１０℃におけるＫｃａ値で３５００ＭＰａ・ｍｍ^1/2以上を満足する様な脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板が得られることを見出し、その技術的意義が認められたので先に出願している（特願２００８−２２７４４２号）。

本発明者らは、上記提案した各技術の知見に基づき、Ｋｃａ値で４５００ＭＰａ・ｍｍ^１/2以上の優れた脆性亀裂伝播停止特性を発揮する厚鋼板について更に検討を重ねた。その結果、鋼板の化学成分組成を適切に制御すると共に、鋼板中の組織を適切に制御（即ち、擬ポリゴナル・フェライトの平均面積率を３０〜８５％）した鋼板について、前記（１）式で与えられる亀裂進展駆動力Ｋ₀の値（以下、単に「Ｋ₀値」と呼ぶことがある）が６７５０（ＭＰａ・ｍｍ^１/2）を超えるようにすれば、上記目的に適う厚鋼板が実現できることを見出し、本発明を完成した。

本発明の厚鋼板では、擬ポリゴナル・フェライト主体とするものであるが、こうした組織を生成させるためには、鋼板の成分、特に固溶Ｂ量を適切に調整（０．０００５％以下）した上で、熱間圧延の条件とその後の冷却条件を調整することが重要である。

従来では、変態温度を低温化させて微細なラス状（束状）のベイナイト組織（ベイニティック・フェライト）を得ようとするのが一般的な改善手段であるが、本発明ではベイナイト組織の形態が有効であることを新たに見出した点が重要なポイントとなる。擬ポリゴナル・フェライトは、粒状（塊状）の相であり、そのビッカース硬度Ｈｖが１５０〜２００程度のものとなる。このような粒状の相を所定領域に形成させることによって、鋼板の脆性亀裂伝播停止特性が良好なものとなる。

但し、擬ポリゴナル・フェライトを形成させることによって、脆性亀裂伝播停止特性を良好にするためには、その平均面積率は少なくとも３０％以上を確保する必要があるが、その量が過剰になって８５％を超えると強度が低下する。尚、擬ポリゴナル・フェライト以外は、ラス状ベイナイト、マルテンサイト、フェライト、セメンタイト等を含んでいても良い。

本発明では、上記のように化学成分組成および特定領域での組織を規定することによって、脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板が実現できるのであるが、こうした厚鋼板は、溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と示す）の靭性も基本的に良好なものである。即ち、本発明の厚鋼板は、船舶、建築物、タンク、ラインパイプ等の溶接構造物として適用されるものであり、溶接されたときのＨＡＺの靭性が良好であることも要求されるが、こうしたＨＡＺ靭性も良好なものとなる。

本発明の鋼板は、化学成分組成が適正に調整されていることも特徴の１つとする。以下では、化学成分の範囲限定理由を説明する。

［Ｃ：０．０３〜０．１０％］
Ｃは鋼板（溶接母材）の強度を確保するために必要な元素であり、所望の強度を確保するためには０．０３％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が却って低下することになる。こうしたことから、その上限は０．１０％とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％（より好ましくは０．０５％）であり、好ましい上限は０．０９％（より好ましくは０．０８％）である。

［Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）］
Ｓｉは鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、必要により含有される。しかしながら、過剰に含有されると鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（ＭＡ相）を多量に析出させてＨＡＺ靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を０．５０％とした。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、好ましい上限は０．４％である。

［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは焼入れ性を向上させて鋼板強度を確保する上で有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは１．０％以上含有させる必要がある。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、鋼板のＨＡＺ靭性が劣化するので上限を２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．３％であり、好ましい上限は１．８％である。

［Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｐは不可避的に混入してくる不純物であり、鋼板およびＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすのでできるだけ少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｐは０．０１５％以下に抑制するのが良い。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１％である。

［Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
Ｓは、鋼板中の合金元素と化合して種々の介在物を形成し、鋼板の延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが、実用鋼の清浄度の程度を考慮して０．０１０％以下に抑制するのがよい。尚、Ｓは鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは工業生産上困難である。

［Ａｌ：０．００５〜０．０６０％］
Ａｌは脱酸剤として有効な元素であると共に、鋼板のミクロ組織微細化による母材靭性向上効果も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、過剰に含有されると鋼板（母材）に島状マルテンサイト相（ＭＡ相）を多量に析出させてＨＡＺ靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を０．０６０％とした。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり（より好ましくは０．０２％）、好ましい上限は０．０４％である。

［Ｎｂ：０．０２０〜０．０６０％］
Ｎｂは焼入れ性を向上させて母材強度を向上させる効果を発揮する。しかしながら、多量に含有されると炭化物の生成が多くなり脆性亀裂伝播停止特性が劣化するため、０．０６０％以下（より好ましくは０．０４％以下）とするのが良い。尚、これらの効果を有効に発揮させるための含有量は、０．０２０％以上である。

［Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％］
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮを微細分散させて加熱中のオーステナイト粒の粗大化を防止するとともに、Ｎｂと同様にオーステナイトの再結晶を抑制する効果があるため、オーステナイト粒を微細化し、変態後の組織を微細化する効果を発揮する。また、ＴｉＮは溶接時におけるＨＡＺ部のオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．００８％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると溶接性が損なわれるので、０．０３０％以下とする。

