WO2016143345A1 - 高強度極厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度極厚鋼板およびその製造方法 Download PDF

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孝一 中島
克行 一宮
長谷　和邦
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength extra-thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping characteristics, having a plate thickness of 70 mm or more, used for large structures such as ships, marine structures, low-temperature storage tanks, and construction / civil engineering structures. It relates to the manufacturing method.
  • the brittle crack propagation stopping property of a steel sheet tends to deteriorate as the strength increases or the wall becomes thicker. For this reason, the request
  • a method for increasing the Ni content in the steel has been conventionally known.
  • LNG liquefied natural gas
  • Patent Document 1 a steel sheet with an ultra-fine surface layer structure is proposed in Patent Document 1.
  • Patent Document 1 discloses that after cooling the surface layer portion to Ar 3 temperature or less by controlled cooling after hot rolling, the control cooling is stopped and the surface layer portion is reheated to the transformation point or more. During the process of repeating the process one or more times, by applying a reduction to the steel sheet, it is possible to repeatedly transform or to reprocess and recrystallize, thereby generating an ultrafine ferrite structure or bainite structure in the surface layer portion.
  • both surface portions of the steel sheet have a circle-equivalent grain size of 5 ⁇ m or less and an aspect ratio of 2 It is described that it is important to suppress the variation in the ferrite grain size while constituting the ferrite structure having the above ferrite grains with a layer having an area ratio of 50% or more. In addition, as a method of suppressing this variation, it is described that the local recrystallization phenomenon is suppressed by setting the maximum reduction rate per pass during finish rolling to 12% or less.
  • Patent Document 3 discloses a technique on the extension of TMCP that improves brittle crack propagation stopping characteristics by focusing on subgrains formed in ferrite crystal grains as well as refinement of ferrite crystal grains. Is described.
  • Patent Document 4 the resistance to brittle fracture is improved by controlling the (110) plane X-ray intensity ratio to 2 or more and controlling coarse grains having an equivalent circle diameter of 20 ⁇ m or more to 10% or less by controlled rolling. Is described.
  • Patent Document 5 is characterized in that, as a welded structural steel excellent in brittle crack propagation stopping characteristics of a joint portion, the (100) plane X-ray plane strength ratio in a predetermined rolled surface has a value of 1.5 or more. Steel sheet is disclosed, and it is described that it has excellent brittle crack propagation stoppage characteristics due to the deviation of the stress load direction due to the texture development and the angle of crack propagation direction.
  • Japanese Patent Publication No. 7-100814 JP 2002-256375 A Japanese Patent No. 3467767 Japanese Patent No. 3548349 Japanese Patent No. 2659661
  • Patent Documents 1 and 2 In the invention of the steel sheet excellent in the brittle crack propagation stop characteristic described in the above-mentioned Patent Documents 1 and 2, only the surface layer portion of the steel sheet is once cooled, reheated, and then subjected to processing during recuperation, thereby having a specific structure. Get.
  • the techniques described in Patent Documents 1 and 2 are processes that are not easy to control on the actual production scale, and are particularly heavy in the production of thick materials having a plate thickness of 70 mm or more, and are heavy on the rolling and cooling equipment.
  • Non-Patent Document 1 evaluates the brittle crack propagation stopping characteristics of a steel sheet having a thickness of 65 mm, and reports a result that the brittle crack does not stop in a large brittle crack propagation stopping test of the base material.
  • Non-Patent Document 1 the ESSO test of the specimen shows a result that the Kca value at the use temperature of ⁇ 10 ° C. is less than 3000 N / mm 3/2. This suggests that in the case of a hull structure using a steel plate with a thickness greater than that, safety cannot be ensured enough.
  • the steel sheets described in Patent Documents 1 to 5 described above are mainly targeted for a plate thickness of about 50 mm from the manufacturing conditions and the disclosed experimental data, and to a thick material of 70 mm or more.
  • a predetermined characteristic it is unclear whether a predetermined characteristic can be obtained, and the crack propagation characteristic in the plate thickness direction necessary for the hull structure has not been verified at all.
  • the present invention advantageously solves the above-mentioned problems, and in particular, provides a high-strength extra-thick steel plate having a plate thickness of 70 mm or more and excellent brittle crack propagation stopping characteristics, and a method for producing the same.
  • the inventors have conducted extensive research on a high-strength extra-thick steel plate having excellent brittle crack propagation stopping characteristics even at a thickness of 70 mm or more and a manufacturing method for stably obtaining the steel plate. .
  • the (211) plane integration degree at the rolling surface at the center of the plate thickness is set to 1.7 or more
  • the (200) plane integration degree at the rolling surface on the steel sheet surface (sometimes simply referred to as “surface”) is set. It was found that extremely excellent brittle crack propagation stopping characteristics can be obtained when the texture is 1.3 or more and the toughness (vTrs) is ⁇ 60 ° C. or less.
  • the present invention has been completed by further studying the above knowledge, and the gist of the present invention is as follows.
  • Thickness A high-strength ultra-thick steel plate of 70 mm or more, in mass%, C: 0.03-0.20%, Si: 0.03-0.5%, Mn: 0.5- 2.2%, P: 0.01% or less, S: 0.005% or less, Ti: 0.005 to 0.03%, Al: 0.005 to 0.080%, Ni: 0.1 to 1 .5% and N: 0.0050% or less, Ceq defined by the following formula (1): 0.39 or more, and the remaining component composition of Fe and inevitable impurities, A (211) plane integration degree on the rolled surface is 1.7 or more, and a (200) plane integration degree on the rolled surface on the surface is 1.3 or more, and has a thickness of 1/4 The toughness measured using an impact test piece of JIS No.
  • vTrs ⁇ 40 ° C. or less
  • JIS taken from the surface
  • Ceq C + Mn / 6 + Cu / 15 + Ni / 15 + Cr / 5 + Mo / 5 + V / 5 (1) (Here, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo and V in the formula (1) mean the content (% by mass) of each element, and 0 when not contained.) [2]
  • the component composition may further be 1% by mass of Nb: 0.005 to 0.05%, Cu: 0.1 to 1.0%, and Cr: 0.01 to 0.5%.
