JP5432565B2 - 脆性亀裂伝播停止特性および疲労亀裂進展抑制特性に優れた厚鋼板 - Google Patents
脆性亀裂伝播停止特性および疲労亀裂進展抑制特性に優れた厚鋼板 Download PDFInfo
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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）、および疲労によって発生した亀裂の進展速度を抑制する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３５００Ｎ／ｍｍ3/2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、近年では、コンテナ船等においては、繰り返し応力荷重による疲労を原因として発生した亀裂の進展速度が問題となることがあり、上記脆性破壊停止特性に加えて、一旦発生した疲労亀裂の進展速度をできるだけ遅くできるような特性（以下、「疲労亀裂進展抑制特性」と呼ぶことがある）が求められることがある。疲労亀裂進展抑制特性については、具体的には特定の応力（ΔＫ＝１０ＭＰａ・√ｍ）環境下において、応力負荷１サイクル当りの進展性を表す指数ｄａ／ｄｎ（疲労亀裂進展速度）が５．０×１０-6ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることが求められる。
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。
また、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。
一方、疲労亀裂進展抑制特性を改善する技術としてもこれまで様々なものが提案されており、例えば特許文献４には、鋼板表面の法線方向をＮＤとしたとき、α鉄の（１００）面がＮＤと平行な方位{（１００）//ＮＤ｝を有する結晶粒と、α鉄の（１１１）面がＮＤと平行な方位{（１１１）//ＮＤ｝を有する結晶粒との間の境界が亀裂の進展方向に沿って少なくとも３０μｍに１箇所以上横切ることや、鋼板表面に平行な測定面で鋼板内部のα（１１１）面強度比とα（１００）面強度比の比が１．２５〜２．０とすることによって、疲労亀裂進展抑制特性に優れた鋼板とすることが提案されている。
高い応力下で使用される鋼板であるほど疲労特性に対する関心は高くなるのであるが、前記技術はフェライトを主体（例えば、７０面積％以上）とするものであるので、３９０〜４９０ＭＰａ程度の強度クラスにしか対応できず、特に疲労亀裂が問題となる部分には適用できないという問題がある。
また前記技術では、結晶方位を前記のように制御するために、フェライトを７０面積％以上析出させたγ−α二相域の低温度温度領域またはα温度域で強加工をすることが示されている。こうしたフェライト組織に対して、ベイナイトを主体とする組織（これを「単にベイナイト組織」と呼ぶことがある）では、オーステナイトと一定の方位関係を持って生成することが知られており、前記技術と同様の手段では、結晶方位を制御することはできない。
特許文献５では、ベイナイト組織またはマルテンサイト組織で、最大引張・圧縮歪で±０．０１２、繰り返し速度０．５Ｈｚ、最大歪までの波数１２の漸増・漸減繰り返し負荷を１５回与えたときの、１回の最大歪時の応力σ1と１５回の最大歪時の応力σ15との比σ1／σ15で示される繰り返し軟化パラメータが０．６５以上０．９５以下であるような疲労亀裂進展特性に優れた鋼材が提案されている。そして、この技術では、亀裂先端の転位の移動、消滅による軟化によって歪が緩和され、亀裂進展が抑制されることが示されている。この技術では、汎用鋼と類似の成分系において一般的な製法で製造することによって、疲労亀裂進展抑制特性に優れた鋼板とすることができるとしているが、必ずしも一般材との区別が明確にされている訳ではなく、前記のような軟化パラメータを規定するだけで希望する特性が発揮されるとはいえない。更に、破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃を超える実施例が存在し、構造物としての特性を充分に満足できない可能性がある。
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３５００Ｎ／ｍｍ3/2以上を満足する様な脆性亀裂伝播停止特性を有すると共に、特定の応力（ΔＫ＝１０ＭＰａ・√ｍ）環境下において、疲労亀裂進展速度（ｄａ／ｄｎ）が５．０×１０-6ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下である様な疲労亀裂進展抑制特性にも優れた厚鋼板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厚鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．１５％(「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ)、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎｂ：０．０２０〜０．０６％、Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、およびＯ：０．０１％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２ｍｍの位置から前記ｔ／４の位置までの領域における平均結晶粒径が５０μｍ以下であると共に、表面から深さ２ｍｍの位置における鋼組織の結晶粒径と当該結晶粒径で計数される結晶粒数の関係をヒストグラムにて表したときに、結晶粒数が極大をとる２つの結晶粒径の差異が１０〜３０μｍである点に要旨を有するものである。
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：０．１０％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：０．０１％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。
本発明の鋼板においては、化学組成および組織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および疲労亀裂進展抑制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）。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、鋼板の疲労亀裂進展抑制特性は、表層近傍の平均結晶粒径や粒度分布に影響されること、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た。
そこで本発明者らは、板厚内部として、表面からｔ／４〜ｔ／２（ｔ：板厚）の位置を選び、この位置でのミクロ組織として擬ポリゴナル・フェライトを所定量形成させると共に、表面から深さ２ｍｍの位置（表層）から前記ｔ／４の位置［表面からｔ／４（ｔ：板厚）の位置］までの領域における平均結晶粒径（即ち、擬ポリゴナル・フェライトの平均結晶粒径）を所定の値以下とした上で、表層付近（表面から深さ２ｍｍの位置）における鋼組織の結晶粒径と当該結晶粒径で計数される結晶粒数の関係をヒストグラムにて表した際に、結晶粒数が極大となる２つの結晶粒径の差異を所定の範囲内とすることで、鋼板の脆性亀裂伝播停止特性と疲労亀裂進展抑制特性のいずれをも良好にできることを見出し、本発明を完成した。
尚、通常の製法で鋼板を製造した場合、表面付近の鋼組織の結晶粒径と当該結晶粒径で計数される結晶粒数の関係をヒストグラムで表すと、結晶粒数が極大となるような結晶粒径は多くの場合は１箇所である（粒径分布はいわゆる正規分布に近くなる）か、或は複数の極大点があっても、両者は比較的近い粒径である（極大となる２つの結晶粒径の差異はせいせい数μｍ程度である）。
これに対し、本発明の厚鋼板においては、鋼板の表面付近に、あえて結晶粒数が極大となるような結晶粒径を２箇所とし、それも極大点を示す２箇所の粒径の差異が１０〜３０μｍとなるように組織を制御している点が大きな特徴である。また、本発明において、こうした粒径分布を示す位置（表層付近）として、「表面から深さ２ｍｍの位置」としたのは、次のような理由からである。