［Ｎ：０．００２０〜０．０１０％］
Ｎは、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂ等と結合し、窒化物を形成して母材組織を微細化させる効果があるとともに、溶接時のオーステナイト粒の微細化や粒内組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を向上させる。こうした効果を発揮させるには、Ｎは０．００２０％以上含有させる必要がある。しかし、固溶ＮはＨＡＺ靭性を劣化させる原因となる。全窒素量の増加により、前述の窒化物は増加するが固溶Ｎも過剰となり、有害となるため、０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００８％以下（より好ましくは０．００６％以下）である。

［Ｏ：０．０１０％以下（０を含まない）］
Ｏは、不可避的不純物として含有されるが、鋼中では酸化物として存在する。しかしながら、その含有量が０．０１０％を超えると粗大な酸化物が生成してＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことから、Ｏ含有量の上限を０．０１０％とする。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００５％（より好ましくは０．００３％）である。

［固溶Ｂ：０．０００５％以下（０％を含む）］
Ｂの固溶量は脆性亀裂伝播停止特性の向上に有効な擬ポリゴナル・フェライトの生成に大きく影響するため制限する必要がある。固溶Ｂが０．０００５％を超えると擬ポリゴナル・フェライトが生成しにくくなり、脆性亀裂伝播停止特性を低下させてしまう。こうしたことから、固溶Ｂの上限を０．０００５％とするのがよい。好ましくは、０．０００３％以下（より好ましく０．０００１％以下）に抑制するのが良い。固溶Ｂ量は、Ｂの添加量と加熱・圧延条件によって制御することができる。Ｂ添加量を少なくする、加熱温度を低くする、低温での圧延圧下量を増加することで固溶Ｂ量を低減（０．０００５％以下）することができる。

本発明の鋼板において、上記成分の他は、鉄および不可避的不純物（例えば、Ｓｂ，Ｓｅ，Ｔｅ等）からなるものであるが、その特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）も含み得るものであり、こうした鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。また必要によって、（ａ）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｇ）Ｃａ：０．００３５％以下（０％を含まない）、（ｈ）Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）、（ｉ）希土類元素：０．０１０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有効である。これらの成分を含有させるときの限定理由は、次の通りである。

［Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、いずれも焼入れ性を高めて強度を向上させるのに有効な元素であり、必要によって含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性が却って低下するので、いずれも２％以下（より好ましくは１％以下）とするのがよい。上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．２０％（より好ましくは０．４０％）である。

［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは焼入れ性を向上させ強度確保に有効であり、焼戻し脆性を防止するために適宜利用される。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、Ｍｏ含有量が過剰になるとＨＡＺ靭性が劣化するので、０．５％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．３０％以下とするのが良い。

［Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｖは焼入れ性を向上させて母材強度を向上させる効果を発揮する。またＶは焼戻し軟化抵抗を高くする効果もある。しかしながら、多量に含有されるとＨＡＺ靭性が劣化するため、０．１％以下（より好ましくは０．０５％以下）とするのが良い。尚、これらの効果を有効に発揮させるための含有量は、０．０１％以上である。

［Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｍｇは、ＭｇＯを形成して、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粗大化を抑制することによって、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有するため、必要によって含有される。しかしながらＭｇの含有量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．００５％以下（より好ましくは０．００３５％以下）にするのが良い。

［Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％
を含まない）］
ＺｒおよびＨｆは、Ｔｉと同様、Ｎと窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に含有されるとＨＡＺ靭性を却って低下させる。このため、これらの元素を含有するときには、Ｚｒは０．１％以下、Ｈｆは０．０５％以下とするのが良い。

［Ｃａ：０．００３５％以下（０％を含まない）］
Ｃａは硫化物の形態を制御してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。しかし、０．００３５％を超えて過剰に含有させてもＨＡＺ靭性が却って劣化する。尚、Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００２０％（より好ましくは０．００１５％）である。

また、Ｃａを含有させる場合には、Ｃａ，ＯおよびＳの含有量を、下記（１ａ）式を満足させるように制御することによって、ＨＡＺ靭性の更なる向上を図ることができる。
２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１０．０ …（１ａ）
但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。

凝固段階で、ＣａＯやＣａＳを微細に分散させれば、フェライト変態核が微細分散し、粗大組織の生成を抑制することが出来て、更にＨＡＺ靭性が向上できる。ＣａＯやＣａＳを微細分散させるためには、上記（１ａ）式の関係を満足させることが有効であることが明らかになった。夫々の成分に対する「係数」は、微細分散の度合いを表している。本発明で示した成分組成範囲の下では、Ｃａ，ＳおよびＯの順で高密度に分散させる傾向が強いことを示している。このような関係を満足させることによって、大入熱溶接に際しても、良好なＨＡＺ靭性を確保できる有効なフェライト生成核を多数導入することができる。具体的には、後記実施例に示すように、入熱量が５０ｋＪを超えるような大入熱溶接であっても、−５５℃におけるＶシャルピー衝撃値（ｖＥ_-55）が１００Ｊ以上となる。

［Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含
まない）］
ＣｏおよびＷは、焼入れ性を向上させ母材強度を高める効果を有するので、必要により含有される。しかし、過剰に含有するとＨＡＺ靭性が劣化するため、上限をいずれも２．５％とするのが良い。

［希土類元素（ＲＥＭ）：０．０１０％以下（０％を含まない）］
希土類元素（ＲＥＭ）は、鋼材中に不可避的に混入してくる介在物（酸化物や硫化物等）の形状を微細化・球状化することによって、ＨＡＺの靭性向上に寄与する元素であり、必要によって含有される。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、ＲＥＭの含有量が過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するため、０．０１０％以下に抑えることが好ましい。尚、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。

本発明の厚鋼板を製造するに当たっては、上記化学成分組成を満たす鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとした後、例えば、９５０〜１３００℃の範囲に加熱した後熱間圧延を行い、引き続きＡｒ₃変態点＋１５０℃〜Ａｒ₃変態点＋１００℃までの累積圧下率を１０〜３０％となるようにして圧延をし、Ａｒ₃変態点＋５０℃〜Ａｒ₃変態点の累積圧下率を１０〜２０％となるようにして圧延を終了し、その温度から直ぐに冷却するのではなく、一旦圧延終了温度にて３０〜１５０秒待機させてから、５００℃までを０．１〜２０℃／秒の平均冷却速度で冷却するようにすればよい。この方法における各条件の範囲設定理由は次の通りである。尚上記で示した温度は、表面の温度で管理したものである。

［加熱温度：９５０〜１３００℃］
鋼板の組織を一旦全てオーステナイト化する観点から９５０℃以上とする必要があるが、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化して後の工程で所望の組織を得ることは難しくなる。

［Ａｒ₃変態点＋１５０℃〜Ａｒ₃変態点＋１００℃までの累積圧下率：１０〜３０％］
この温度範囲での累積圧下率を１０〜３０％とすることによって、後の工程との組合わせによって、グラニュラ化（粒状化）できる。この温度範囲を外れたり、累積圧下率が１０％未満或は３０％超では、擬ポリゴナル・フェライトを３０％以上確保できない。尚、本発明において「Ａｒ₃変態点」とは、下記（４）式で求められた値である。
Ａｒ₃＝９１０−２３０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−７４×［Ｍｎ］−５６×［Ｃｕ］
−１６×［Ｎｉ］−９×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］−１６２０×［Ｎｂ］…（４）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｎｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＮｂの含有量（質量％）を示す（これらの元素のうち、含有しないときには、その項を除いて計算する）。

［Ａｒ₃変態点＋５０℃〜Ａｒ₃変態点の累積圧下率：１０〜２０％］
この温度範囲での累積圧下率を１０％以上とすることによって、適正量のグラニュラ化（粒状化）ができる。この温度範囲を外れたり、累積圧下率が１０％未満或は２０％超では擬ポリゴナル・フェライトを３０％以上確保できない。尚、上記累積圧下率は、下記（５）式によって求められるものである。
累積圧下率＝（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₀×１００ …（５）
〔式（５）中、ｔ₀は当該温度域での鋼片の圧延開始厚（ｍｍ）を表し、ｔ₁は当該温度域での鋼片の圧延終了厚（ｍｍ）を表す。〕

［圧延終了温度にて３０〜１５０秒待機］
圧延後の待機時間が３０秒未満では、板厚中心部の温度が高く、板厚中心部の平均結晶粒径が大きくなり、前記Ｋ₀値が６７５０ＭＰａ・ｍｍ^1/2超を満足させることができない。また待機時間が１５０秒を超えると、粒成長が進んで、板の中心部、表層部を問わず平均結晶粒径が大きくなり、前記Ｋ₀値が６７５０ＭＰａ・ｍｍ^1/2超を満足させることができない。

［圧延終了後（一定時間待機後）〜５００℃までの平均冷却速度：０．１〜２０℃／秒］
冷却時の平均冷却速度が０．１℃／秒未満或は２０℃／秒超では、グラニュラ化（粒状化）することができない。また、冷却を５００℃までとするのは、これ以下の温度ではそれ以上の組織変態を生じないからである。

尚、本発明で対象とする鋼板は、基本的には板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板を想定したものであるが、それ以下の板厚においても同等の特性を有するものとなり、本発明の対象に含まれるものである。また、本発明の鋼板を溶接するときの入熱量は２ｋJ／ｍｍ以上を想定したものであり、こうした入熱量で溶接を行ったときに良好なＨＡＺ靭性を示す。

本発明においては、化学成分組成および組織を制御すると共に、前記（１）式で規定されるＫ₀値が所定の範囲を満足するようにすることによって、アレスト特性に優れた鋼板が実現できるのである。アレスト特性を評価する基準としては、ＥＳＳＯ試験よって求められるＫｃａ値が一般的に採用されている（後記実施例参照）。しかしながら、このＫｃａ値を求めるには、煩雑な実験が必要になることから、アレスト特性を簡便に評価する基準として、前記（１）式で規定するＫ₀値を規定したものである。この式が求められた経緯について説明する。