  • the component composition is further in mass%, Mo: 0.01 to 0.5%, V: 0.001 to 0.10%, B: 0.0030% or less, Ca: 0.0050% or less REM: A high-strength extra-thick steel plate having excellent brittle crack propagation stopping properties according to [1] or [2], which contains one or more of 0.0100% or less.
  • Thickness A method for producing a high-strength ultra-thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping characteristics of 70 mm or more, comprising a steel material having the component composition according to any one of [1] to [3] , After being heated to a temperature of 1000 to 1200 ° C., the cumulative reduction ratio when the sheet thickness center is in the austenite recrystallization temperature range: 10% or more, the cumulative reduction ratio when the sheet thickness center is in the austenite non-recrystallization temperature range: 50 % After hot rolling under conditions of a cumulative reduction ratio of 10% or more when the surface is in a temperature range where the surface temperature is Ar 3 temperature or less and the center thickness is Ar 3 temperature or more, 0.5 ° C./s or more Cool to a cooling stop temperature of 500 ° C.
  • the high-strength extra-thick steel plate according to the present invention since the texture in the thickness direction is appropriately controlled, the high-strength extra-thick steel plate according to the present invention has excellent brittle crack propagation stopping characteristics even when the thickness is 70 mm or more.
  • the high-strength extra-thick steel plate according to the present invention is applied to a deck member that is joined to hatch side combing in a strong deck structure of a container ship or a bulk carrier, thereby contributing to an improvement in ship safety.
  • the present invention is extremely useful in industry.
  • the above-described useful high-strength extra heavy steel plate can be produced by optimizing the rolling conditions.
  • the high-strength extra-thick steel plate of the present invention can be stably produced by an industrially very simple process.
  • the high-strength extra-thick steel plate of the present invention is excellent in brittle crack propagation stopping characteristics, is excellent in toughness, and has high strength.
  • the high-strength ultra-thick steel plate of the present invention is, in mass%, C: 0.03-0.20%, Si: 0.03-0.5%, Mn: 0.5-2.2%, P: 0 0.01% or less, S: 0.005% or less, Ti: 0.005 to 0.03%, Al: 0.005 to 0.080%, Ni: 0.1 to 1.5%, and N: 0.0. 0050% or less, and Ceq defined by the following formula (1): 0.39 or more.
  • Ceq C + Mn / 6 + Cu / 15 + Ni / 15 + Cr / 5 + Mo / 5 + V / 5 (1)
  • the element symbol in Formula (1) means content (mass%) of each element, and is set to 0 when not containing.
  • Nb 0.005-0.05%
  • Cu 0.1-1.0% and Cr: 0.01-0.5%
  • Mo 0.01 to 0.5%
  • V 0.001 to 0.10%
  • B 0.0030% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • REM 0.0100% or less 1 type (s) or 2 or more types
  • the balance other than the above essential components is Fe and inevitable impurities.
  • % representing the content of a component means “% by mass”.
  • C 0.03 to 0.20%
  • C is an element that improves the strength of steel.
  • the C content in order to secure a desired strength, is set to 0.03% or more.
  • the C content is in the range of 0.03 to 0.20%.
  • C content preferable about a lower limit is 0.05% or more
  • C content preferable about an upper limit is 0.15% or less.
  • Si 0.03-0.5% Si is effective as a deoxidizing element and as a strengthening element for steel. If the Si content is less than 0.03%, these effects cannot be obtained. On the other hand, when the Si content exceeds 0.5%, not only the surface properties of the steel are impaired, but also the toughness is extremely deteriorated. Therefore, the content is made 0.03 to 0.5% in range.
  • Mn 0.5 to 2.2% Mn is included as a strengthening element. If the Mn content is less than 0.5%, the effect is not sufficient. On the other hand, if it exceeds 2.2%, the weldability deteriorates and the steel sheet cost also increases. Therefore, the Mn content is 0.5 to 2.2%.
  • P 0.01% or less
  • S 0.005% or less
  • S are inevitable impurities in steel.
  • P content is suppressed to 0.01% or less
  • S content is suppressed to 0.005% or less.
  • 0.006% or less and 0.003% or less are more desirable ranges, respectively.
  • Ti 0.005 to 0.03%
  • Ti has the effect of forming nitrides, carbides, or carbonitrides by adding a trace amount, and making the crystal grains finer to improve the base material toughness. The effect is acquired by making Ti content 0.005% or more.
  • the Ti content exceeds 0.03%, the toughness of the base material and the weld heat affected zone is lowered. Therefore, the Ti content is set to 0.005 to 0.03%.
  • Al acts as a deoxidizer, and in order to use Al as a deoxidizer, the Al content needs to be 0.005% or more. Moreover, when Al content exceeds 0.080%, while toughness will fall, when welding, the toughness of a weld metal part will fall. Therefore, the Al content is specified in the range of 0.005 to 0.080%. In addition, Al content preferable about a minimum is 0.020 or more, and Al content preferable about an upper limit is 0.040% or less.
  • Ni 0.1 to 1.5%
  • Ni is an element that enhances the hardenability of steel. Ni can be directly added to improve the strength after rolling, and can be contained for improving functions such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance. All of these effects are exhibited when the Ni content is 0.1% or more. Moreover, excessive Ni content deteriorates toughness and weldability. Thickness: Ni content is set to 0.1 to 1.5% so that a steel plate having a thickness of 70 mm or more does not deteriorate toughness or weldability while maintaining sufficient strength.
  • N 0.0050% or less N combines with Al in the steel, adjusts the crystal grain size during rolling, and strengthens the steel.
  • the N content is preferably 0.0010% or more.
  • the N content is 0.0050% or less.
  • the above is the basic component composition of the present invention, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the present invention in order to further improve the characteristics, it is possible to contain one or more of Nb, Cu, Cr, Mo, V, B, Ca, and REM.
