JP5284075B2 - 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用厚鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、主として船舶や橋梁の構造物を構築する素材として用いられる構造用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を構築する際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７０００ＭＰａ・ｍｍ^１/2を超えれば、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。

脆性亀裂伝播停止特性を向上させる方法としては、鋼板の所定位置の結晶粒径を微細化する方法が知られている。こうした技術としては、例えば特許文献１には、フェライト若しくはベイナイトを母相とし、圧延条件を最適化し、表層近傍の平均結晶粒径を２．５μｍ以下とすることによって、良好な脆性亀裂伝播停止特性を確保する技術が提案されている。しかしながら、表層部の結晶粒の微細化だけでは、脆性亀裂伝播停止特性が必ずしも良好にならない場合がある。

また特許文献２のような技術も提案されている。この技術では、引張強度が８００ＭＰａを超える鋼板において、板厚中央部の結晶粒の微細化を図ることによって、脆性亀裂伝播停止特性を向上させるものである。この技術は、合金元素を多量に含有させて引張強度が８００ＭＰａを超えるような鋼板においては有用な技術といえる。しかしながら、合金元素を多く含有させることができない引張強度７００ＭＰａ以下の鋼板への適用は困難である。
特開平１１−１４０５８４号公報 特開平５−１３２３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、板厚が５０ｍｍを超える場合においても高強度（引張強度：５１０〜７００ＭＰａ）を満足し、且つ−１０℃におけるＫｃａ値で７０００ＭＰａ・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構造用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構造用厚鋼板とは、Ｃ：０．０５〜０．１２％(「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ)、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．７〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０６％を夫々含有し、残部：鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式で規定されるＸ値が（Ｘ値＞１）の関係を満足すると共に、ミクロ組織がベイナイトを主体とするものである点に要旨を有するものである。
Ｘ値＝{０．０８［Ｍｎ］＋０．０４（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）＋２［Ｎｂ］}／５［Ｃ］
…（１）
但し、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｎｂ］および［Ｃ］は、夫々Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＮｂおよびＣの含有量を示す。

本発明の厚鋼板には、必要によって、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）を含有させることも有用であり、これによって鋼板内部の結晶粒の微細化が図れ、脆性亀裂伝播停止特性が更に改善されることになる。

上記のような要件を満足する構造用厚鋼板では、表面から深さｔ／４（ｔ：板厚、以下同じ）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（２）式で規定されるＫ₀値が、Ｋ₀値＞１０５００の関係を満足するものとなる。
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} …（２）

本発明の鋼板においては、ベイナイトを主体とする厚鋼板の化学成分組成を厳密に規定して適正化を図ることによって、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構成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（表層部）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）。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（即ち、鋼板表面から深さｔ／４から内部の位置）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（３）式の関係を提案している［（３）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} …（３）
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。

そして、亀裂進展駆動力Ｋ₀の値が１０５００（ＭＰａ・ｍｍ^１/2）を超えると、Ｋｃａ値が７０００（ＭＰａ・ｍｍ^１/2）以上の優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する厚鋼板となり得ることを明らかにしている。

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、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］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］の平均結晶粒径によっても表現できるものである。そして、例えば文献（栗飯原周二「へき開破壊のマイクロメカニズムについて」 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（４）式のように表すことができる。
ｖＴｒｓ＝−４００・［√（１／ｄ）］＋３１３ …（４）

上記亀裂進展駆動力Ｋ₀の式［前記（３）式］を平均結晶粒径ｄによって、改めて展開すると、下記（２）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} …（２）

本発明者らは、前記（２）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１０５００（ＭＰａ・ｍｍ^１/2）を超えるような鋼板を実現するために、様々な角度、特に結晶粒径バランスの観点から検討した。

