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WO2014155439A1 - 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2014155439A1
WO2014155439A1 PCT/JP2013/006308 JP2013006308W WO2014155439A1 WO 2014155439 A1 WO2014155439 A1 WO 2014155439A1 JP 2013006308 W JP2013006308 W JP 2013006308W WO 2014155439 A1 WO2014155439 A1 WO 2014155439A1
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WO
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plate thickness
less
surface layer
brittle crack
plane
Prior art date
Application number
PCT/JP2013/006308
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
孝一 中島
佳子 竹内
長谷　和邦
三田尾　眞司
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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Priority to BR112015021658A priority patent/BR112015021658A2/pt
Priority to JP2013549633A priority patent/JP5598617B1/ja
Priority to CN201380075179.0A priority patent/CN105102651B/zh
Priority to KR1020177028477A priority patent/KR20170117235A/ko
Publication of WO2014155439A1 publication Critical patent/WO2014155439A1/ja
Priority to PH12015501681A priority patent/PH12015501681A1/en

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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength thick steel plate for high-heat input ⁇ welding excellent in brittle crack propagation arrestability and a method for producing the same, particularly for ships. And a suitable plate thickness of 50 mm or more.
  • Ni steel As a means of improving the brittle crack propagation stopping characteristics of steel materials, a method of increasing the Ni content has been conventionally known. In a liquefied natural gas (LNG) storage tank, 9% Ni steel is commercially available. Used on a scale.
  • LNG liquefied natural gas
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • Patent Document 1 a steel material in which the structure of the plate thickness surface layer portion is ultrafine (ultra-fine-grained-steel) is proposed in Patent Document 1.
  • Patent Document 1 focuses on the fact that shear lips (plastic deformation region shear-lips) generated in the steel sheet thickness surface layer when brittle cracks propagate are effective in improving brittle crack propagation stopping characteristics.
  • shear lips plastic deformation region shear-lips generated in the steel sheet thickness surface layer when brittle cracks propagate are effective in improving brittle crack propagation stopping characteristics.
  • Patent Document 1 discloses that the sheet thickness surface layer portion is cooled to an Ar3 transformation point or less by controlled cooling after hot rolling, and then the controlled cooling is stopped to remove the sheet thickness surface layer portion. The process of recuperate more than the transformation point is repeated one or more times. During this time, the steel material is subjected to reduction, and it is repeatedly transformed or processed and recrystallized, and the ultrathin ferrite structure ( ferrite structure) or bainite structure is described.
  • both surface portions of the steel material have a circle-equivalent average grain. size): 5 ⁇ m or less
  • aspect ratio of aspect ratio: a layer having 50% or more of a ferrite structure having two or more ferrite grains, and suppressing variation in ferrite grain size is important.
  • a method for suppressing variation it is described that local recrystallization phenomenon is suppressed by setting a maximum rolling reduction per pass during finish rolling to 12% or less.
  • Patent Document 3 attention is paid not only to the refinement of ferrite crystal grains but also to subgrains formed in ferrite crystal grains, and a technique on the extension of TMCP that improves brittle crack propagation stop characteristics. Is described.
  • a) rolling conditions for securing fine ferrite crystal grains without requiring complicated temperature control such as cooling and recuperation of the steel sheet surface layer (b) Rolling conditions for generating a fine ferrite structure in a portion of 5% or more of the steel sheet thickness, (c) Dislocation introduced by machining (rolling) and development of texture in the fine ferrite by thermal energy
  • the brittle crack propagation stop property is improved by rolling conditions for rearrangement to form subgrains and (d) cooling conditions for suppressing coarsening of the formed fine ferrite crystal grains and fine subgrain grains.
  • Patent Document 4 discloses that the (110) plane X intensity ratio (X-ray plane intensity ratio in the (110) plane showing a texture developing degree) is 2 or more by controlled rolling and the equivalent circle diameter (diameter equivalent). To a circle in the crystal grains) It is described that the brittle fracture resistance is improved by making coarse grains of 20 ⁇ m or more 10% or less.
  • Patent Document 5 is characterized in that, as a welded structural steel having excellent brittle crack propagation stopping performance in a joint part, the (100) plane X-ray plane strength ratio in the rolled surface inside the plate thickness is 1.5 or more. Steel sheet is disclosed, and it is described that excellent brittle crack propagation stopping characteristics can be obtained by the deviation of the angle between the stress load direction and the crack propagation direction due to the texture development.
  • Japanese Patent Publication No. 7-100814 JP 2002-256375 A Japanese Patent No. 3467767 Japanese Patent No. 3548349 Japanese Patent No. 2659661 Japanese Patent No. 3546308
  • Non-Patent Document 1 evaluates the brittle crack propagation stopping performance of a steel plate having a thickness of 65 mm, and reports the result that the brittle crack does not stop in the large-scale brittle crack propagation stopping test of the base material.
  • the Kca value at the use temperature of ⁇ 10 ° C. (hereinafter also referred to as Kca ( ⁇ 10 ° C.)) satisfies 3000 N / mm 3/2 .
  • Kca ( ⁇ 10 ° C.) satisfies 3000 N / mm 3/2 .
  • the steel sheet having a thickness of about 50 mm is the main target of the steel sheets having excellent brittle crack propagation stopping characteristics described in Patent Documents 1 to 5 described above.
  • Patent Documents 1 to 5 When the techniques described in Patent Documents 1 to 5 are applied to a thick material exceeding 50 mm, it is unclear whether the predetermined characteristics can be obtained, and the characteristics against crack propagation in the plate thickness direction necessary for the hull structure are completely different. Not verified.
  • the welding work requires high efficiency such as submerged arc welding, electrogas welding, electroslag welding, etc.
  • Heat input welding is applied.
  • the structure of the weld heat-affected zone (HeatffAffected; Zone; HAZ) becomes coarse, so that the toughness of the weld heat-affected zone decreases.
  • steel materials for high heat input welding have already been developed and put to practical use.
  • Patent Document 6 by controlling TiN precipitated in steel, it prevents coarsening of the weld heat affected zone structure and promotes intragranular ferrite transformation by dispersion of ferrite forming nuclei.
  • a technique for increasing the toughness of the weld heat affected zone is disclosed.
  • the toughness of the weld heat-affected zone of the high heat input weld zone is excellent, the brittle crack propagation stop property is not taken into consideration, and those satisfying both properties have not been obtained.
  • the present invention is for high heat input welding with excellent brittle crack propagation stopping characteristics that can be stably produced by an industrially simple process that optimizes steel components and rolling conditions and controls the texture in the thickness direction.
  • An object is to provide a high-strength steel sheet and a method for producing the same.
  • FIGS. 1A and 1B schematically show an example in which the crack 3 that has entered from the notch 2 of the standard ESSO test piece 1 stops propagating at the tip shape 4 in the base material 5.