上記ＥＳＳＯ試験において、試験体に応力σ₀が加わっている場合に対し、脆性亀裂がある温度Ｔ₀を通過すると想定し、このときの亀裂進展駆動力をＫ₀とする。この亀裂進展駆動力Ｋ₀に対する抵抗としては、鋼板表層（即ち、ｔ／４部）で発生する延性破壊（シアリップ）による抵抗Ｋ_ｓ（単位：ＭＰａ・ｍｍ^１/2）と、板厚中央部（ｔ／２部）における抵抗Ｋ_d（単位：ＭＰａ・ｍｍ^１/2）の２つがある。このうち、抵抗Ｋ_ｓは上記亀裂進展駆動力をＫ₀に比例するものと考えられることから、Ｋ_ｓ＝Ｋ₀・ｒ（ｒ：比例定数）と表すことができる。これらの抵抗Ｋ_s、Ｋ_dが、亀裂停止の大きな影響を与えることになる。

このとき、温度Ｔ₀において、亀裂を停止させるためには、下記（６）式の関係が成立する必要がある。また、このとき亀裂進展駆動力Ｋ₀が、温度Ｔ₀におけるＫｃａ値に対応すると考えられる。下記（６）式は、下記（７）式のように変形できる。
Ｋ₀＝Ｋ_s＋Ｋ_d＝Ｋ₀・ｒ＋Ｋ_d …（６）
Ｋ₀＝Ｋ_ｄ／（１−ｒ） …（７）

次に、技術文献「圧力技術 Ｖｏｌ．３１、Ｎｏ．２（１９９３），ｐ２」（以下、「参考文献１」と呼ぶ）によれば、比例定数ｒは、板厚表層近傍の動的破壊靭性値Ｋ_Ｄ（Ｂ）と関連があるとされている。動的破壊靭性値は、高速進展する亀裂に対する破壊靭性値であり、一般的な破壊靭性値（Ｋｃｉ）とは異なるとされている。一方、技術文献「日本造船学会論文集 Ｖｏｌ．１７７（１９９５），ｐ２４３」（以下、「参考文献２」と呼ぶ）によれば、高速に進展する脆性亀裂も、シアリップが発生する表層近傍では亀裂進展速度は極めて低下するとされている。ここで、表層近傍では、亀裂進展速度は極めて低いため、その動的破壊靭性値も通常の破壊靭性値と等価となる。これにより、比例定数ｒは、表層近傍の破壊靭性値Ｋｃｉと相関があることになる。

更に、上記参考文献２によれば、破壊靭性値Ｋｃｉは、破面遷移温度ｖＴｒｓと相関があるとされており、これにより比例定数ｒは、表層近傍の破面遷移温度ｖＴｒｓと相関があることになる。例えば、表層近傍の材料特性は、ｔ／４部の材料特性で代表できると考えると、比例定数ｒは、ｔ／４部の破面遷移温度ｖＴｒｓ（以下、［ｖＴｒｓ（ｔ／４）］と略記する）と相関があるといえる。

一方、板厚中央部の抵抗Ｋ_ｄは同部の動的破壊靭性値であり、通常の破壊靭性値と異なる。上記参考文献２によると、動的破壊靭性値（即ち、抵抗Ｋ_ｄ）は、局部限界応力σ_Fと相関がある。局部限界応力σ_Fは、亀裂先端の極微小領域の引張破壊応力である。この引張破壊は結晶物の劈開破壊と粒界の延性破壊の連続である。

ここで、粒界の延性破壊に対する強度（応力）は、延性破壊部が多いほど高くなると考えられる。延性破壊部は、粒界が多いほど多く、即ち、結晶粒径ｄが小さいほど延性破壊に対する強度は高くなると考えられる。即ち、局部限界応力σ_Ｆは結晶粒径ｄに反比例するといえる。一方、ｄ^-1/2は一般的に破面遷移温度ｖＴｒｓと比例関係にあるとされている。以上のことから、局部限界応力σ_Ｆは破面遷移温度ｖＴｒｓと相関があるといえる。

例えば、板厚中央部近傍の材料特性は、ｔ／２部の材料特性で代表できるとすると、Ｋ_dはｔ／２部の破面遷移温度ｖＴｒｓと相関があるといえる。以上より、Ｋｃａの代替パラメータである破壊靭性駆動力Ｋ₀は、下記（８）式のように表すことができる。
Ｋ₀＝Ｋ_d／（１−ｒ）＝ｆ₂（ｖＴｒｓ（ｔ／２）／（１−ｆ₁（ｖＴｒｓ（ｔ／４）））） …（８）

上記（８）式のｆ₁（ ）、ｆ₂（ ）は夫々関数であり、例えば室温（２５℃）での降伏応力σy、板厚ｔ、および設計要件から得られる温度条件Ｔ₀が把握できれば、破面遷移温度ｖＴｒｓ（ｔ／４）およびｖＴｒｓ（１／２）の関数として定式化できる。この定式化の手順は次の通りである。