疲労亀裂は表層から入り、表層を長い時間をかけて進展することになる。そして、板の中心まで進展することになると、進展速度はかなり速くなっており、そうなると鋼組織の影響は小さくなる。従って、表層近傍の鋼組織の方が疲労亀裂に与える影響が大きいということで、表層近傍を代表する組織として「表面から深さ２ｍｍの位置」を選択した。尚、「２ｍｍの深さ」の意味は、最表層では、酸化層など表面特有の影響を受けている場合が多く、その影響を避けて「２ｍｍの深さ」としたものである。
上記のような組織を得るためには、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ことを明らかにした。
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および疲労亀裂進展抑制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：０．０３〜０．１５％］
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０．１５％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０．１０％（より好ましくは０．０８％）である。
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０．１５％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０．１０％（より好ましくは０．０８％）である。
［Ｓｉ：０．５％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（Ｍ−Ａ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０．５％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。
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（Ｍ−Ａ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０．５％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。
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。
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：０．０１％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０．０１％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。
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０．０１％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：０．００５〜０．０６％］
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（Ｍ−Ａ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０．０６％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。
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（Ｍ−Ａ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０．０６％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：０．０２〜０．０６％］
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、０．０６％以下（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。
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、０．０６％以下（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。
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：０．００２〜０．０１０％］
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０．００２％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。
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０．００２％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：０．０１％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０．０１％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０．０１％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。
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０．０１％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０．０１％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（より好ましくは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。
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（より好ましくは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：０．１０％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：０．０１％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範囲限定理由は、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。
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。
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：０．１０％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、０．１０％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。
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、０．１０％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、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。
Ｍｇは、ＭｇＯを形成し、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。
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。
［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。
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。
［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。
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。
［希土類元素（ＲＥＭ）：０．０１％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、０．０１％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Ｌｎ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。