  • the (110) planes are accumulated parallel to the rolling direction, and the rolling direction or plate It is effective to perform texture control so that cracks extending in the width direction are deflected obliquely from the rolling direction or the sheet width direction, respectively. 4). Furthermore, by setting the cumulative reduction ratio in the state where the central portion of the plate thickness is in the austenite recrystallization temperature range to 20% or more and the average reduction rate per pass to 5.0% or less, To refine the organization. Thereafter, by setting the cumulative reduction ratio in the state where the central portion of the plate thickness is in the austenite non-recrystallization temperature range to 40% or more and the average reduction rate per pass to 7.0% or more, Toughness and texture can be developed, and the above-described structure can be realized. 5.
  • the composite sulfides of TiN, CaS and MnS are finely divided to suppress grain growth when exposed to high temperature by welding, and in the subsequent cooling process It is effective to promote internal transformation and refine the heat affected zone structure at room temperature.
  • the present invention has been made by further study based on the obtained knowledge. That is, the present invention 1.
  • Steel composition is mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.50% or less, Mn: 1.0-2.0%, P: 0.030% or less, S: 0.00.
  • the balance is Fe and inevitable impurities
  • the metal structure is mainly ferrite, It has a texture in which the degree of integration of the RD // (110) plane in the plate thickness surface layer portion is 1.3 or more and the degree of integration of the RD // (110) plane in the plate thickness center portion is 1.8 or more.
  • the Charpy fracture surface transition temperature vTrs in the surface layer portion and the central portion of the plate thickness is -50 ° C. or lower.
  • High strength steel sheet for excellent high heat input welding to brittle crack propagation stopping characteristics 0 ⁇ (Ca ⁇ (0.18 + 130 ⁇ Ca) ⁇ O) /1.25/S ⁇ 0.8 (1) However, in Formula (1), Ca, O, and S are made into content (mass%). 2.
  • the Charpy fracture surface transition temperature and the degree of integration of the RD // (110) plane at the plate thickness surface layer portion and the plate thickness center portion satisfy the following formula (2), and are excellent in brittle crack propagation stop characteristics as described in 1. High strength steel plate for large heat input welding.
  • vTrs (surface layer) + 1.9 ⁇ vTrs (1 / 2t) ⁇ 6 ⁇ I RD // (110) [surface layer] ⁇ 84 ⁇ I RD // (110) [1 / 2t] ⁇ ⁇ 350 (2 )
  • vTrs (surface layer) Charpy fracture surface transition temperature (° C) of the plate thickness surface layer
  • vTrs (1 / 2t) Charpy fracture surface transition temperature (° C) at the center of the plate thickness (t / 2)
  • t is a plate thickness (mm).
  • the steel composition is further mass%, Nb: 0.003 to 0.050%, Cu: 0.5% or less, Ni: 1.0% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5 % Or less, W: 0.4% or less, V: 0.2% or less, B: 0.0003 to 0.0030% or less High strength steel plate for high heat input welding with excellent brittle crack propagation stopping characteristics. 4).
  • the steel composition further comprises one or more of Mg: 0.0005 to 0.0050%, Zr: 0.001 to 0.020%, REM: 0.001 to 0.020% by mass%.
  • the high-strength steel sheet for high heat input welding having excellent brittle crack propagation stopping characteristics according to any one of 1 to 3, characterized by containing.
  • the steel material having the composition according to any one of 5.1, 3 or 4 is heated to a temperature of 900 to 1150 ° C., and the cumulative reduction ratio in the austenite recrystallization temperature range and the austenite non-recrystallization temperature range is measured.
  • rolling is performed so that the cumulative reduction rate is 20% or more and the average reduction rate per pass is 5.0% or less.
  • a method for producing a high-strength steel sheet for high heat input welding excellent in brittle crack propagation stopping characteristics characterized by cooling to 600 ° C. or lower at a cooling rate of 4.0 ° C./s or higher. 6. After cooling to 600 ° C. or lower, further comprising a step of tempering to a temperature of AC 1 point or less, the high strength steel sheet for high heat input welding having excellent brittle crack propagation stopping characteristics according to 5 Production method.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength steel sheet for high heat input welding and a method for producing the same, in which the texture is appropriately controlled in the thickness direction and the brittle crack propagation stopping property is excellent.
  • Applying the present invention to a steel plate having a plate thickness of 50 mm or more, preferably more than 50 mm, more preferably 55 mm or more, and even more preferably 60 mm or more is more significant than the steel according to the prior art. It is effective because it demonstrates its properties. And, for example, in the shipbuilding field, it contributes to improving the safety of ships by applying the present invention to hatch side combing and deck members in the structure of large container ships and bulk carrier strong deck parts. .
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing a fracture surface form of a standard ESSO test of a thick steel plate having a thickness of more than 50 mm, (a) is a view of the test piece observed from the plane side, and (b) is a fracture of the test piece. It is a figure which shows a surface.
  • C 0.03-0.15%
  • C is an element that improves the strength of steel, and in the present invention, it is necessary to contain 0.03% or more in order to ensure a desired strength. On the other hand, if it exceeds 0.15%, the weldability is deteriorated and the toughness is also adversely affected. Therefore, C is 0.03 to 0.15%. Preferably it is 0.05 to 0.15%.
  • Si 0.50% or less Si is effective as a deoxidizing element and as a steel strengthening element. However, if the content is less than 0.01%, the effect may not be achieved. On the other hand, if it exceeds 0.50%, not only the surface properties of the steel are impaired, but also the toughness deteriorates. Therefore, the added amount is 0.50% or less. Preferably, it is 0.01 to 0.40% of range.
  • Mn 1.0 to 2.0% Mn is added as a strengthening element. If it is less than 1.0%, the effect is not sufficient. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the toughness of the welded portion is deteriorated. Therefore, Mn is set to 1.0 to 2.0%. Preferably, it is in the range of 1.1 to 1.8%.
  • P 0.030% or less P is an impurity that is inevitably mixed.
  • P exceeds 0.030%, the toughness of the base material and the welded portion is reduced. For this reason, the upper limit is made 0.030%.
  • S 0.0005 to 0.0040% S is required to be 0.0005% or more in order to produce the required CaS or MnS. On the other hand, if it exceeds 0.0040%, the toughness of the base material is deteriorated. Therefore, S is set to 0.0005 to 0.0040%.
  • Al acts as a deoxidizing agent, and for this purpose, a content of 0.005% or more is required. However, when it contains exceeding 0.10%, while reducing toughness, when welding, the toughness of a weld metal part will be reduced. For this reason, Al is specified in the range of 0.005 to 0.10%. The content is preferably 0.005 to 0.08%, more preferably 0.02 to 0.06%.
  • Ti can form nitrides, carbides, or carbonitrides by adding a small amount, suppress austenite coarsening in the weld heat affected zone, and / or promote ferrite transformation as a ferrite transformation nucleus. This has the effect of refining the crystal grains and improving the base material toughness. The effect is obtained by adding 0.004% or more. However, the content exceeding 0.030% reduces the toughness of the base material and the weld heat affected zone due to the coarsening of the TiN particles. Therefore, Ti is set in the range of 0.004 to 0.030%. Preferably, it is 0.006 to 0.028% of range.