まず、上記比例定数ｒについては、下記（９）式のように表すことができる（前記参考文献１）。
ｒ＝（４／π）（ｔｓ1／ｔ）（σ_Y1／σ₀）ｃｏｓ^-1{（ａ−１ｓ1）／ａ}…（９）
但し、ｔｓ1：表層部の延性破壊（シアリップ）の幅（ｍｍ）、σ_Y1：温度Ｔ₀における鋼板表層近傍の高速引張変形時の降伏応力（ＭＰａ）、σ₀：ＥＳＳＯ試験時の降伏応力（ＭＰａ）、ａ：亀裂長さ（ｍｍ）、１ｓ1：サイドリガメント長さ（ｍｍ）、を夫々示す。

上記表層部の延性破壊（シアリップ）の幅ｔｓ1は、下記（１０）式のように表すことができる。尚、下記（１０）式において、ｋｓ1は係数（シアリップ幅と塑性域寸法の比）であり、前記参考文献２よりｋｓ１＝２とする。
ｔｓ1＝ｋｓ1・ｒｐ …（１０）

また、上記（１０）式において、ｒｐは塑性域寸法（ｍｍ）であり、下記（１１）式のように表わされる。
ｒｐ＝１／６π・（Ｋ_D(B)／σ_Y1）² …（１１）
但し、Ｋ_D(B)：表層部近傍の動的破壊靭性値（ＭＰａ・ｍｍ^1/2）

前記参考文献２によれば、シアリップの発生部では、亀裂進展速度は極めて低速であることが示されているから、通常の破壊靭性値Ｋｃｉと同等とできる。即ち、下記（１２）式に示す通りである。
Ｋ_D(B)＝Ｋｃｉ …（１２）

破壊靭性値Ｋｃｉは、例えば文献（北田博重著、博士論文「ＴＭＣＰによる降伏点４０ｋｇｆ／ｍｍ²級鋼板の実船適用にあっての靭性要求基準に関する研究」 （１９９０）、ｐ３２：以下、「参考文献３」と呼ぶ）によって、下記（１３）〜（１５）式のように、破面遷移温度ｖＴｒｓとの相関が示されている。
Ｋｃｉ＝３．８１×（σ_y0／９．８）・ｅｘｐ｛ｋ₀（１／ｉＴｋ−１／Ｔ₀）｝ …（１３）
Ｋ₀＝６．６５・ｉＴｋ−２９０ …（１４）
ｉＴｋ＝（０．００３２×σ_y0／９．８＋０．３９１）ｖＴｒｓ＋２．７４（ｔ）^1/2＋１７．３ …（１５）
但し、σ_y0：鋼材の室温（２５℃）での降伏応力

ここで、板厚＝６０ｍｍ、降伏応力σ_y0＝５００ＭＰａの鋼材を具体的に、応力σ₀でＥＳＳＯ試験を実施した場合に、船舶等の設計要件から得られる温度条件Ｔ₀でのＫ₀を定式化してみる。船舶の場合、設計要件から得られる温度条件Ｔ₀は、０〜−１０℃であることが多いことから、ここではＴ₀＝−１０℃と設定する。またＥＳＳＯ試験では、様々な応力条件で実験が行なわれるが、応力が低過ぎると亀裂進展量は、極めて小さく温度Ｔ₀＝−１０℃の温度域まで、亀裂が進展しない可能性が高い。従って、十分に高い応力とする必要がある。船舶の場合、設計要件から設計応力が決められることが多く、この設計応力での亀裂停止性能を把握することが最も合理的である。そこで、ここではＡＢＳ規格（アメリカ船級協会規格）ＥＴ４０に対する設計使用応力（例えば、「日本船舶海洋工学講演論文集」 Ｖｏｌ．３（２００６）、ｐ３５９：以下「参考文献４」と呼ぶ）を用いて、σ₀＝２５２ＭＰａとする。

このような例の場合には、ｖＴｒｓとＫｃｉとは、比例関係を示すようになる。この関係から、本発明者らは、表層部のＫｃｉ（Ｋｃｉ_（B））を用いて、下記（１６）式が得られることを明らかにしている。
Ｋ_D(B)＝Ｋｃｉ_（B）ｄ＝―９２ｖＴｒｓ＋３２７００ …（１６）

尚、前記した（９）式のσ_Y1は、温度Ｔ₀（＝−１０℃)における鋼材表層近傍の高速引張変形時の降伏応力である。この降伏応力σ_Y1は、表層近傍の亀裂進展速度に依存し、この速度を前記参考文献２に基づき１００ｍ／秒とすると、降伏応力σ_Y1を参考文献のＦｉｇ１（ｂ）より、降伏応力σ_Y1＝８００ＭＰａが得られる。また前記（９）式に示したａは亀裂長さ、１ｓ1はサイドリガメント長さであるが、１ｓ1は前記参考文献２によれば、１０〜２０ｍｍ程度となる。また通常のＥＳＳＯ試験での亀裂長さａは３００ｍｍ程度となることが多いことから、（ａ−１ｓ1）／ａは、およそ０．９５程度となる。

以上より、比例定数ｒは、下記（１７）式のように定式化できることになる。尚、ここでのｖＴｒｓは、表層近傍における材料の破面遷移温度ｖＴｒｓ［ｖＴｒｓ（表層近傍）］となる。例えば、前述のとおり、表層近傍のｖＴｒｓがｔ／４部のｖＴｒｓと同等と考えると、下記（１８）式の関係が成立することになる。
ｒ＝３．２８８×１０^-9（−９２ｖ［Ｔｒｓ（表層近傍）］＋３２７００）²…（１７）
ｒ＝３．２８８×１０^-9（−９２［ｖＴｒｓ（ｔ／４）］＋３２７００）² …（１８）