  • Nb 0.005 to 0.05% Nb precipitates as NbC during ferrite transformation or reheating, and contributes to increasing the strength.
  • Nb has an effect of expanding the non-recrystallized region in rolling in the austenite region, and contributes to the refinement of ferrite. For this reason, Nb content is also effective in improving toughness. The effect is exhibited when the Nb content is 0.005% or more. If the Nb content exceeds 0.05%, coarse NbC may precipitate, leading to a decrease in toughness. Therefore, when Nb is contained, the content is preferably 0.05% or less.
  • Cu 0.1 to 1.0%
  • Cu is an element that enhances the hardenability of steel. This element contributes directly to improving the strength after rolling, and can be contained for improving functions such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance. Although the above effect due to the inclusion of this element is exhibited when the content is 0.1% or more, excessive inclusion deteriorates toughness and weldability.
  • Plate thickness It is preferable that the Cu content is 0.1 to 1.0% so that sufficient strength is maintained even when the thickness is 70 mm or more, and the toughness and weldability are not deteriorated.
  • Cr 0.01 to 0.5% Cr is an element that enhances the hardenability of steel. This element contributes directly to improving the strength after rolling, and can be contained for improving functions such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance. Although the above effect due to the inclusion of elements is exhibited by the inclusion of 0.01% or more, excessive inclusion deteriorates toughness and weldability. Plate thickness: The Cr content is preferably set to 0.01 to 0.5% so that sufficient strength is maintained even when the thickness is 70 mm or more and the toughness and weldability are not deteriorated.
  • Mo 0.01 to 0.5% Mo is an element that increases the hardenability of steel. This element contributes directly to improving the strength after rolling, and can be contained for improving functions such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance. Although the above effect is exhibited by inclusion of 0.01% or more, excessive inclusion deteriorates toughness and weldability.
  • Plate thickness The Mo content is preferably 0.01 to 0.5% so that sufficient strength is maintained even when the thickness is 70 mm or more, and the toughness and weldability are not deteriorated.
  • V 0.001 to 0.10%
  • V is an element that improves the strength of the steel by precipitation strengthening that precipitates as V (CN). This effect is exhibited when the V content is 0.001% or more. However, if the V content exceeds 0.10%, the toughness may decrease. For this reason, when V is contained, the V content is preferably in the range of 0.001 to 0.10%.
  • B 0.0030% or less
  • B is an element that enhances the hardenability of steel, and the above effect can be obtained even with a B content of 0.0030% or less. Further, when the B content exceeds 0.0030%, the toughness of the welded portion is lowered. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.0030% or less. From the viewpoint of obtaining the above effect, the lower limit of the B content is preferably 0.0006%.
  • Ceq 0.39 or higher
  • the Ceq represented by the following formula (1) is adjusted to 0.39 or higher.
  • Ceq ⁇ 0.39
  • the upper limit of Ceq is not specifically limited, in order to ensure weldability, it is preferable that Ceq is 0.51 or less.
  • Ceq C + Mn / 6 + Cu / 15 + Ni / 15 + Cr / 5 + Mo / 5 + V / 5 (1)
  • C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo and V in the formula (1) mean the content (% by mass) of each element, and 0 when not contained.
  • the high-strength ultra-thick steel sheet of the present invention has a (211) plane integration degree of 1.7 or more at the rolled surface at the center of the plate thickness, and a (200) plane at the rolled surface on the surface (range from the extreme surface to 1 mm below the surface). It has a texture with an accumulation degree of 1.3 or more.
  • the toughness measured using a JIS No. 4 impact test piece taken from a 1/4 position of the plate thickness is vTrs: ⁇ 40 ° C. or less, and the JIS No. 4 impact test piece taken from the surface is used.
  • the measured toughness is vTrs ⁇ ⁇ 60 ° C.
  • the high-strength extra-thick steel plate of the present invention satisfies high strength and high toughness (such as brittle crack propagation stopping characteristics).
  • the high-strength extra-thick steel plate of the present invention has the above-described effects such as excellent brittle crack propagation stopping characteristics.
  • the heating temperature of the steel material is in the range of 1000 to 1200 ° C.
  • a preferable heating temperature range is 1000 to 1150 ° C. from the viewpoint of improving the toughness of the steel sheet.
  • the temperature of a steel raw material means the board thickness center temperature of a steel plate.
  • the cumulative reduction ratio is 10% or more in the temperature range of the austenite recrystallization temperature range at the center of the plate thickness.
  • the Charpy fracture surface transition temperature (vTrs) at the 1/4 position of the plate thickness: ⁇ 40 ° C. or less is achieved.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction is not particularly limited, but the cumulative rolling reduction is preferably 45% or less because the effect of improving the fine particles becomes small.
  • the above condition is preferably such that the cumulative rolling reduction in the temperature range of 1100 to 950 ° C. in the hot rolling is 10% or more.
  • rolling is performed at a cumulative reduction ratio of 50% or more when the temperature at the center of the plate thickness is in the austenite non-recrystallization temperature range.
  • the cumulative rolling reduction in this temperature range is 50% or more, a texture in which the (211) plane integration degree on the rolled surface at the plate thickness center position is 1.7 or more is obtained.
  • the cumulative rolling reduction in this temperature range is less than 50%, a texture where the (211) plane integration degree on the rolled surface at the plate thickness center position is 1.7 or more cannot be obtained.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction is not particularly limited, but the cumulative rolling reduction is preferably 75% or less so as not to inhibit the rolling efficiency.
  • the above condition is preferably such that the cumulative rolling reduction in the temperature range included in the hot rolling at a temperature of less than 950 ° C. and 700 ° C. or more is 50% or more.