  • N 0.0036 to 0.0075%
  • N is an element necessary for securing the necessary amount of TiN. If it is less than 0.0036%, a sufficient amount of TiN cannot be obtained, and the weld toughness deteriorates. If it exceeds 0.0075%, TiN re-dissolves when subjected to a welding heat cycle, and excessively formed solute N is generated, resulting in a significant deterioration in toughness. Therefore, N is set to 0.0036 to 0.0075%. Preferably, it is in the range of 0.0037 to 0.0068%.
  • Ca 0.0005 to 0.0030%
  • Ca is an element having an effect of improving toughness by fixing S. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.0005% or more of Ca. However, the effect is saturated even if the content exceeds 0.0030%. Therefore, in the present invention, Ca is limited to the range of 0.0005 to 0.0030%.
  • O 0.0040% or less O is contained in the steel as an unavoidable impurity and precipitates as an oxide during solidification, thereby reducing the cleanliness of the steel. For this reason, in the present invention, it is desirable to reduce O as much as possible. In particular, when the O content exceeds 0.0040%, CaO inclusions are coarsened and the base material toughness is lowered. For this reason, O is made into 0.0040% or less.
  • the above is a preferable basic component composition in the present invention.
  • Nb 0.003 to 0.050%
  • Nb precipitates as NbC during ferrite transformation or reheating, and contributes to increasing the strength.
  • it has the effect of expanding the non-recrystallization temperature range in rolling in the austenite region, and contributes to the refinement of ferrite and bainite, which is also effective in improving toughness.
  • the content is preferably 0.003% or more.
  • the upper limit is preferably made 0.050%. More preferably, it is in the range of 0.005 to 0.040%.
  • Cu, Ni, Cr, Mo, W Cu, Ni, Cr, Mo, and W are all elements that enhance the hardenability of steel. While contributing directly to the strength increase after rolling, it can be added to improve functions such as toughness, high-temperature strength, and weather resistance. Since these effects are exhibited when contained in an amount of 0.01% or more, when it is contained, the content is preferably 0.01% or more. However, when it contains excessively, toughness and weldability will deteriorate, when containing, upper limit is 0.5% for Cu, 1.0% for Ni, 0.5% for Cr, and 0.5% for Mo. % And W are preferably 0.4%.
  • V 0.2% or less
  • V is an element that improves the strength of steel by precipitation strengthening as V (C, N), and may be contained by 0.001% or more in order to exert this effect. However, when it contains exceeding 0.2%, toughness will be reduced. Therefore, when V is contained, the content is preferably 0.2% or less, and more preferably in the range of 0.001 to 0.10%.
  • B 0.0003 to 0.0030%
  • B is an element that enhances the hardenability of steel in a small amount. In order to exert this effect, 0.0003% or more may be contained. However, if it exceeds 0.0030%, the toughness of the welded portion is lowered. Therefore, when B is contained, the content is preferably 0.0030% or less. More preferably, it is in the range of 0.0003 to 0.0026%.
  • Mg 0.0005 to 0.0050% Since Mg is an element having an effect of improving toughness due to dispersion of oxides, it may be added as necessary. Since this effect is exhibited by containing 0.0005% or more, when it is contained, the content is preferably 0.0005% or more. However, even if the content exceeds 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, when adding Mg, the addition amount is preferably 0.0005 to 0.0050%.
  • Zr 0.001 to 0.020%
  • Zr has an effect of forming an oxide in steel and dispersing the oxide to refine the structure of the heat affected zone and improve the toughness. Even if added, the effect of the present invention is impaired. Therefore, it may be added as necessary. Since this effect is exhibited by containing 0.001% or more, when it is contained, the content is preferably 0.001% or more. However, if added excessively, the effect is saturated, and further, coarse inclusions are formed and the toughness of the base material is deteriorated. Therefore, when added, the upper limit of the addition amount is preferably 0.020%. .
  • REM 0.001 to 0.020% REM has an effect of forming an oxide in steel and dispersing the oxide to refine the structure of the heat affected zone of the weld and improve the toughness. Even if added, the effect of the present invention is impaired. Therefore, it may be added as necessary. Since this effect is exhibited by containing 0.001% or more, when it is contained, the content is preferably 0.001% or more. However, if added excessively, the effect is saturated, and further, coarse inclusions are formed and the toughness of the base material is deteriorated. Therefore, when added, the upper limit of the addition amount is preferably 0.020%. .
  • the present invention in order to crystallize Ca as CaS, it is necessary to reduce the amount of O having strong binding force with Ca before adding Ca, and the residual oxygen amount before adding Ca is 0.0050%.
  • the following is preferable.
  • a method for reducing the amount of residual oxygen a method such as enhancing degassing or introducing a deoxidizer can be employed.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the present invention it is possible to improve the crack propagation stop characteristics for cracks that propagate in the horizontal direction (in-plane direction of the steel sheet) such as the rolling direction or the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the toughness at the plate thickness surface layer portion and the central portion and the degree of integration of the RD // (110) surface are appropriately defined.
  • the Charpy fracture surface transition temperature vTrs at the plate thickness surface layer portion and the plate thickness center portion is defined as ⁇ 50 ° C. or less as the toughness at the plate thickness surface layer portion and the center portion.
  • the cleavage plane is accumulated obliquely with respect to the main crack direction, and fine crack branching is generated.
  • the crack propagation stop performance is improved.
  • Kca (-10 ° C) ⁇ 6000 N / mm which is a target for securing structural safety, with a thick material exceeding 50 mm thick that has been used for hull outer plates such as recent container ships and bulk carriers.
  • the degree of integration of the RD // (110) plane in the plate thickness surface layer portion is 1.3 or more, preferably 1.6 or more, and RD // (( The degree of integration on the (110) plane needs to be 1.8 or more, preferably 2.0 or more.
  • the integration degree of the RD // (110) plane in the plate thickness surface layer part is 1.3 or more, preferably 1.6 or more, and the integration degree of the RD // (110) plane in the center part of the plate thickness. 1.8 or more, preferably 2.0 or more.
  • the integration degree of the RD // (110) plane in the plate thickness surface layer portion and the integration degree of the RD // (110) plane in the plate thickness center portion are both 4.0 or less.
  • the degree of integration of the RD // (110) plane in the plate thickness surface layer portion or the plate thickness center portion indicates the following.
  • a sample having a plate thickness of 1 mm is taken from the plate thickness surface layer portion or the plate thickness central portion, and a test piece for X-ray diffraction is prepared by mechanical polishing and electrolytic polishing of a plane parallel to the plate surface.
  • the surface closest to the outermost surface is polished.
  • an X-ray diffraction measurement was performed using an X-ray diffractometer using a Mo ray source, and (200), (110) and (211) positive electrode dot diagrams were obtained and obtained.
  • a three-dimensional crystal orientation density function is calculated from the positive electrode dot diagram by the Bunge method.
  • the integrated value is obtained by integrating the values of the three-dimensional crystal orientation density function of the orientation, and the value obtained by dividing the integrated value by the number of the integrated orientations is referred to as the degree of integration of the RD // (110) plane.