以上が、比例定数ｒの具体的な定式化例であるが、比例定数ｒの定式化については、以下のように理解することができる。即ち、比例定数ｒは、以下のような関数である。
ｒ＝ｆ₁’(ｔｓ1、σ_Y1、σ₀、（ａ−１ｓ1）／ａ)
＝ｆ₁’(Ｋ_D(B)、ｋｓ1、σ_Y1、σ₀、（ａ−１ｓ1）／ａ)
＝ｆ₁’(［ｖＴｒｓ（表層近傍）］、σ_y0、Ｔ₀、ｔ、ｋｓ1、σ_Y1、σ₀、（ａ−１ｓ1）／ａ)

ここで、パラメータは、以下のように求められる。
ｖＴｒｓ（表層近傍）：表面近傍の破面遷移温度（℃）→鋼材から採取
σ_y0：鋼材の室温（２５℃）での降伏応力→鋼材から採取
Ｔ₀：設計要件から得られる温度条件である。
ｔ：鋼板の厚さ→鋼材から採取
ｋｓ1：シアリップ幅と塑性域寸法の比→一般的な鋼材に対して参考文献２等に示されている。
σ_Y1：温度Ｔ₀における鋼材表層近傍の高速引張変形時の降伏応力→一般的な鋼材に対して参考文献２等に示されている。
σ₀：設計要件から得られる負荷応力条件である。
（ａ−１ｓ1）／ａ：ａは亀裂長さ、１ｓ1はサイドリガメント長さであり、いずれも一般的な鋼材に対して参考文献２により類推できる。

以上より、設計要件から求められる値と、文献から得られる値を除くと、
ｒ＝ｆ₁’’(［ｖＴｒｓ（表層近傍）］、σ_y0、ｔ)となり、
ある降伏応力σ_y0および板厚ｔの条件に対して、ｒ＝ｆ₁(［ｖＴｒｓ（表層近傍）］)と表すことができる。

一方、Ｋ_dの定式化の手順について詳細に説明する。前記参考文献２より、Ｋ_dは下記（１９）式のように定式化される。
σ_F＝σ_Y2・Σ_yy｛（１−ν²）（Ｋ_d／σ_Y2）²／ｒ_c｝^-s …（１９）

上記（１９）式において、σ_Y2は温度Ｔ0（＝−１０℃）における板厚中央部近傍の高速引張変形時の降伏応力（ＭＰａ）であり、この降伏応力σ_Y2は板厚中央部近傍の亀裂進展速度にも依存し、同速度を６００ｍ／秒（標準的なＥＳＳＯ試験で得られる亀裂進展速度）とすると、前記参考文献２のＦｉｇ１１（ｂ）より、８００ＭＰａとなる。

上記νは、ポアソン比であり、０．３である。またｒ_cは、局部領域を表す定数であり（単位：ｍｍ）、前記参考文献２より０．３ｍｍとした。−ｓは、応力特異性の強さを表す指数であり、ここでは−１０℃、亀裂進展速度６００ｍｍ／秒での−ｓを前記参考文献２のＦｉｇ１１（ｃ）から０．０８とした。Σ_yyは、応力の強さを表す係数であり、前記参考文献２より、Σ_yy＝４とする。

σ_Fは、局部限界応力（ＭＰａ）であり、結晶粒径ｄを用いると、前述のとおり、１／ｄ（＝（−Ａ・ｖＴｒｓ＋Ｂ）²）と比例すると考えられる。ここで、Ａ，Ｂは、文献（「熱処理」、Ｖｏｌ．４７、Ｎｏ．２（２００７）、ｐ６６：以下「参考文献５」と呼ぶ）から、Ａ＝３、Ｂ＝１０００とする。破面遷移温度ｖＴｒｓの単位はＫである。また、参考文献２により、局部限界応力σ_Fは、４０００〜４５００ＭＰａまでの値になるとし、それが破面遷移温度ｖＴｒｓの変化（２７３〜２６３Ｋ）に対応すると仮定すると、下記（２０）式のように表される。
σ_F＝２．２５×１０^-2ｖＴｒｓ²−１５ｖＴｒｓ＋６４１８ …（２０）

以上より、Ｋ_dは下記の（２１）式のように定式化されることになる。Ｋ_dの単位はＭＰａ・ｍｍ^1/2である。
Ｋ_d＝５．６８×１０^-20（２．２５×１０^-2ｖＴｒｓ²−１５ｖＴｒｓ＋６４１８）^6.25
…（２１）