上記条件を満足するような鋼板を実現するために、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）よりも内部［表面からｔ／２（ｔ：板厚）の位置を「ｔ／２部」と呼ぶことがある］の靭性を向上させることが重要である。一般に、鋼板内部は表層部に比べ圧延時の冷却速度が遅いために、表層部と異なる結晶粒径が得られることが多く、通常は表層部に比べ結晶粒は粗大化する。ｔ／４部よりも内部の靭性を向上させるには、内部の結晶粒の微細化を図ることが必要であり、そのためには、圧延プロセス時の冷却速度の影響を受けにくく結晶粒を微細にする化学成分組成に設計することが有効となる。

そこで本発明者らは、圧延プロセスの影響を受けず、且つ微細な結晶粒を得るための化学成分組成について更に検討を重ねた。その結果、下記（１）式で規定されるＸ値が（Ｘ値＞１）の関係を満足するようにすれば、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。
Ｘ値＝{０．０８［Ｍｎ］＋０．０４（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）＋２［Ｎｂ］}／５［Ｃ］
…（１）
但し、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｎｂ］および［Ｃ］は、夫々Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＮｂおよびＣの含有量を示す。

上記（１）式は、圧延プロセスの影響を受けず、且つ微細な結晶粒を得るための化学成分組成を検索するために、様々な元素について実験を重ねた結果、求められたものである。そして、前記（２）式で規定されるＫ₀値が１０５００（ＭＰａ・ｍｍ^１/2）を超えるような条件、即ち表層近傍（代表的にｔ／４部）および板厚中央部近傍（代表的にｔ／２部）の結晶粒径バランスが得られる条件が、Ｘ値＞１であることを見出したものである。

尚、上記（１）式には、本発明の厚鋼板の基本成分に含まれる成分（Ｃ，Ｍｎ，Ｎｂ，，Ｃｕ）以外にも、必要によって含有する成分（例えば、Ｎｉ）も含まれるが、この元素を含まないときにはその項目がないものとしてＸ値を計算し、この元素を含むときにはこの項目も含めてＸ値を計算すればよい。

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、基本的な機械的特性（例えば、引張強度：５１０〜７００ＭＰａ）を確保するためには、そのミクロ組織を、ベイナイトを主体としたものとする必要がある。但し、１００％のベイナイトとする必要はなく、９５％以上であればよく、少量の他の相［例えば、フェライト、島状マルテンサイト（ＭＡ）等］を含んでいてもよい。

本発明の厚鋼板は、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：０．０５〜０．１２％］
Ｃは鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、所望の強度（即ち、引張強度で５１０ＭＰａ以上）を確保するためには０．０５％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、オーステナイト再結晶温度が冷却速度の影響を大きく受け、板中央部の粒径が粗大化する。しかも、Ｃを０．１２％よりも過剰に含有させると溶接性も劣化する。こうしたことから、Ｃ含有量は０．０５〜０．１２％と規定した。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、好ましい上限は０．１０％である。

［Ｓｉ：０．０５〜０．３０％］
Ｓｉは脱酸と強度確保のために必要な元素であり、そのためには０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、０．３０％を超えて過剰に含有させると溶接性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．３０％と規定した。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．２８％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ると同時に、オーステナイト再結晶温度への冷却速度の影響を緩和させる作用があるため、冷却速度の影響には関係なく鋼板表面から深さｔ／４より内部の結晶粒を微細化する効果がある。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溶接性が劣化するので、１．８％以下とする必要がある。従って、Ｍｎ含有量は１．０〜１．８％と規定した。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．４％であり、好ましい上限は１．６％である。

［Ｎｂ：０．００５〜０．０５％］
Ｎｂはオーステナイトの再結晶を抑制し、且つオーステナイト再結晶温度への冷却速度の影響を緩和させる作用があるため、冷却速度の影響には関係なく鋼板表面から深さｔ／４より内部の結晶粒を微細化する効果がある。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂは０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると溶接性が損なわれるので、０．０５％以下とする。

［Ｔｉ：０．００５〜０．０３％］
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作用があるため、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を０．００５％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、０．０３％以下とする。