  • the Charpy fracture surface transition temperature and the RD // (110) plane integration degree of the plate thickness surface layer portion and plate thickness center portion satisfy the following formula (2): Is preferred. vTrs (surface layer) + 1.9 ⁇ vTrs (1 / 2t) ⁇ 6 ⁇ I RD // (110) [surface layer] ⁇ 84 ⁇ I RD // (110) [1 / 2t] ⁇ ⁇ 350 (2 )
  • vTrs (surface layer) Charpy fracture surface transition temperature (° C.) of the surface layer portion of the plate thickness
  • vTrs (1 / 2t) Charpy fracture surface transition temperature (° C.) at the center of the plate thickness I RD // (110) [surface layer] : Degree of integration of RD // (110) plane of plate thickness surface layer portion I RD // (110) [1 / 2t] : RD // (110) of plate thickness center portion
  • the metal structure is mainly composed of ferrite.
  • the fact that the metal structure is mainly composed of ferrite is that the area fraction of the ferrite phase is 60% or more of the whole. The remainder is allowed if bainite, martensite (including island martensite), pearlite, etc. are 40% or less in total area fraction.
  • the target toughness can be obtained, but transformation occurs when transforming from austenite to ferrite after rolling. Since sufficient time exists, the resulting texture becomes random, and the degree of integration of the RD // (110) plane is 1.3 or more, preferably 1.6 or more in the target plate thickness surface layer portion.
  • the degree of integration of the RD // (110) plane at the central portion of the plate thickness cannot be achieved to 1.8 or more, preferably 2.0 or more.
  • the degree of integration of the RD // (110) plane is 1.3 or more, preferably 1.6 or more in the plate thickness surface layer portion even in the structure mainly composed of ferrite.
  • the degree of integration of the RD // (110) plane at the center of the plate thickness can be 1.8 or more, preferably 2.0 or more.
  • the heating temperature, hot rolling conditions, cooling conditions, etc. of the steel material As manufacturing conditions, it is preferable to prescribe the heating temperature, hot rolling conditions, cooling conditions, etc. of the steel material.
  • hot rolling in addition to the total cumulative rolling reduction in the austenite recrystallization temperature range and the austenite non-recrystallization temperature range, the case where the center of the plate thickness is in the austenite recrystallization temperature range, It is preferable to define the cumulative reduction rate and the average reduction rate per pass for each of the cases in the temperature range. By defining these, desired characteristics can be obtained with respect to the Charpy fracture surface transition temperature vTrs and the degree of integration of the RD // (110) plane at the surface thickness portion and the thickness center portion of the thick steel plate.
  • molten steel having the above composition is melted in a converter or the like, and is made into a steel material (slab) by continuous casting or the like.
  • the heating temperature is preferably 900 to 1150 ° C.
  • a more preferable heating temperature range is 1000 to 1100 ° C. from the viewpoint of toughness.
  • the degree of integration of the RD // (110) plane is 1.3 or more, preferably 1.6 or more, and RD at the center of the plate thickness in the plate thickness surface layer portion targeted in the present invention. // (110) plane integration degree of 1.8 or more, preferably 2.0 or more cannot be achieved.
  • the degree of integration of the RD // (110) plane in the plate thickness surface layer portion even in the structure mainly composed of ferrite. Is 1.3 or more, preferably 1.6 or more, and the degree of integration of the RD // (110) plane at the central portion of the plate thickness is 1.8 or more, preferably 2.0 or more.
  • the rolling is performed so that the cumulative reduction rate is 20% or more and the average reduction rate per pass is 5.0% or less. Is preferred.
  • austenite is refined and the finally obtained metal structure is also refined to improve toughness.
  • the average rolling reduction per pass in this temperature range to 5.0% or less, strain can be introduced particularly in the vicinity of the surface layer of the steel material.
  • the degree of integration of the RD // (110) plane in the plate thickness surface layer portion can be made 1.3 or more, preferably 1.6 or more, and the plate thickness surface layer portion is further finely divided. The toughness improving effect is obtained.
  • the cumulative reduction ratio is 40% or more and the average reduction ratio per pass is 7.0% or more in a state where the temperature at the center of the plate thickness is in the austenite non-recrystallization temperature range.
  • the cumulative reduction ratio in this temperature range is 40% or more, the texture at the center of the sheet thickness is sufficiently developed, and the average reduction ratio per pass is set to 7.0% or more.
  • the integration degree of the central RD // (110) plane can be 1.8 or more, preferably 2.0 or more.
  • the cumulative rolling reduction is 65% or more as a whole by combining the austenite recrystallization temperature range and the austenite non-recrystallization temperature range.
  • the austenite recrystallization temperature range and the austenite non-recrystallization temperature range can be grasped by conducting a preliminary experiment in which the steel having the component composition is given a heat / working history with varying conditions.
  • end temperature of hot rolling is not particularly limited. From the viewpoint of rolling efficiency, it is preferable to terminate in the austenite non-recrystallization temperature range.
  • the rolled steel sheet is cooled to 600 ° C. or lower at a cooling rate of 4.0 ° C./s or higher.
  • a cooling rate of 4.0 ° C./s or higher.
  • the cooling rate is less than 4.0 ° C./s, the structure becomes coarse, and the target toughness cannot be obtained.
  • the cooling stop temperature is set to 600 ° C. or less, the progress of recrystallization can be avoided, and the desired texture obtained by hot rolling and subsequent cooling can be maintained.
  • the cooling stop temperature is higher than 600 ° C., recrystallization proceeds even after the cooling stop and a desired texture cannot be obtained.
  • cooling rate and cooling stop temperature be the temperature of the plate
  • the temperature at the center of the plate thickness is obtained by simulation calculation or the like from the plate thickness, surface temperature, cooling conditions, and the like.
  • the temperature at the center of the plate thickness of the steel sheet is obtained by calculating the temperature distribution in the plate thickness direction using the difference method.
  • Tempering temperature as follows C1 points A steel plate average temperature, by carrying out the tempering treatment, it is possible not impair the desired tissue obtained by rolling and cooling.
  • the AC1 point (° C.) is obtained by the following equation.
  • a C1 point 751-26.6C + 17.6Si-11.6Mn-169Al-23Cu-23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo + 233Nb-39.7V-5.7Ti-895B
  • each element symbol is the content (% by mass) in steel, and 0 if not contained.
  • the average temperature of the steel sheet can also be obtained by simulation calculation or the like from the sheet thickness, surface temperature, cooling conditions, etc., similarly to the temperature at the center of the sheet thickness.
  • Molten steel (steel symbols A to R) of each composition shown in Table 1 is melted in a converter and made into a steel material (slab 250 mm thick) by a continuous casting method. After hot rolling to a plate thickness of 50 to 80 mm, cooling is performed. No. 1-30 test steels were obtained. Some were tempered after cooling. Table 2 shows hot rolling conditions, cooling conditions, and tempering conditions.
  • ⁇ 14 JIS14A test piece was collected from 1/4 part of the plate thickness so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction, a tensile test was performed, and the yield point (YS), Tensile strength (TS) was measured.
  • the JIS No. 4 impact test piece was measured on the longitudinal axis of the test piece from the surface thickness layer portion and the plate thickness center portion (hereinafter, the plate thickness center portion may be referred to as 1/2 t portion). Samples were taken so that the direction was parallel to the rolling direction, and a Charpy impact test was performed to determine the fracture surface transition temperature (vTrs).