尚、ここでの破面遷移温度ｖＴｒｓは、板厚中央部近傍の材料のｖＴｒｓ［ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）］となる。例えば、前述のとおり、板厚中央部近傍の破面善意温度ｖＴｒｓがｔ／２部のｖＴｒｓ［ｖＴｒｓ（ｔ／２）］と同等と考えると、上記（２１）式は、下記（２２）式のように表すことができる。
Ｋ_d＝５．６８×１０^-20（２．２５×１０^-2［ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）］²−１５［ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）］＋６４１８）^6.25
＝５．６８×１０^-20（２．２５×１０^-2［ｖＴｒｓ（ｔ／２）］²−１５［ｖＴｒｓ（１／２）］＋６４１８）^6.25 …（２２）

以上が、Ｋ_dの具体的な定式化例であるが、Ｋ_dの定式化については、以下のように理解することができる。即ち、Ｋ_dは下記（２３）式に示すような関数である。
Ｋ_d＝ｆ₂’(σ_Ｆ、σ_Y2、ｒ_c、ν、−ｓ、Σ_yy）
＝ｆ₂’(［ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）］、σ_Y2、ｒ_c、ν、−ｓ、Σ_yy）…（２３）

ここで、各パラメータは、以下のように求められる。
ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）：板厚中央部近傍の破面遷移温度（℃）→鋼材から採取
σ_Y2：温度Ｔ0における板厚中央部近傍の高速引張変形時の降伏応力→一般的な鋼材に対して参考文献２等に示されている。
ｒ_c：局部領域を示す定数→一般的な鋼材に対して参考文献２等に示されている。
ν：ポアソン比→一般的な鋼材に対し０．３とされている。
−ｓ：応力特異性の強さを表す指数→一般的な鋼材に対して参考文献２等に示されている。
Σ_yy：応力の強さを表す係数→一般的な鋼材に対して参考文献２等に示されている。

以上より、設計要件から求められる値と、文献から得られる値を除くと、Ｋ_d＝ｆ₂(［ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）］)と表すことができる。

以上のようにして定式化されたｒおよびＫ_dによって、Ｋｃａの代替評価パラメータＫ₀値は、下記の（２４）、（２５）式［即ち、前記（２）、（１）式］のように表すことができる。
Ｋ₀＝Ｋ_d（１−ｒ）＝５．６８×１０^-20{２．２５×１０^-2［ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）］²−１５［ｖＴｒｓ（板厚中央部近傍）］＋６４１８}^6.25／{１−３．２８８×１０^-9（−９２［ｖＴｒｓ（表層近傍）］＋３２７００）²｝ …（２４）
＝５．６８×１０^-20{２．２５×１０^-2［ｖＴｒｓ（ｔ／２）］²−１５［ｖＴｒｓ（ｔ／２）］＋６４１８}^6.25／{１−３．２８８×１０^-9（−９２［ｖＴｒｓ（ｔ／４）］＋３２７００）²｝ …（２５）

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

実験例１
下記表１、２に化学成分組成を示す各種溶鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとした後、下記表３、４に示した条件で熱間圧延および冷却を行い、各種鋼板（厚み：６０ｍｍ）を得た。尚、下記表１、２において、ＲＥＭはＬａを５０％程度とＣｅを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。下記表１、２中「−」は元素を添加していないことを示している。また表１、２には、［１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）］の値（以下、「Ａ値」と呼ぶ）も同時に示した。

得られた各鋼板について、母材組織（擬ポリゴナル・フェライトの平均面積率）、固溶Ｂ量、機械的特性（母材の引張特性、母材の衝撃特性、脆性亀裂伝搬停止特性）を下記の方法によって測定すると共に、ＨＡＺ靭性についても評価した。測定結果を、前記（１）式で規定されるＫ₀値と共に、下記表５、６に示す。尚、表５中「−」は、擬ポリゴナル・フェライトが生成しないために測定していないことを示している。

［擬ポリゴナル・フェライト分率の測定］
各鋼板のｔ／４部、ｔ／２部から採取した２ｃｍ角の試験片を鏡面研磨した後、ナイタール腐食液（２％硝酸−エタノール溶液）でエッチング後、ナノインデンター（エリオニクス製、「ＥＮＴ−１１００」）を用いて、ＴＤ面を荷重２５０ｍｇで測定した。１５０μｍ×２００μｍの観察範囲で、まずは粒状組織（アスペクト比３以下）を選別し、当該粒状組織の硬さ測定を行って、Ｈｖ１５０〜２００の範囲にある粒状組織を擬ポリゴナル・フェライトと判別した。そして、光学顕微鏡にて上記硬さ測定を行った試料観察面の写真撮影を行い、その後、画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ製：Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）を用いて、硬さ測定結果により擬ポリゴナル・フェライトと判別された組織の面積分率（平均値）の定量化を行なった。

［固溶Ｂ量の測定］
固溶Ｂ量は、抽出残渣の化学分析試験によって定量化した。試験片はｔ／４部とｔ／２部の位置から１０ｍｍ×１０ｍｍ角を採取し、１０質量％アセチルアセトン−１質量％テトラメチルアンモニウムクロリドーメタノール溶液を電解液として、２００ｍＡ／ｍ²以下の電流下で抽出し、０．１μｍのフィルターを用いた。

[母材の引張特性の評価]
各鋼板のｔ／４部からＮＫ Ｕ１４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験を行うことによって、降伏点ＹＰおよび引張強度ＴＳを測定した。