  • the rolling in hot rolling, when the surface is in the temperature range of Ar 3 temperature or lower and the plate thickness center temperature is higher than Ar 3 temperature, the rolling is performed at a cumulative reduction ratio of 10% or higher. Under this condition, a structure having a (200) plane integration degree of 1.3 or more on the rolled surface of the surface and a toughness (vTrs) measured using a test piece taken from the surface of ⁇ 60 ° C. or less is obtained. If the surface is in this temperature range and the cumulative rolling reduction is less than 10%, the desired texture and toughness cannot be obtained.
  • the temperature range suitable for rolling when the surface temperature is below the Ar 3 temperature is Ar 3 to Ar 3 -80 ° C.
  • the temperature range suitable for rolling is Ar 3 + 80 ° C. to Ar 3 ° C. when the sheet thickness central temperature is equal to or higher than the Ar 3 temperature.
  • rolling outside the specified temperature range is not limited, and at least the specified cumulative reduction rate may be reduced in the specified temperature range.
  • the rolled steel sheet is cooled to a cooling stop temperature of 500 ° C. or lower at a cooling rate of 0.5 ° C./s or higher.
  • the cooling rate is less than 0.5 ° C./s, the (211) plane integration degree on the rolled surface at the plate thickness center position cannot be secured to 1.7 or more.
  • the plate thickness central temperature is obtained by heat transfer calculation from the steel plate surface temperature measured with a radiation thermometer. Further, the temperature condition in the cooling condition after rolling is the plate thickness central temperature, and the cooling rate is also an average cooling rate calculated based on the plate thickness central temperature.
  • Molten steel (steel symbols: 1 to 19) with each component composition shown in Table 1 is melted in a converter and made into a steel material by a continuous casting method. After hot rolling to a plate thickness of 70 to 120 mm, cooling is performed and No. . Sample steels of 1 to 27 were obtained. Table 2 shows heating conditions, hot rolling conditions and cooling conditions. Moreover, the tempering temperature was also shown about what tempered.
  • a ⁇ 14 JIS No. 14A test piece was sampled from the position of the plate thickness 1 ⁇ 4, a tensile test was performed, and a yield strength (YS) and a tensile strength (TS) were measured.
  • YS yield strength
  • TS tensile strength
  • a JIS No. 4 impact test piece was taken from the 1/4 position of the plate thickness and the surface of the steel plate so that the longitudinal axis direction of the test piece was parallel to the rolling direction, and a Charpy impact test was conducted to determine the fracture surface transition temperature (vTrs ) The case where the vTrs at the 1/4 position was ⁇ 40 ° C. or lower and the surface vTrs was ⁇ 60 ° C. or lower was considered good.
  • the (211) plane integration degree on the rolled surface at the center of the plate thickness and the (200) plane integration degree on the steel sheet surface were measured.
  • the degree of surface integration was measured using an X-ray diffractometer (manufactured by Rigaku Corporation) and using a Mo ray source.
  • Kca ( ⁇ 10 ° C.) N / mm 3/2 a temperature gradient type ESSO test was performed to obtain a Kca value at -10 ° C. (hereinafter also referred to as Kca ( ⁇ 10 ° C.) N / mm 3/2 ).
  • Kca ( ⁇ 10 ° C.) N / mm 3/2 A material having a Kca ( ⁇ 10 ° C.) of 6000 N / mm 3/2 or more was considered good.

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Abstract

　板厚が７０ｍｍ以上、脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０３～０．２０％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．５～２．２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｎｉ：０．１～１．５％およびＮ：０．００５０％以下を含有し、下記式（１）で定義されるＣｅｑ：０．３９以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．７以上であり、表面における圧延面での（２００）面集積度が１．３以上である集合組織と、を有し、板厚１／４位置から採取したＪＩＳ　４号の衝撃試験片を用いて測定した靭性がｖＴｒｓ：－４０℃以下であり、表面から採取したＪＩＳ　４号の衝撃試験片を用いて測定した靭性がｖＴｒｓ≦－６０℃である脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板とする。