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、０．０１％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Ｌｎ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、９５０〜１３００℃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５〜１０％となるようにして圧延をし、更に最終圧延パスでの累積圧下率を３％以下となるようにして圧延を終了し、その後４００℃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。
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（１）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］…（１）
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（１）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］…（１）
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。
［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（２）式によって求められるものである。
累積圧下率＝（ｔ0−ｔ1）／ｔ0×１００ …（２）
〔式（２）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。〕
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（２）式によって求められるものである。
累積圧下率＝（ｔ0−ｔ1）／ｔ0×１００ …（２）
〔式（２）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。〕
[最終圧延のパス累積圧下率：３％以下]
最終圧延パスでの累積圧下率を３％以下とすることによって、表面付近（表面から深さ２ｍｍの位置）での結晶粒径分布を制御することができる。通常の鋼板製造時の最終圧延パスは５％程度の圧下が行われることが多いが、このような圧下率では、結晶粒数が極大となるような結晶粒径が１箇所、あるいは複数の極大点を有しても、両者は比較的近い粒径となる。これに対して、最終圧延パスでの圧下率をあえて低くすることによって、表面付近の結晶粒径はむしろバラツキ、結晶粒数が極大となるような結晶粒径を２箇所、それも極大点を示す２箇所の粒径の差異が１０〜３０μｍとすることができる。このようにして、表面付近（表面から深さ２ｍｍの位置）の結晶粒径分布を制御することで疲労亀裂進展抑制特性が向上する。
最終圧延パスでの累積圧下率を３％以下とすることによって、表面付近（表面から深さ２ｍｍの位置）での結晶粒径分布を制御することができる。通常の鋼板製造時の最終圧延パスは５％程度の圧下が行われることが多いが、このような圧下率では、結晶粒数が極大となるような結晶粒径が１箇所、あるいは複数の極大点を有しても、両者は比較的近い粒径となる。これに対して、最終圧延パスでの圧下率をあえて低くすることによって、表面付近の結晶粒径はむしろバラツキ、結晶粒数が極大となるような結晶粒径を２箇所、それも極大点を示す２箇所の粒径の差異が１０〜３０μｍとすることができる。このようにして、表面付近（表面から深さ２ｍｍの位置）の結晶粒径分布を制御することで疲労亀裂進展抑制特性が向上する。
［Ａｒ3変態点〜４００℃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４００℃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。
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４００℃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。
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。尚、下記表１、２中「−」の欄は元素を添加していないことを示している。
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。尚、下記表１、２中「−」の欄は元素を添加していないことを示している。
得られた各鋼板について、母材組織（擬ポリゴナル・フェライトの硬さ、平均面積率、平均結晶粒径、結晶粒分布）、固溶Ｂ量、機械的特性（母材の引張特性、母材の衝撃特性、脆性亀裂停止特性、疲労亀裂進展抑制特性）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。鋼板組織および固溶Ｂ量の測定結果を、下記表５、６に、機械的特性（母材の引張特性、母材の衝撃特性、脆性亀裂停止特性、疲労亀裂進展抑制特性）の測定結果を、下記表７、８に夫々示す。尚、下記表６における「−」の欄は、擬ポリゴナル・フェライトが存在しない（０％）ため、測定していないことを、下記表８における「−」の欄は、Ｋｃａ値が所望の値に達していないため、亀裂進展速度の測定を行なわなかったことを意味する。
［擬ポリゴナル・フェライトの硬さ測定］
擬ポリゴナル・フェライトの判別のための硬さ（Ｈｖ）は、以下のように測定した。各鋼板のｔ／４、ｔ／２（ｔ：板厚）の位置から採取した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。
擬ポリゴナル・フェライトの判別のための硬さ（Ｈｖ）は、以下のように測定した。各鋼板のｔ／４、ｔ／２（ｔ：板厚）の位置から採取した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。
［擬ポリゴナル・フェライト分率の測定］
上記硬さ測定結果から得られた擬ポリゴナル・フェライト分率を測定するために、まず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。
上記硬さ測定結果から得られた擬ポリゴナル・フェライト分率を測定するために、まず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（ｔ：板厚）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−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。
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（ｔ：板厚）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−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（ｔ：板厚）の位置からＪＩＳ４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、引張強さＴＳを測定した。
各鋼板のｔ／４（ｔ：板厚）の位置からＪＩＳ４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、引張強さＴＳを測定した。
[擬ポリゴナル・フェライトの平均結晶粒径および結晶粒径分布]
平均結晶粒径および結晶粒径分布は、ＥＢＳＰ解析装置（ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社製）およびＰｈｉｌｉｐｓ社製ＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）「ＸＬ３０Ｓ−ＦＥＧ」を用いて測定した。結晶方位差（斜角）が１５°以上の境界（大角粒界）を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、擬ポリゴナル・フェライトにおける結晶粒の平均結晶粒径を決定した。このときの測定領域は、２５０μｍ、測定ステップは０．４μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィテンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除した。また、結晶粒径が２．０μｍ未満のものについては、測定ノイズと判断し、結晶粒径の平均値計算の対象から除外した。そして、結晶粒径が２．０μｍ以上で測定された結晶粒を、結晶粒径の単位が１μｍ毎（例えば、最初の範囲が２．０μｍ以上、３．０μｍ未満、次が３．０μｍ以上、４．０μｍ未満、…という順序）に計数し、結晶粒径とその粒数のヒストグラムを作成し、極大値と判断される結晶粒径［極大値（１）、極大値（２）］を求めた。