  • the fracture surface transition temperature vTrs
  • the surface closest to the surface is set to a depth of 1 mm from the steel plate surface.
  • test steel sheet was grooved (groove angle 20 °), and a commercially available wire for low temperature steel electrogas arc welding was used.
  • a joint was prepared by electrogas welding (EGW) at 750 kJ / cm).
  • EGW electrogas welding
  • HAZ toughness was measured by using a Charpy impact test piece with a notch in the bond portion at the 1 mm position on the front and back surfaces in the plate thickness direction. Absorption energy at a test temperature of ⁇ 20 ° C .: vE ⁇ 20 ° C. (average value of three) )
  • the degree of integration of the RD // (110) plane at the plate thickness surface layer portion and the plate thickness center portion was determined as follows. First, a sample having a plate thickness of 1 mm is taken from the plate thickness surface layer portion or the plate thickness central portion, and a test piece for X-ray diffraction is prepared by mechanical polishing and electrolytic polishing of a plane parallel to the plate surface. In the case of the plate thickness surface layer portion, the surface closest to the outermost surface is polished. Using this test piece, an X-ray diffraction measurement was performed using an X-ray diffractometer using a Mo ray source, and (200), (110) and (211) positive electrode dot diagrams were obtained and obtained.
  • a three-dimensional crystal orientation density function is calculated from the positive electrode dot diagram by the Bunge method.
  • the integrated value is obtained by integrating the values of the three-dimensional crystal orientation density function of the orientation to be obtained, and a value obtained by dividing the integrated value by the number of the integrated orientations is defined as the degree of integration of the RD // (110) plane.
  • Table 3 shows the results of these tests.
  • Kca ⁇ 10 ° C.
  • vE-20 ° C. showed an excellent value of 125 J or more.
  • the value of Kca ( ⁇ 10 ° C.) is 6000 N / Mm 3/2 and / or the absorbed energy of the weld heat affected zone: vE-20 ° C. was less than 100 J, so it was inferior to the examples of the present invention.

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Abstract

船舶に用いて好適な板厚５０ｍｍ以上の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板およびその製造方法を提供する。特定の成分組成を有し、金属組織がフェライト相主体の組織で、板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．３以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．８以上の集合組織を有し、板厚表層部および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－５０℃以下である厚鋼板およびその製造方法。

Description

脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、脆性亀裂伝播停止特性(brittle crack arrestability)に優れた大入熱溶接(high heat input welding)用高強度鋼板(high-strength thick steel plate)およびその製造方法に関し、特に、船舶に用いて好適な板厚５０ｍｍ以上のものに関する。
　船舶等の大型構造物においては、脆性破壊(brittle fracture)に伴う事故が経済や環境に及ぼす影響が大きい。このため、安全性の向上が常に求められ、使用される鋼材に対しては、使用温度における靭性(toughness)や、脆性亀裂伝播停止特性が要求されている。
　コンテナ船やバルクキャリアーなどの船舶はその構造上、船体外板(outer plate of ship's hull)に高強度の厚肉材を使用する。最近は船体の大型化に伴い一層の高強度厚肉化が進展し、一般に、鋼板の脆性亀裂伝播停止特性は高強度あるいは厚肉材ほど劣化する傾向があるため、脆性亀裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。
　鋼材の脆性亀裂伝播停止特性を向上させる手段として、従来からＮｉ含有量を増加させる方法が知られており、液化天然ガス（ＬＮＧ：Liquefied Natural Gas）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。
　しかし、Ｎｉ量の増加はコストの大幅な上昇を余儀なくさせるため、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途には適用が難しい。
　一方、ＬＮＧのような極低温(ultra low temperature)にまで至らない、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材に対しては、ＴＭＣＰ(Thermo-Mechanical Control Process)法により細粒化を図り、低温靭性を向上させることにより、優れた脆性亀裂伝播停止特性を付与することができる。
　また、合金コストを上昇させることなく、脆性亀裂伝播停止特性を向上させるために、板厚表層部の組織を超微細化(ultra fine grained steel)した鋼材が特許文献１で提案されている。
　特許文献１には、脆性亀裂が伝播する際、鋼材板厚表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域 shear-lips）が脆性亀裂伝播停止特性の向上に効果があることに着目し、シアリップ部分の結晶粒を微細化させて、伝播する脆性亀裂が有する伝播エネルギーを吸収させることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材が記載されている。
　また、特許文献１には、熱間圧延後の制御冷却により板厚表層部分をＡｒ３変態点(transformation point)以下に冷却し、その後制御冷却(controlled cooling)を停止して板厚表層部分を変態点以上に復熱(recuperate)させる工程を１回以上繰り返して行い、この間に鋼材に圧下を加えることにより、繰り返し変態させ又は加工再結晶させて、板厚表層部分に超微細なフェライト組織(ferrite structure)又はベイナイト組織(bainite structure)を生成させることが記載されている。
　さらに、特許文献２では、フェライト－パーライト(pearlite)を主体のミクロ組織とする鋼材において脆性亀裂伝播停止特性を向上させるためには、鋼材の両表面部は円相当粒径(circle-equivalent average grain size)：５μｍ以下、アスペクト比(aspect ratio of the grains)：２以上のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有する層で構成し、フェライト粒径のバラツキを抑えることが重要であるとしている。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(maximum rolling reduction)を１２％以下とすることにより局所的な再結晶現象を抑制することが記載されている。
　しかし、特許文献１、２に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材は、鋼材板厚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、特定の組織を得るものであるため、実生産規模では制御が容易ではない。特に板厚が５０ｍｍを超える厚肉材では、圧延、冷却設備への負荷が大きいプロセスである。