[母材の衝撃特性（靭性）の評価]
母材の衝撃特性（靭性）は、Ｖノッチシャルピー試験を行い、遷移曲線によりｖＴｒｓ（脆性破面遷移温度）を求めた。ｔ／４部からＪＩＳ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に従って試験を実施した。このとき各温度（最低４温度以上）の測定につき、ｎ＝３で試験を実施し、３点中最も脆性破面率の高い点を通るように脆性破面遷移曲線を描き、脆性破面率５０％の温度を脆性破面遷移温度ｖＴｒｓとして算出した（ｖＴｒｓが最も高温側となるように線を引く）。

［脆性亀裂伝播停止特性］
脆性亀裂伝播停止特性（アレスト特性）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（２６）式で算出した。下記（２６）式中、ｃは伝播部入口から脆性亀裂先端までの長さ、σは伝播部入り口から脆性亀裂先端までの長さ、Ｗは伝播部幅を、夫々示している。

Ｔを脆性亀裂先端の温度（単位はＫ）とし、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２６３Ｋとの交点を−１０℃でのＫｃａ値とした。−１０℃でのＫｃａ値を下記表５、６に示す。本発明では、−１０℃でのＫｃａが４５００ＭＰａ・ｍｍ^1/2以上の場合を合格（脆性亀裂伝播停止特性に優れる）とする。

［ＨＡＺ靭性試験１］
サブマージアーク溶接（２ｋＪ／ｍｍ）を行ったときの熱サイクルを模擬したＨＡＺ靭性評価法として、加熱温度：１４００℃で５秒保持、その後冷却が８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：２５秒の熱サイクルで各供試鋼板を熱処理した後、温度−１５℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。尚、試験片としては、ｔ／４部から採取したサイズ１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの棒状で、中央部片面に深さ；２ｍｍのＶノッチを形成したものを使用した。このときＶシャルピー衝撃値（ｖＥ₋₁₅）が１００Ｊ以上を合格とした。

［ＨＡＺ靭性試験２］
エレクトロスラグ溶接（６０ｋＪ／ｍｍ）を行ったときの熱サイクルを模擬したＨＡＺ靭性評価法として、加熱温度：１４００℃で５０秒保持、その後冷却が８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）：５００秒の熱サイクルで各供試鋼板を熱処理した後、温度−５５℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｖノッチ）を測定した。尚、試験片としては、ｔ／４部から採取したサイズ１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍの棒状で、中央部片面に深さ；２ｍｍのＶノッチを形成したものを使用した。尚、このときＶシャルピー衝撃値（ｖＥ₋₅₅）については、本発明の要件を満足するもの（Ｃａを含有するもの）についてのみ評価し、比較例については評価を行なわなかった。

これらの結果から明らかなように、実験Ｎｏ．２〜２２，４８〜５０は、本発明で規定する要件を満足する例であり、高強度を満足すると共に、脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板が得られている。これに対して、実験Ｎｏ．２３〜３７，３９〜４７では、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、いずれかの特性が得られていないことが分かる。

Claims (10)

1. Ｃ：０．０３〜０．１０％(「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ)、
   Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含む）、
   Ｍｎ：１．０〜２．０％、
   Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
   Ｎｂ：０．０２０〜０．０６０％、
   Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、
   Ｎ：０．００２０〜０．０１０％、および
   Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、
   固溶Ｂ：０．０００５％以下（０％を含む）に抑制し、
   表面から深さｔ／４〜ｔ／２（ｔは板厚を表す、以下同じ）の位置のミクロ組織において、擬ポリゴナル・フェライトの平均面積率が３０〜８５％であり、且つ
   表面から深さｔ／４およびｔ／２の位置の平均結晶粒径（μｍ）を、夫々ｄ（ｔ／４）およびｄ（ｔ／２）としたとき、下記（１）式で規定されるＫ₀が、（Ｋ₀＞６７５０）の関係を満足するもの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厚鋼板。
   Ｋ₀＝５．６８×１０^-20｛２．２５×１０^-2［−４００・ｄ（ｔ／２）^-1/2＋３１３］²−１５［−４００・ｄ（ｔ／２）^-1/2＋３１３］＋６４１８｝^6.25／｛１−３．２８８×１０^-9（−９２［−４００・ｄ（ｔ／４）^-1/2＋３１３］＋３２７００）²｝ …（１）
2. 更に、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）およびＣｒ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１に記載の厚鋼板。
3. 更に、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の厚鋼板。
4. 更に、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の厚鋼板。
5. 更に、Ｍｇ：０．００５％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厚鋼板。
6. 更に、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の厚鋼板。
7. 更に、Ｃａ：０．００３５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の厚鋼板。
8. 下記（１ａ）式を満たすものである請求項７に記載の厚鋼板。
   ２．０≦１０００×（［Ｃａ］＋２×［Ｓ］＋３×［Ｏ］）≦１０．０ …（１ａ）
   但し、［Ｃａ］，［Ｓ］および［Ｏ］は、夫々Ｃａ，ＳおよびＯの含有量（質量％）を示す。
9. 更に、Ｃｏ：２．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：２．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜８のいずれかに記載の厚鋼板。
10. 更に、希土類元素：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜９のいずれかに記載の厚鋼板。