平均結晶粒径および結晶粒径分布は、ＥＢＳＰ解析装置（ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社製）およびＰｈｉｌｉｐｓ社製ＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）「ＸＬ３０Ｓ−ＦＥＧ」を用いて測定した。結晶方位差（斜角）が１５°以上の境界（大角粒界）を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、擬ポリゴナル・フェライトにおける結晶粒の平均結晶粒径を決定した。このときの測定領域は、２５０μｍ、測定ステップは０．４μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィテンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除した。また、結晶粒径が２．０μｍ未満のものについては、測定ノイズと判断し、結晶粒径の平均値計算の対象から除外した。そして、結晶粒径が２．０μｍ以上で測定された結晶粒を、結晶粒径の単位が１μｍ毎（例えば、最初の範囲が２．０μｍ以上、３．０μｍ未満、次が３．０μｍ以上、４．０μｍ未満、…という順序）に計数し、結晶粒径とその粒数のヒストグラムを作成し、極大値と判断される結晶粒径［極大値（１）、極大値（２）］を求めた。
[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（ｔ：板厚）の位置から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）。
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（ｔ：板厚）の位置から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）。
［ＨＡＺ靭性試験］
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（ｔ：板厚）の位置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５０Ｊ以上を合格とした。
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（ｔ：板厚）の位置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５０Ｊ以上を合格とした。
［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（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（ｍｍ）、σは伝播部入り口から脆性亀裂を進展させる応力（ＭＰａ）、Ｗは伝播部幅（ｍｍ）を、夫々示している。
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（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（ｍｍ）、σは伝播部入り口から脆性亀裂を進展させる応力（ＭＰａ）、Ｗは伝播部幅（ｍｍ）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７、８に示す。本発明では、−１０℃でのＫｃａが３５００Ｎ／ｍｍ3/2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。
［疲労亀裂進展抑制特性（疲労亀裂進展速度）］
ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠し、コンパクト型試験片を用いて、疲労亀裂進展試験を実施することによって、疲労亀裂進展速度を求めた。尚、試験片はｔ／４（ｔ：板厚）の位置から１２ｍｍ厚さで採取し、亀裂進展部には表裏ともに鏡面研磨を施した。この際、下記（４）式によって規定されるパリス則が成り立つ安定成長領域ΔＫ＝１０（ＭＰａ・√ｍ）での値を代表値として評価した。尚、疲労亀裂進展速度の評価基準は、上記趣旨から明らかなように、５．０×１０-６ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を合格とした。
ｄａ／ｄｎ＝Ｃ（ΔＫ）m … （４）
〔式（４）中、ａ：亀裂長さ（ｍｍ），ｎ：繰り返し数（数），Ｃ，ｍ：材料、荷重等の条件で決まる定数を夫々示す。〕
ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠し、コンパクト型試験片を用いて、疲労亀裂進展試験を実施することによって、疲労亀裂進展速度を求めた。尚、試験片はｔ／４（ｔ：板厚）の位置から１２ｍｍ厚さで採取し、亀裂進展部には表裏ともに鏡面研磨を施した。この際、下記（４）式によって規定されるパリス則が成り立つ安定成長領域ΔＫ＝１０（ＭＰａ・√ｍ）での値を代表値として評価した。尚、疲労亀裂進展速度の評価基準は、上記趣旨から明らかなように、５．０×１０-６ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を合格とした。
ｄａ／ｄｎ＝Ｃ（ΔＫ）m … （４）
〔式（４）中、ａ：亀裂長さ（ｍｍ），ｎ：繰り返し数（数），Ｃ，ｍ：材料、荷重等の条件で決まる定数を夫々示す。〕
これらの結果から明らかなように、実験Ｎｏ．１〜２２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および疲労亀裂進展抑制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．２３〜４７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 (9)
- Ｃ：０．０３〜０．１５％(「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ)、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎｂ：０．０２０〜０．０６％、Ｔｉ：０．００８〜０．０３０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、およびＯ：０．０１％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、残部が鉄および不可避的不純物であり、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６２〜８５％であり、且つ表面から深さ２ｍｍの位置から前記ｔ／４の位置までの領域における平均結晶粒径が５０μｍ以下であると共に、表面から深さ２ｍｍの位置における鋼組織の結晶粒径と当該結晶粒径で計数される結晶粒数の関係をヒストグラムにて表したときに、結晶粒数が極大をとる２つの結晶粒径の差異が１０〜３０μｍであることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性および疲労亀裂進展抑制特性に優れた厚鋼板。
- 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。
- 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。
- 更に、Ｖ：０．１０％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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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１〜７のいずれかに記載の厚鋼板。
- 更に、希土類元素：０．０１％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。
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