Description

高強度極厚鋼板およびその製造方法
　本発明は、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物に使用する、板厚：７０ｍｍ以上の、脆性き裂伝播停止特性に優れる、高強度極厚鋼板およびその製造方法に関する。
　船舶や、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物においては、脆性破壊に伴う事故が起きると、社会経済や環境などに及ぼす影響が大きい。このため、上記大型構造物は、安全性の向上が常に求められ、大型構造物の素材となる鋼板に対しては、使用温度における脆性き裂伝播停止特性が高いレベルで要求されている。
　コンテナ船やバルクキャリアーなどの船舶においては、その構造上、船体外板に高強度の厚鋼板が使用され、最近では、船体の大型化に伴って一層の高強度化が求められ、素材となる厚鋼板の厚肉化が進んでいる。
　一般に、鋼板の脆性き裂伝播停止特性は、高強度あるいは厚肉になるほど劣化する傾向にある。このため、大型構造物に使用される厚鋼板に対する、脆性き裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。
　ここで、鋼板の脆性き裂伝播停止特性を向上させる手段として、従来から、鋼中のＮｉ含有量を増加させる方法が知られている。例えば、液化天然ガス（ＬＮＧ）の貯槽タンクにおいては、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用されている。
　但し、鋼中Ｎｉ含有量の増加は、製造コストの大幅な上昇を余儀なくさせる。このため、９％Ｎｉ鋼は、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途に適用し難い。
　他方、ＬＮＧのような極低温にまで至らない、例えば、船舶やラインパイプに使用される、板厚が５０ｍｍ未満の比較的薄手の鋼板に対しては、ＴＭＣＰ法により細粒化を図り、低温靭性を向上させることで、優れた脆性き裂伝播停止特性を実現することができる。
　また、合金コストを上昇させることなく、脆性き裂伝播停止特性を向上させるために、表層部の組織を超微細化した鋼板が、特許文献１において提案されている。
　上掲特許文献１に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼板は、脆性き裂が伝播する際、鋼板表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域）が脆性き裂伝播停止特性の向上に効果があることに着目して完成されたものである。シアリップ部分の結晶粒を微細化させることで、伝播する脆性き裂が有する伝播エネルギーを吸収することを特徴としている。
　また、同時に製造方法として、上掲特許文献１には、熱間圧延後の制御冷却によって表層部をＡｒ３温度以下に冷却した後、制御冷却を停止して表層部を変態点以上に復熱させる工程を１回以上繰り返して行う間に、鋼板に圧下を加えることにより、繰り返し変態を生じさせ、または加工再結晶させることで、表層部分に超微細なフェライト組織またはベイナイト組織を生成させることが記載されている。
　特許文献２では、フェライト－パーライトを主体のミクロ組織とする鋼板において脆性き裂伝播停止特性を向上させるために、鋼板の両表面部を、円相当粒径：５μｍ以下で、かつアスペクト比：２以上のフェライト粒を有するフェライト組織を、面積率で５０％以上有する層で構成しつつ、フェライト粒径のバラツキを抑えることが重要であることが記載されている。また、このバラツキを抑える方法として仕上げ圧延中の１パス当りの最大圧下率を１２％以下とすることで局所的な再結晶現象を抑制することが記載されている。
　特許文献３には、フェライト結晶粒の微細化だけでなく、フェライト結晶粒内に形成されるサブグレインに着目することで、脆性き裂伝播停止特性を向上させるという、ＴＭＣＰの延長上にある技術が記載されている。
　具体的には、板厚：３０～４０ｍｍの鋼板において、鋼板表層の冷却および復熱などの複雑な温度制御を必要とせずに、
（ａ）微細なフェライト結晶粒を確保する圧延条件、
（ｂ）鋼板板厚の５％以上の部分に微細フェライト組織を生成する圧延条件、
（ｃ）微細フェライトに集合組織を発達させるとともに加工（圧延）により導入した転位を熱的エネルギーにより再配置しサブグレインを形成させる圧延条件、および
（ｄ）形成した微細なフェライト結晶粒と微細なサブグレイン粒の粗大化を抑制する冷却条件、
によって脆性き裂伝播停止特性を向上させる技術が記載されている。
　また、制御圧延において、変態したフェライトに圧下を加えて集合組織を発達させることにより、脆性き裂伝播停止特性を向上させる方法も知られている。鋼板の破壊面上にセパレーションを板面と平行な方向に生ぜしめ、脆性き裂先端の応力を緩和させることにより、脆性破壊に対する抵抗を高める。
　例えば、特許文献４には、制御圧延により（１１０）面Ｘ線強度比を２以上とし、かつ円相当径２０μｍ以上の粗大粒を１０％以下とすることにより、耐脆性破壊特性を向上させることが記載されている。
　特許文献５には、継手部の脆性き裂伝播停止特性の優れた溶接構造用鋼として、所定の圧延面における（１００）面のＸ線面強度比が１．５以上を有することを特徴とする鋼板が開示され、当該集合組織発達による応力負荷方向と、き裂伝播方向の角度のずれにより脆性き裂伝播停止特性に優れることが記載されている。
特公平７－１００８１４号公報 特開２００２－２５６３７５号公報 特許第３４６７７６７号公報 特許第３５４８３４９号公報 特許第２６５９６６１号公報
厚手造船用鋼における長大脆性き裂伝播挙動、日本船舶海洋工学会講演論文集　第３号、２００６、ｐｐ３５９－３６２
　上掲特許文献１、２に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた鋼板の発明では、鋼板表層部のみを一旦冷却した後に復熱させ、かつ復熱中に加工を加えることによって、特定の組織を得る。このため、特許文献１、２に記載の技術は、実生産規模での制御が容易でなく、特に板厚が７０ｍｍ以上の厚肉材製造では圧延、冷却設備への負荷が大きいプロセスである。
　また、最近の６，０００ＴＥＵを超える大型コンテナ船では板厚：７０ｍｍ以上の厚鋼板が使用される。非特許文献１は、板厚：６５ｍｍの鋼板の脆性き裂伝播停止特性を評価し、母材の大型脆性き裂伝播停止試験で脆性き裂が停止しない結果を報告している。
　さらに、非特許文献１において、供試材のＥＳＳＯ試験は、使用温度－１０℃でのＫｃａの値が３０００Ｎ／ｍｍ３／２に満たない結果を示しており、非特許文献１は、５０ｍｍを超える板厚の鋼板を適用した船体構造の場合、安全性確保が十分とまではいえないことを示唆している。
　また、上述した特許文献１～５に記載された鋼板は、いずれも、製造条件や開示されている実験データから、板厚：５０ｍｍ程度が主な対象であって、７０ｍｍ以上の厚肉材への適用については、所定の特性が得られるかが不明で、船体構造において必要な、板厚方向のき裂伝播特性に対しては全く検証されていない。
　本発明は、上記した問題を有利に解決するもので、特に、板厚が７０ｍｍ以上、脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　発明者らは、上記課題を解決するために、板厚：７０ｍｍ以上でも優れた脆性き裂伝播停止特性を有する高強度極厚鋼板および当該鋼板を安定して得る製造方法について鋭意研究を重ねた。その結果、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度を１．７以上とし、かつ、鋼板表面（単に「表面」という場合がある）における圧延面での（２００）面集積度を１．３以上とする集合組織を有し、靭性（ｖＴｒｓ）が－６０℃以下である場合に、極めて優れた脆性き裂伝播停止特性が得られることを知見した。
　本発明は、上記した知見に、さらに検討を加えて完成されたものであって、本発明の要旨構成は次のとおりである。
　［１］板厚：７０ｍｍ以上の高強度極厚鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０３～０．２０％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．５～２．２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｎｉ：０．１～１．５％およびＮ：０．００５０％以下を含有し、下記式（１）で定義されるＣｅｑ：０．３９以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．７以上であり、表面における圧延面での（２００）面集積度が１．３以上である集合組織と、を有し、板厚１／４位置から採取したＪＩＳ　４号の衝撃試験片を用いて測定した靭性がｖＴｒｓ：－４０℃以下であり、表面から採取したＪＩＳ　４号の衝撃試験片を用いて測定した靭性がｖＴｒｓ≦－６０℃である脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５　（１）
（ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。）
　［２］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．０５％、Ｃｕ：０．１～１．０％およびＣｒ：０．０１～０．５％の１種または２種以上を含有する［１］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
　［３］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下の１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板。
　［４］板厚：７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法であって、［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０００～１２００℃の温度に加熱した後、板厚中央がオーステナイト再結晶温度域のときの累積圧下率：１０％以上、板厚中央がオーステナイト未再結晶温度域のときの累積圧下率：５０％以上、表面がＡｒ３温度以下かつ板厚中央温度がＡｒ３温度以上の温度域のときの累積圧下率１０％以上の条件で熱間圧延を行った後、０．５℃／s以上の冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却するか、又は０．５℃／s以上の冷却速度にて４００℃以下の冷却停止温度まで冷却して冷却後Ａｃ１温度以下の温度に焼戻す脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法。
　本発明によれば、板厚方向の集合組織が適切に制御されるので、本発明の高強度極厚鋼板は、板厚：７０ｍｍ以上であっても、脆性き裂伝播停止特性に優れる。例えば、本発明の高強度極厚鋼板を、造船分野ではコンテナ船、バルクキャリアーの強力甲板部構造においてハッチサイドコーミングに接合される甲板部材へ適用することにより、船舶の安全性向上に寄与する。このように、本発明は、産業上極めて有用である。
　また、本発明の製造方法によれば、上記の有用な高強度極厚鋼板を、圧延条件を最適化することで製造できる。本発明の高強度極厚鋼板は、工業的に極めて簡易なプロセスで、安定して製造し得る。
　また、本発明の高強度極厚鋼板は、上記の通り、脆性き裂伝播停止特性に優れるとともに、靭性にも優れ、高強度である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜成分組成＞
　本発明の高強度極厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．２０％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．５～２．２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｎｉ：０．１～１．５％およびＮ：０．００５０％以下を含有し、下記式（１）で定義されるＣｅｑ：０．３９以上である。
Ｃｅｑ=Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５　（１）
　ここで、式（１）における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
　また、上記成分以外に選択元素として、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．０５％、Ｃｕ：０．１～１．０％およびＣｒ：０．０１～０．５％の１種または２種以上、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
　上記必須成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　以下、各成分について説明する。本明細書において成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０３～０．２０％
　Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。本発明では、所望の強度を確保するために、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。また、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、溶接性が劣化するばかりか靭性にも悪影響がある。このため、Ｃ含有量は、０．０３～０．２０％の範囲とする。なお、下限について好ましいＣ含有量は０．０５％以上であり、上限について好ましいＣ含有量は０．１５％以下である。
　Ｓｉ：０．０３～０．５％
　Ｓｉは、脱酸元素として、また、鋼の強化元素として有効である。Ｓｉ含有量が０．０３％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると鋼の表面性状を損なうばかりか、靭性が極端に劣化する。従って、その含有量を０．０３～０．５％の範囲とする。
　Ｍｎ：０．５～２．２％
　Ｍｎは、強化元素として含まれる。Ｍｎ含有量が０．５％より少ないとその効果が十分でない一方で、２．２％を超えると溶接性が劣化し、鋼板コストも上昇する。そのため、Ｍｎ含有量は、０．５～２．２％とする。
　Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下
　Ｐ、Ｓは、鋼中の不可避的不純物である。これらの含有量が多くなると靭性が劣化する。板厚：７０ｍｍ以上の鋼板において、良好な靭性を保つためには、Ｐ含有量は０．０１％以下、Ｓ含有量は０．００５％以下に抑制する。なお、それぞれ０．００６％以下、０．００３％以下がより望ましい範囲である。
　Ｔｉ：０．００５～０．０３％
　Ｔｉは、微量の含有により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化して母材靭性を向上させる効果を有する。その効果はＴｉ含有量を０．００５％以上にすることによって得られる。また、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、母材および溶接熱影響部の靭性が低下する。そこで、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３％とする。
　Ａｌ：０．００５～０．０８０％
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、Ａｌを脱酸剤として用いるためにはＡｌ含有量を０．００５％以上にする必要がある。また、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、靭性が低下するとともに、溶接した場合に、溶接金属部の靭性が低下する。このため、Ａｌ含有量は、０．００５～０．０８０％の範囲に規定した。なお、下限について好ましいＡｌ含有量は、０．０２０以上であり、上限について好ましいＡｌ含有量は０．０４０％以下である。
　Ｎｉ：０．１～１．５％
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｎｉは、圧延後の強度向上に直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために含有させることができる。これらの効果は、いずれも、Ｎｉ含有量を０．１％以上にすることよって発揮される。また、過度のＮｉ含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚：７０ｍｍ以上の鋼板で十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｎｉ含有量は０．１～１．５％とする。
　Ｎ：０．００５０％以下
　Ｎは、鋼中のＡｌと結合し、圧延加工時の結晶粒径を調整し、鋼を強化する。この効果を得るためにはＮ含有量を０．００１０％以上にすることが好ましい。また、Ｎ含有量が０．００５０％を超えると靭性が劣化する。そこで、Ｎ含有量は０．００５０％以下とする。