［Ｃｕ：０．７〜２．０％］
Ｃｕは鋼板の強度上昇のために有効な元素であると同時に、オーステナイトの再結晶を抑制し、且つオーステナイト再結晶温度への冷却速度の影響を緩和させる作用があるため、冷却速度の影響には関係なく鋼板表面から深さｔ／４より内部の結晶粒を微細化する効果がある。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｕは０．７％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｕの含有量が過剰になると析出強化が過多となり、靭性に悪影響を及ぼすので、２．０％以下とする必要がある。

［Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｐは結晶粒に偏析し、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０．０２５％以下とする。尚、Ｐは鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上困難である。

［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：０．０１〜０．０６％］
Ａｌは脱酸剤として有効であると共に、ＡｌＮを形成して結晶粒の微細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。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると、母材靭性および溶接部の靭性を劣化させるので、０．０６％以下とする必要がある。

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、Ｏ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）Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．０００５〜０．００３％、（ｃ）Ｎ：０．００２〜０．００９％、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範囲限定理由は、次の通りである。

［Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）］
Ｎｉはオーステナイトの再結晶を抑制し、且つオーステナイト再結晶温度への冷却速度の影響を緩和させる作用があるため、冷却速度の影響には関係なく鋼板表面から深さｔ／４より内部の結晶粒を微細化する効果がある。しかしながら、Ｎｉ含有量が２％を超えると、靭性改善の効果が小さくなり、経済性で不利となる。従って、Ｎｉを含有させるときの量は２％以下とすることが好ましい。

［Ｂ：０．０００５〜０．００３％］
ＢはＮと窒化物を形成して溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒内組織を微細化し、ＨＡＺ靱性改善に有効な元素であるとともに、固溶Ｂ（フリーＢ）は鋼板の焼入れ性を高めて母材強度を向上させる。こうした効果を発揮させるには、０．０００５％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有させると溶接性が損なわれるので、０．００３％以下とするのが良い。

［Ｎ：０．００２〜０．００９％］
Ｎは基本的に不可避的不純物と考えられているのであるが、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共に、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靭性を向上させる効果を発揮する。こうした効果を発揮させるには、Ｎは０．００２％以上含有させることが好ましい。しかしながら、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、０．００９％以下に制限すべきである。

本発明では、化学成分組成を上記のように制御することによって、アレスト特性に優れた厚鋼板が実現できるのであるが、安定したベイナイト主体の微細組織を得るためには、上記化学成分量を満たす鋼を、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、９５０〜１３５０℃の範囲に加熱した後熱間圧延を行い、引き続きベイナイト変態開始点（Ｂｓ点）以上の温度域での累積圧下率を４０％以上となるようにして圧延をし、その後４００〜５００℃までを５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するようにすればよい。こうした条件を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：９５０〜１３５０℃］
鋼板における材質の均一化のためには、９５０℃以上に加熱する必要があり、一方急激な粒成長を抑えるため、また表面酸化を抑制するためには加熱温度は１３５０℃以下とする必要がある。特に、靭性を確保するためには、加熱温度の上限を１１５０℃とすることが好ましい。

［Ｂｓ点以上の温度での累積圧下率：４０％以上］
この温度域での圧延により均一化したオーステナイト粒を潰して一層の細粒化が図れる。更に、成分調整により再結晶が抑制されていることから未再結晶での圧延が容易であり、効率的に細粒化が可能となる。但し、累積圧下率を４０％未満とすると、十分な細粒化が得られないことから４０％以上の累積圧下率とする。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（４）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板の圧延終了厚（ｍｍ）を表す。〕

［圧延後に４００〜５００℃まで平均冷却速度：５℃／秒以上で冷却］
圧延後の冷却は５℃/秒以上の平均冷却速度で４００〜５００℃まで冷却を行い、ベイナイト単相組織とする。冷却停止温度を４００〜５００℃とするのは、この温度範囲未満であると島状マルテンサイト相（ＭＡ相）による母材靭性の劣化を招き、この温度範囲を超えるとベイナイト変態が十分でなく、フェライト・パーライト組織主体となり、強度確保が困難となる。