　一方、特許文献３には、フェライト結晶粒の微細化のみならずフェライト結晶粒内に形成されるサブグレイン(subgrain)に着目し、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる、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）鋼材板厚の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(texture)を発達させるとともに加工（圧延）により導入した転位(dislocation)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、（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、によって脆性亀裂伝播停止特性を向上させる。
　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、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる方法も知られている。この方法は、鋼材の破壊面上にセパレーション(separation)を板面と平行な方向に生ぜしめ、脆性亀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(X-ray plane intensity ratio in the (110) plane showing a texture developing degree)を２以上とし、かつ円相当径(diameter equivalent to a circle in the crystal grains)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には継手部の脆性亀裂伝播停止性能の優れた溶接構造用鋼として、板厚内部の圧延面における（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亀裂伝播方向の角度のずれにより優れた脆性亀裂伝播停止特性が得ら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 特許第３５４６３０８号公報
井上ら：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会論文集　第３号、２００６、ｐｐ３５９～３６２
　ところで、最近の６，０００ＴＥＵ(Twenty-foot Equivalent Unit)を超える大型コンテナ船では板厚５０ｍｍを超える厚鋼板が使用される。非特許文献１では、板厚６５ｍｍの鋼板の脆性亀裂伝播停止性能を評価し、母材の大型脆性亀裂伝播停止試験で脆性亀裂が停止しない結果を報告している。
　また、供試材の標準ＥＳＳＯ試験(ESSO test compliant with WES 3003)では使用温度－１０℃におけるＫｃａの値（以下、Ｋｃａ（－１０℃）とも記載する。）が３０００Ｎ／ｍｍ３／２に満たない結果が示され、５０ｍｍを超える板厚の鋼板を適用した船体構造の場合、安全性確保が課題となることが示唆されている。
　上述した特許文献１～５に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れる鋼板は、製造条件や開示されている実験データから、板厚５０ｍｍ程度までの鋼板が主な対象であると考えられる。特許文献１～５記載の技術を５０ｍｍを超える厚肉材へ適用した場合、所定の特性が得られるか不明であり、船体構造で必要な板厚方向の亀裂伝播に対しての特性については全く検証されていない。
　一方、鋼板の厚肉化にともない、溶接施工には、サブマージアーク溶接(submerged arc welding)、エレクトロガス溶接(electrogas arc welding)、エレクトロスラグ溶接(electroslag welding)などの高能率(high efficiency)な大入熱溶接が適用されている。一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部(Heat Affected Zone;HAZ)の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靭性は低下することが知られている。このような大入熱溶接による靭性の低下問題を解決するために、大入熱溶接用鋼材が既に開発され、実用化に至っている。例えば、特許文献６においては、鋼中に析出するＴｉＮを制御することにより溶接熱影響部組織の粗大化(coarsening)を防止するとともに、フェライト生成核の分散によって粒内フェライト変態を促進することにより、溶接熱影響部を高靭化する技術が開示されている。しかし、大入熱溶接部の溶接熱影響部の靭性には優れるものの、脆性亀裂伝播停止特性は考慮されておらず、両特性を満足するものは得られていなかった。
　そこで本発明は、鋼成分および圧延条件を最適化し、板厚方向での集合組織を制御する工業的に極めて簡易なプロセスで安定して製造し得る脆性亀裂伝播停止特性に優れる大入熱溶接用高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題の達成に向けて鋭意研究を重ね、厚肉鋼板でも優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する高強度厚鋼板について以下の知見を得た。
１．板厚５０ｍｍを超える厚鋼板について、標準ＥＳＳＯ試験の破面を詳細に調査した結果、図１（ｂ）に示すような破面形態となる場合に、脆性亀裂の幅が小さくなるのに伴い亀裂先端部の応力拡大係数が小さくなり、その結果、鋼板のアレスト性能が高くなる。図１（ａ）（ｂ）は標準ＥＳＳＯ試験片１のノッチ２から突入した亀裂３が母材５において先端形状４で伝播を停止した例を模式的に示す。
２．上記の様な破面形態を得るためには、板厚表層部と板厚中央部のアレスト性能を向上させる必要がある。板厚表層部と板厚中央部のアレスト性能を向上させる方法として、板厚表層部および板厚中央部の靭性を向上させることが有効である。しかし、板厚５０ｍｍを超えるような厚鋼板では冷却速度や圧下率等に制限があり、板厚中央部の靭性を向上させるには限界が存在する。
３．靭性向上の他にアレスト性能を向上させる手法としては、板厚中央部の集合組織を制御することが有効であり、特に圧延方向に対して平行に（１１０）面を集積させ、圧延方向あるいは板幅方向に進展する亀裂をそれぞれ圧延方向あるいは板幅方向から斜めに逸らすように集合組織制御を行うことが有効である。
４．さらに、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある状態での累積圧下率を２０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を５．０％以下とすることによって、板厚表層部の組織の微細化を図る。その後、板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域にある状態での累積圧下率を４０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を７．０％以上とすることにより、板厚中央部の靭性および集合組織を発達させることができ、上述の組織を実現できる。
５．大入熱溶接部の靭性を向上する手法として、ＴｉＮ，ＣａＳとＭｎＳの複合硫化物を微細に分裂させ、溶接によって高温に曝された際の粒成長を抑制、且つ、その後の冷却過程で粒内変態を促進して室温での熱影響部組織を微細化することが有効である。
　本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０００５～０．００４０％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｔｉ：０．００４～０．０３０％、Ｎ：０．００３６～０．００７５％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、Ｏ：０．００４０％以下を含み、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量は、下式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、金属組織がフェライト主体であり、板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．３以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．８以上の集合組織を有し、板厚表層部および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－５０℃以下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大入熱溶接用高強度鋼板。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８・・・（１）
ただし、式（１）において、Ｃａ、Ｏ、Ｓは含有量（質量％）とする。
２．板厚表層部および板厚中央部のシャルピー破面遷移温度およびＲＤ／／（１１０）面の集積度が、下記（２）式を満たすことを特徴とする１記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
ｖＴｒｓ（表層）＋１．９×ｖＴｒｓ（１／２ｔ）－６×ＩＲＤ／／（１１０）［表層］－８４×ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］≦－３５０・・・（２）
ただし、式（２）において、
ｖＴｒｓ（表層）：板厚表層部のシャルピー破面遷移温度　（℃）
ｖＴｒｓ（１／２ｔ）：板厚中央部（ｔ／２）のシャルピー破面遷移温度　（℃）
ＩＲＤ／／（１１０）［表層］：板厚表層部のＲＤ／／（１１０）面の集積度
ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］：板厚中央部（ｔ／２）のＲＤ／／（１１０）面の集積度
とする。なお、ｔは板厚（ｍｍ）である。
３．鋼組成が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．４％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする１または２に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
４．鋼組成が、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０２０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