　以上が本発明の基本成分組成で残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。本発明では、さらに特性を向上させるため、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種以上を含有することが可能である。なお、以下の任意成分において、下限値を特定した成分があるが、この下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため、任意元素が下限値未満で含まれる場合にこの任意元素は不可避的不純物として含まれるとする。
　Ｎｂ：０．００５～０．０５％
　Ｎｂは、ＮｂＣとしてフェライト変態時あるいは再加熱時に析出し、高強度化に寄与する。また、Ｎｂはオーステナイト域の圧延において未再結晶域を拡大させる効果を有し、フェライトの細粒化に寄与する。このためＮｂ含有は靭性の改善にも有効である。その効果はＮｂ含有量を０．００５％以上にすることで発揮される。Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、粗大なＮｂＣが析出して、靭性の低下を招く場合がある。そこで、Ｎｂを含有する場合、その含有量を０．０５％以下とするのが好ましい。
　Ｃｕ：０．１～１．０％
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高める元素である。この元素は、圧延後の強度向上に直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために含有させることができる。この元素含有による上記効果は、０．１％以上の含有によって発揮されるものの、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚：７０ｍｍ以上でも十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｃｕ含有量は０．１～１．０％とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０．０１～０．５％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める元素である。この元素は、圧延後の強度向上に直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために含有させることができる。この元素含有による上記効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるものの、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚：７０ｍｍ以上でも十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｃｒ含有量は０．０１～０．５％とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．０１～０．５％
　Ｍｏは、いずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。この元素は、圧延後の強度向上に直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために含有させることができる。上記効果は、０．０１％以上の含有によって発揮されるものの、過度の含有は靭性や溶接性を劣化させる。板厚：７０ｍｍ以上でも十分な強度を保ちつつ靭性や溶接性を劣化させない範囲として、Ｍｏ含有量は０．０１～０．５％とすることが好ましい。
　Ｖ：０．００１～０．１０％
　Ｖは、Ｖ（ＣＮ）として析出する析出強化によって、鋼の強度を向上させる元素である。この効果は、Ｖ含有量を０．００１％以上にすることにより発揮される。しかし、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、靭性が低下する場合がある。このため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量を０．００１～０．１０％の範囲とすることが好ましい。
　Ｂ：０．００３０％以下
　Ｂは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、Ｂ含有量が０．００３０％以下のような微量でも上記効果が得られる。また、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると溶接部の靭性が低下するので、Ｂを含有させる場合には、Ｂ含有量は０．００３０％以下とすることが好ましい。なお、上記効果を得る観点からは、Ｂ含有量の下限は０．０００６％とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下
　Ｃａ、ＲＥＭは、溶接熱影響部の組織を微細化し靭性を向上させる。これらの成分を含有しても本発明の効果が損なわれることはないので必要に応じて含有してもよい。しかし、過度に含有すると、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させる場合がある。そこで、これらの成分を含有させる場合には、含有量の上限をそれぞれ０．００５０％、０．０１００％とするのが好ましい。
　　Ｃｅｑ：０．３９以上
　本発明に係る高強度極厚鋼板では、上記各成分が上記含有量の範囲にあることに加えて、下記式（１）で表すＣｅｑを０．３９以上に調整する。Ｃｅｑ＜０．３９であると、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度を高くし難くなる。また、Ｃｅｑの上限は特に限定されないが溶接性を確保するため、Ｃｅｑは０．５１以下であることが好ましい。
Ｃｅｑ=Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５　（１）
ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
　＜集合組織＞
　本発明の高強度極厚鋼板は、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．７以上、表面（極表面から表面下１ｍｍの範囲）における圧延面での（２００）面集積度が１．３以上を満たす集合組織を有する。上記の成分組成を採用するとともに、後述する製造条件で集合組織が上記範囲を満たすように制御することで、脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板が得られる。
　＜靭性＞
　本発明では、板厚１／４位置から採取したＪＩＳ　４号の衝撃試験片を用いて測定した靭性がｖＴｒｓ：－４０℃以下であり、表面から採取したＪＩＳ　４号の衝撃試験片を用いて測定した靭性がｖＴｒｓ≦－６０℃である。特定の位置の靭性が上記範囲にあることで、脆性き裂伝播停止特性が改善する。
　また、上記の成分組成の調整や集合組織や特定の位置での靭性の制御により、本発明の高強度極厚鋼板は、高強度及び高靭性（脆性き裂伝播停止特性等）を満たす。
　また、７０ｍｍ以上の厚みであっても、本発明の高強度極厚鋼板は、脆性き裂伝播停止特性に優れる等の上記効果を有する。
　＜製造方法＞
　上記成分組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とし、１０００～１２００℃に加熱後、熱間圧延を行う。
　加熱温度が１０００℃未満では、オーステナイト再結晶温度域における圧延を行う時間が十分に確保できない。一方、加熱温度が１２００℃超では、オーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くばかりか、酸化ロスが顕著となって、歩留が低下する。従って、鋼素材の加熱温度は、１０００～１２００℃の範囲とする。鋼板の靭性向上の観点から好ましい加熱温度の範囲は１０００～１１５０℃である。なお、鋼素材の温度は鋼板の板厚中央温度を意味する。
　熱間圧延においては、まず、板厚中央の温度がオーステナイト再結晶温度域での累積圧下率を１０％以上とする圧延を行う。この温度域での累積圧下率を１０％以上とすることにより、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：－４０℃以下が達成される。累積圧下率が１０％未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分で靭性が向上せず、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度：－４０℃以下が達成されない。上記累積圧下率の上限は特に限定されないが、上記累積圧下率は細粒化の向上効果が小さくなるため４５％以下であることが好ましい。なお、本発明の成分組成の場合、上記条件は、好ましくは、上記熱間圧延において１１００～９５０℃に含まれる温度域での累積圧下率を１０％以上である。