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。

本発明においては、前記（１）式を満足させつつ化学成分組成を調整することによって、アレスト特性に優れた鋼板が実現できるのであるが、こうした鋼板は前記（２）式で規定するＫ₀値が（Ｋ₀＞１０５００）の関係を満足したものとなる。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（２）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、亀裂停止に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、脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ（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（以下、［ｖＴｒｓ（ｔ／２）］と略記する）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亀裂進展駆動力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遷移温度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（ｔ／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（３）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に化学成分組成を示す各種溶鋼を、転炉によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとした後、下記表２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。

得られた各鋼板について、ミクロ組織（ベイナイト分率、ｔ／４部およびｔ／２部の平均結晶粒径）、機械的特性（鋼板の引張特性、脆性亀裂伝播停止特性）を下記の方法によって測定した。測定結果を、下記表３に示す。

［ベイナイト分率］
各鋼板のｔ／４、ｔ／２（ｔ：板厚）の各位置から試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨し、これをナイタール腐食液（２％硝酸−エタノール溶液）でエッチング後、５視野において光学顕微鏡を用いて４００倍の観察を行ない、画像解析によって鋼組織中のベイナイト分率（面積％）を測定した。

[結晶粒径の平均サイズの測定]
１．鋼板の圧延方向に平行な方向に切断した、板厚の表裏面を含むサンプルを準備する。
２．♯１５０〜♯１０００までの湿式エメリー研磨紙あるいはそれと同等の機能を有する研磨方法（研磨紙、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。
３．鋼板のｔ／４〜ｔ／２部において、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（電子放出型走査電子顕微鏡を用いた電子後方散乱回折像法）によって結晶粒径を測定した。具体的には、Ｔｅｘ ＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社のＥＢＳＰ装置（商品名：「ＯＩＭ」）をＦＥ−ＳＥＭと組み合わせて用い、傾角（結晶方位差）が１５°以上の境界を結晶粒界として、結晶粒径を測定した。このときの測定条件は測定領域：２００μm×２００μm、測定ステップ：０．５μm間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。このようにして求められる結晶粒径の平均値を算出して、本発明における平均結晶粒径ｄとした。
４．テキストデータの解析法として、結晶粒径が２．５μm以下のものについては、測定ノイズと判断し、平均値計算の対象から除外した。

[母材の引張特性の評価]
各鋼板のｔ／４（ｔ：板厚）の位置からＮＫ Ｕ１４Ａ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。

［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２７３Ｋとの交点を−１０℃でのＫｃａ値とした。−１０℃でのＫｃａ値を下記表３に示した。本発明では、−１０℃でのＫｃａが７０００ＭＰａ・ｍｍ^1/2を超える場合を合格（脆性亀裂伝播停止特性に優れる）とする。

これらの結果から明らかなように、実験Ｎｏ．１〜５は、本発明で規定する要件を満足するものであり、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．６〜８のものでは、本発明で規定するいずれかの要件を外れており、いずれかの特性が得られていないことが分かる。

Claims (3)

1. Ｃ：０．０５〜０．１２％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．６０〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０６％を夫々含有し、残部：鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式で規定されるＸ値が（Ｘ値＞１）の関係を満足すると共に、ミクロ組織がベイナイトを主体と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構造用厚鋼板。
   Ｘ値＝{０．０８［Ｍｎ］＋０．０４（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）＋２［Ｎｂ］}／５［Ｃ］
   …（１）
   但し、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｎｂ］および［Ｃ］は、夫々Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＮｂおよびＣの含有量を示す。
2. 更に、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の構造用厚鋼板。
3. 表面から深さｔ／４（ｔ：板厚、以下同じ）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（２）式で規定されるＫ₀値が、（Ｋ₀＞１０５００）の関係を満足する請求項１または２に記載の構造用厚鋼板。
   Ｋ₀値＝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} …（２）