５．１、３または４のいずれか一つに記載の組成を有する鋼素材を、９００～１１５０℃の温度に加熱し、オーステナイト再結晶温度域とオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率の合計を６５％以上、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある状態において、累積圧下率を２０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を５．０％以下とする圧延を実施し、次いで、板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域にある状態において、累積圧下率を４０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を７．０％以上とする圧延を行い、その後、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法。
６．６００℃以下まで冷却した後、さらに、ＡＣ１点以下の温度に焼戻す工程を有することを特徴とする５に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、板厚方向に集合組織が適切に制御され、脆性亀裂伝播停止特性に優れる、大入熱溶接用高強度鋼板およびその製造方法が得られる。板厚５０ｍｍ以上、好ましくは板厚５０ｍｍ超え、より好ましくは板厚５５ｍｍ以上、一層好ましくは板厚６０ｍｍ以上の鋼板に本発明を適用することが、従来技術に係る鋼に対してより顕著な優位性を発揮するため、有効である。そして、例えば、造船分野では大型のコンテナ船、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や甲板部材へ本発明を適用することにより船舶の安全性向上に寄与するなど、産業上極めて有用である。
図１は、板厚５０ｍｍを超える厚鋼板の標準ＥＳＳＯ試験の破面形態を模式的に示す図であり、（ａ）は試験片を平面側から観察した図、（ｂ）は試験片の破面を示す図である。
　本発明では、１．鋼組成、２．板厚表層部および中央部の靭性と集合組織、３．金属組織、および４．製造条件を規定する。
　１．鋼組成
　以下、本発明における好ましい化学成分について説明する。説明において、％は質量％とする。
　Ｃ：０．０３～０．１５％
Ｃは鋼の強度を向上する元素であり、本発明では、所望の強度を確保するためには０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．１５％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は、０．０３～０．１５％とする。好ましくは０．０５～０．１５％である。
　Ｓｉ：０．５０％以下
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。しかし、０．０１％未満の含有量ではその効果がない場合がある。一方、０．５０％を超えると鋼の表面性状を損なうばかりか靭性が劣化する。従ってその添加量を０．５０％以下とする。好ましくは、０．０１～０．４０％の範囲である。
　Ｍｎ：１．０～２．０％
Ｍｎは、強化元素として添加する。１．０％より少ないとその効果が十分でない。一方、２．０％を超えると溶接部の靱性を劣化させる。このため、Ｍｎは１．０～２．０％とする。好ましくは、１．１～１．８％の範囲である。
　Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、０．０３０％を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させる。このため、上限を０．０３０％とする。
　Ｓ：０．０００５～０．００４０％
Ｓは、所要のＣａＳあるいはＭｎＳを生成するために０．０００５％以上必要である。一方、０．００４０％を超えると、母材の靭性を劣化させる。このため、Ｓは０．０００５～０．００４０％とする。
　Ａｌ：０．００５～０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、このためには０．００５％以上の含有を必要とする。しかし、０．１０％を超えて含有すると、靭性を低下させるとともに、溶接した場合に、溶接金属部の靭性を低下させる。このため、Ａｌは、０．００５～０．１０％の範囲に規定する。好ましくは０．００５～０．０８％、さらに、好ましくは、０．０２～０．０６％である。
　Ｔｉ：０．００４～０．０３０％
Ｔｉは微量の添加により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化を抑制することにより、および／または、フェライト変態核としてフェライト変態を促進することにより、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０．００４％以上の添加によって得られる。しかし、０．０３０％を超える含有は、ＴｉＮ粒子の粗大化により、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Ｔｉは、０．００４～０．０３０％の範囲にする。好ましくは、０．００６～０．０２８％の範囲である。
　Ｎ：０．００３６～０．００７５％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保する上で必要な元素である。０．００３６％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、溶接部靭性が劣化する。０．００７５％を超えると、溶接熱サイクルを受けた際にＴｉＮが再固溶して固溶Ｎが過剰に生成して靭性が著しく劣化する。このため、Ｎは０．００３６～０．００７５％とする。好ましくは、０．００３７～０．００６８％の範囲である。
　Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるにはＣａを０．０００５％以上含有する必要がある。しかし、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、Ｃａは０．０００５～０．００３０％の範囲に限定する。
　Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは不可避的不純物として鋼中に含有され、凝固時に酸化物となって析出し、鋼の清浄度を低下させる。このため、本発明ではできるだけＯを低減することが望ましい。特に、Ｏ含有量が０．００４０％を超えるとＣａＯ系介在物が粗大化して母材靭性を低下させてしまう。このため、Ｏは０．００４０％以下とする。
　本発明において、以下の式（１）を満足する必要がある。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８・・・（１）
ただし、式（１）において、Ｃａ、Ｏ、Ｓは含有量（質量％）とする。
Ｃａ、Ｏ、およびＳは、式（１）の関係を満足するように含有させる必要がある。この場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となる。この複合硫化物がフェライト変態の核として機能するので、溶接熱影響部の組織が微細化され、溶接熱影響部の靭性が向上する。（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０以下であると、ＣａＳが晶出しないためにＳはＭｎＳ単独の形態で析出する。このＭｎＳは鋼板製造時の圧延で伸長されて母材靭性低下を引き起こすとともに、本発明の主眼である溶接熱影響部でＭｎＳが溶融するために微細分散が達成されない。一方、（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０．８を超えると、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核として作用するＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、十分な靭性向上が達成されない。（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値の好ましい範囲は、０．１０～０．８％である。
　以上が本発明における好ましい基本成分組成である。更に特性を向上させるため、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｂの１種以上を含有することが可能である。
　Ｎｂ：０．００３～０．０５０％
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、オーステナイト域の圧延において未再結晶温度域を拡大させる効果をもち、フェライトおよびベイナイトの細粒化に寄与するので、靭性の改善にも有効である。その効果はＮｂを０．００３％以上含有することにより発揮されるので、含有させる場合には、０．００３％以上とすることが好ましい。しかしながら、０．０５０％を超えて添加すると、粗大なＮｂＣが析出し、逆に靭性の低下を招くので、含有させる場合には、その上限を０．０５０％とするのが好ましい。より好ましくは、０．００５～０．０４０％の範囲である。
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。圧延後の強度アップ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添加することができる。これらの効果は０．０１％以上含有することにより発揮されるので、含有させる場合には、０．０１％以上とすることが好ましい。しかしながら、過度に含有すると靭性や溶接性が劣化するため、含有させる場合には、それぞれ上限をＣｕは０．５％、Ｎｉは１．０％、Ｃｒは０．５％、Ｍｏは０．５％、Ｗは０．４％とすることが好ましい。
　Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｖ（Ｃ、Ｎ）として析出強化により、鋼の強度を向上する元素であり、この効果を発揮させるために０．００１％以上含有させてもよい。しかし、０．２％を超えて含有すると、靭性を低下させる。このため、Ｖを含有させる場合には、０．２％以下とすることが好ましく、０．００１～０．１０％の範囲とすることがより好ましい。
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％
Ｂは微量で鋼の焼き入れ性を高める元素である。この効果を発揮させるために０．０００３％以上含有させてもよい。しかし、０．００３０％を超えて含有すると溶接部の靭性を低下させるので、Ｂを含有させる場合には０．００３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０００３～０．００２６％の範囲である。
　本発明では、特性を向上させるため、上記成分組成に更にＭｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種以上を含有することが可能である。
　Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％
　Ｍｇは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素であるので、必要に応じて添加してもよい。この効果は０．０００５％以上含有することにより発揮されるので、含有させる場合には、０．０００５％以上とすることが好ましい。しかし、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和するので、Ｍｇを添加する場合には、添加量を０．０００５～０．００５０％とするのが好ましい。