　さらに、板厚中央の温度がオーステナイト未再結晶温度域にあるときの累積圧下率：５０％以上の圧延を行う。この温度域での累積圧下率を５０％以上とすることにより、板厚中央位置における圧延面での（２１１）面集積度が１．７以上となる集合組織が得られる。逆に、この温度域での累積圧下率が５０％未満であると板厚中央位置における圧延面での（２１１）面集積度が１．７以上となる集合組織が得られない。上記累積圧下率の上限は特に限定されないが、上記累積圧下率は圧延能率を阻害しないように７５％以下であることが好ましい。なお、本発明の成分組成の場合、上記条件は、好ましくは、熱間圧延において９５０℃未満７００℃以上に含まれる温度域での累積圧下率を５０％以上である。
　さらに、本発明では、熱間圧延において、表面がＡｒ３温度以下かつ板厚中央温度がＡｒ３温度以上の温度域にあるときに、累積圧下率１０％以上の圧下を行う。この条件により、表面の圧延面での（２００）面集積度が１．３以上、表面から採取した試験片を用いて測定した靭性（ｖＴｒｓ）が－６０℃以下の組織が得られる。表面がこの温度域のときに累積圧下率が１０％未満であると所望の集合組織および靭性が得られない。ここで、Ａｒ３は、Ａｒ３温度＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ（式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする）で表される。なお、表面の温度がＡｒ３温度以下の中で圧延に好適な温度域はＡｒ３～Ａｒ３－８０℃である。また、板厚中央温度がＡｒ３温度以上の中で、圧延に好適な温度域はＡｒ３＋８０℃～Ａｒ３℃である。
　なお、本発明における熱間圧延では、上記規定した温度域外での圧延を制限するものではなく、少なくとも、上記規定する温度域において規定の累積圧下率の圧下が行われていればよい。
　圧延が終了した鋼板は、０．５℃／s以上の冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却速度が０．５℃／ｓ未満の場合は、板厚中央位置における圧延面での（２１１）面集積度が１．７以上を確保することができない。
　圧延および冷却後に焼戻処理を行う場合は、直前の冷却での冷却停止温度を４００℃以下にするとともに、板厚中央温度がＡｃ１温度以下で焼戻処理を行うことが必要である。焼戻処理がＡｃ１温度超えの場合には、圧延時に発達させた集合組織を失うこととなるからである。ここで、Ａｃ１は、Ａｃ１温度＝７５１－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－１６９Ａｌ－２３Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ－８９５Ｂ（式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする）で表される。
　なお、以上の説明において、板厚中央温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求める。また、圧延後の冷却条件における温度条件は、板厚中央温度とし、冷却速度も板厚中央温度に基づいて算出された平均冷却速度を意味する。
　次に、本発明の実施例について説明する。
　表１に示す各成分組成の溶鋼（鋼記号：１～１９）を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材とし、板厚：７０～１２０ｍｍに熱間圧延後、冷却を行いＮｏ．１～２７の供試鋼を得た。表２に加熱条件、熱間圧延条件と冷却条件を示す。また、焼戻しを行ったものについては焼戻温度も示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた鋼板について、板厚１／４位置より、Φ１４のＪＩＳ　１４Ａ号試験片を採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。ＹＳが３９０ＭＰａ以上、ＴＳが５１０ＭＰａ以上のものを良好と評価した。
　板厚の１／４位置及び鋼板表面よりＪＩＳ　４号衝撃試験片を試験片の長手軸の方向が圧延方向と平行となるように採取し、シャルピー衝撃試験を行って、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。１／４位置のｖＴｒｓが－４０℃以下、表面のｖＴｒｓが－６０℃以下のものを良好とした。
　また、鋼板の集合組織を評価するため、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度、および鋼板表面（極表面から表面下１ｍｍの範囲）における（２００）面集積度を測定した。
　面集積度は、Ｘ線回折装置（理学電機株式会社製）を使用し、Ｍｏ線源を用いて測定を行った。
　次に、脆性き裂伝播停止特性を評価するため、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行い、－１０℃におけるＫｃａ値（以下、Ｋｃａ（－１０℃）Ｎ／ｍｍ３／２とも記す）を求めた。Ｋｃａ（－１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上のものを良好とした。
　表３にこれらの試験結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示された結果から、本発明に従う供試鋼Ｎｏ．１～１０、２７の場合、板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．７以上で、かつ鋼板表面における圧延面での（２００）面集積度が１．３以上の集合組織を有し、靭性が（ｖＴｒｓ）－６０℃以下であり、板厚１／４位置におけるシャルピー破面遷移温度が－４０℃以下であり、Ｋｃａ（－１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上と優れた脆性き裂伝播停止特性が得られた。
　一方、本発明を外れる供試鋼Ｎｏ．１１～２６（Ｎｏ．１８除く）の場合、上記のいずれかの規定を満足しておらず、Ｋｃａの値が５５００Ｎ／ｍｍ３／２以下であった。Ｎｏ．１８は強度が不足していた。

Claims (4)

  1. 　板厚：７０ｍｍ以上の高強度極厚鋼板であって、
    　質量％で、Ｃ：０．０３～０．２０％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．５～２．２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ａｌ：０．００５～０．０８０％、Ｎｉ：０．１～１．５％およびＮ：０．００５０％以下を含有し、下記式（１）で定義されるＣｅｑ：０．３９以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　板厚中央における圧延面での（２１１）面集積度が１．７以上であり、鋼板表面での（２００）面集積度が１．３以上である集合組織と、を有し、
    　板厚１／４位置から採取したＪＩＳ　４号の衝撃試験片を用いて測定した靭性がｖＴｒｓ：－４０℃以下であり、
    　表面から採取したＪＩＳ　４号の衝撃試験片を用いて測定した靭性がｖＴｒｓ≦－６０℃である高強度極厚鋼板。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５　（１）
    （ここで、式（１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。）
  2. 　前記成分組成は、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．０５％、Ｃｕ：０．１～１．０％およびＣｒ：０．０１～０．５％の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度極厚鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１～０．５％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下の１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の高強度極厚鋼板。
  4. 　板厚：７０ｍｍ以上の脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板の製造方法であって、
    　請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０００～１２００℃の温度に加熱した後、
    　板厚中央がオーステナイト再結晶温度域のときの累積圧下率：１０％以上、板厚中央がオーステナイト未再結晶温度域のときの累積圧下率：５０％以上、表面がＡｒ３温度以下かつ板厚中央温度がＡｒ３温度以上の温度域のときの累積圧下率１０％以上の条件で熱間圧延を行った後、
    　０．５℃／s以上の冷却速度にて５００℃以下の冷却停止温度まで冷却するか、又は０．５℃／s以上の冷却速度にて４００℃以下の冷却停止温度まで冷却して冷却後Ａｃ１点以下の温度に焼戻す高強度極厚鋼板の製造方法。
     
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