　Ｚｒ：０．００１～０．０２０％
Ｚｒは、鋼中で酸化物を形成して、その酸化物が分散することにより溶接熱影響部の組織を微細化し靭性を向上させる効果を有し、添加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添加してもよい。この効果は０．００１％以上含有することにより発揮されるので、含有させる場合には、０．００１％以上とすることが好ましい。しかし、過度に添加すると、効果が飽和し、さらに、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させるので、添加する場合には、添加量の上限を０．０２０％とするのが好ましい。
　ＲＥＭ：０．００１～０．０２０％
ＲＥＭは、鋼中で酸化物を形成して、その酸化物が分散することにより溶接熱影響部の組織を微細化し靭性を向上させる効果を有し、添加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添加してもよい。この効果は０．００１％以上含有することにより発揮されるので、含有させる場合には、０．００１％以上とすることが好ましい。しかし、過度に添加すると、効果が飽和し、さらに、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させるので、添加する場合には、添加量の上限を０．０２０％とするのが好ましい。
　本発明では、ＣａをＣａＳとして晶出させるために、Ｃａと結合力の強いＯ量をＣａ添加前に低減させておくことが必要であり、Ｃａ添加前の残存酸素量は、０．００５０％以下であることが好ましい。残存酸素量の低減方法としては、脱ガスを強化する、あるいは、脱酸剤を投入する、などの方法をとることができる。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　２．板厚表層部および中央部の靭性と集合組織
　本発明では、圧延方向または圧延直角方向など水平方向（鋼板の面内方向）に進展する亀裂に対して亀裂伝播停止特性を向上させることのできる図１の破面形態を得るために、板厚表層部および中央部での靭性とＲＤ／／（１１０）面の集積度とを、適宜規定する。
　まず、母材靭性が良好であることが亀裂の進展を抑制するための前提となる。本発明に係る鋼板では、板厚表層部および中央部での靭性として、板厚表層部および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓを－５０℃以下と規定する。
　また、ＲＤ／／（１１０）面の集合組織を発達させることにより、へき開面を亀裂主方向に対し斜めに集積させ、微細な亀裂分岐を発生させることによる脆性亀裂先端の応力緩和の効果により脆性亀裂伝播停止性能が向上する。最近のコンテナ船やバルクキャリアーなど船体外板に用いられるようになった板厚５０ｍｍを超える厚肉材で、構造安全性を確保する上で目標とされるＫｃａ（－１０℃）≧６０００Ｎ／ｍｍ３／２の脆性亀裂伝播停止性能を得る場合、板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度を１．８以上、好ましくは２．０以上とする必要がある。したがって、本発明では、板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度を１．８以上、好ましくは２．０以上とする。
　一方、板厚表層部あるいは板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が４．０を超えると集合組織が過度に発達するため、微細な亀裂分岐が発生するのではなく脆性亀裂が明瞭に分岐してしまい、脆性亀裂先端の応力緩和の効果による脆性亀裂伝播停止性能が発揮されにくくなる。このため、板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度、および、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度は、いずれも４．０以下であることが好ましい。
　ここで、板厚表層部、あるいは、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度とは、次のことを指す。まず、板厚表層部あるいは板厚中央部から板厚１ｍｍのサンプルを採取し、板面に平行な面を機械研磨・電解研磨することにより、Ｘ線回折用の試験片を用意する。なお、板厚表層部の場合には、最表面に近い方の面を研磨するものとする。この試験片を用いて、Ｍｏ線源を用いてＸ線回折装置を使用して、Ｘ線回折測定を実施し、（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を求め、得られた正極点図から３次元結晶方位密度関数をＢｕｎｇｅ法で計算して求める。次に、得られた３次元結晶方位密度関数から、Ｂｕｎｇｅ表記でψ２＝０°～９０°まで、５°間隔で合計１９枚の断面図において、圧延方向に対して（１１０）面が平行となる方位の３次元結晶方位密度関数の値を積算して積算値を求め、この積算値を前記積算した方位の個数で割った値を、ＲＤ／／（１１０）面の集積度と称する。
　上述の母材靭性および集合組織の規定に加えて、板厚表層部および板厚中央部のシャルピー破面遷移温度およびＲＤ／／（１１０）面の集積度が、下記（２）式を満たすことが、好ましい。
ｖＴｒｓ（表層）＋１．９×ｖＴｒｓ（１／２ｔ）－６×ＩＲＤ／／（１１０）［表層］－８４×ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］≦－３５０・・・（２）
ただし、式（２）において
ｖＴｒｓ（表層）：板厚表層部のシャルピー破面遷移温度（℃）
ｖＴｒｓ（１／２ｔ）：板厚中央部のシャルピー破面遷移温度（℃）
ＩＲＤ／／（１１０）［表層］：板厚表層部のＲＤ／／（１１０）面の集積度
ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］：板厚中央部のＲＤ／／（１１０）面の集積度
とする。なお、ｔは板厚（ｍｍ）である。
　上記（２）式が満足されることにより、さらに優れた脆性亀裂伝播停止性能を得ることができる。
　３．金属組織
　本発明において、金属組織がフェライト主体であるものとする。ここで、本発明において、金属組織がフェライト主体であるとは、フェライト相の面積分率が全体の６０％以上であることとする。残部は、ベイナイト、マルテンサイト（島状マルテンサイトを含む）、パーライトなどが合計の面積分率で４０％以下であれば許容される。
　フェライトを主体とする組織において、通常のオーステナイト域圧延での圧延条件によってフェライトを主体とする金属組織を得た場合、目的とする靭性は得られるものの、圧延後にオーステナイトからフェライトへ変態する際に変態時間が十分に存在するため、得られる集合組織がランダムとなってしまい、目標とする板厚表層部においてＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．８以上、好ましくは２．０以上、が達成できない。そこで、後述のように圧延条件を工夫することにより、フェライト主体の組織であっても板厚表層部においてＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．８以上、好ましくは２．０以上、を得ることができる。
　４．製造条件
　以下、本発明における好ましい製造条件について説明する。
　製造条件としては、鋼素材の加熱温度、熱間圧延条件、冷却条件などを規定することが好ましい。特に、熱間圧延については、オーステナイト再結晶温度域およびオーステナイト未再結晶温度域での合計の累積圧下率のほかに、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある場合と、オーステナイト未再結晶温度域にある場合とのそれぞれについて、累積圧下率および１パス当たりの平均圧下率を規定することが好ましい。これらを規定することにより、厚鋼板の板厚表層部および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓおよびＲＤ／／（１１０）面の集積度について、所望の特性を得ることができる。
　まず、上記した組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とする。
　ついで、鋼素材を、９００～１１５０℃の温度に加熱してから熱間圧延を行うことが好ましい。良好な靭性を得るには加熱温度を低くし、圧延前の結晶粒径を小さくすることが有効である。しかし、加熱温度が９００℃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。また、１１５０℃超え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り歩留が低下する。したがって、加熱温度は９００～１１５０℃とすることが好ましい。靭性の観点からより好ましい加熱温度の範囲は１０００～１１００℃である。
　一般に、通常のオーステナイト域圧延を実施することにより、フェライトを主体とする金属組織を得た場合、目的とする靭性は得られるものの、圧延後にオーステナイトからフェライトへ変態する際に変態時間が十分に存在するため、得られる集合組織がランダムとなってしまう。このため、通常のオーステナイト域圧延では、本発明において目標とする板厚表層部においてＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．８以上、好ましくは２．０以上、が達成できない。そこで、本発明においては、以下に述べるように、熱間圧延条件を規定することが好ましく、これにより、フェライト主体の組織であっても板厚表層部においてＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．３以上、好ましくは１．６以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．８以上、好ましくは２．０以上、を得ることができる。
　熱間圧延は、まず、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある状態において、累積圧下率を２０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率５．０％以下とする圧延を行うことが好ましい。この累積圧下率を２０％以上とすることによりオーステナイトが細粒化し、最終的に得られる金属組織も細粒化して、靭性が向上する。一方、この温度域における１パスあたりの平均圧下率を５．０％以下とすることにより、鋼材の特に表層近辺に歪を導入することができる。これにより板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度を１．３以上、好ましくは１．６以上とすることができ、さらに板厚表層部が細粒化され、板厚表層部の靭性向上効果が得られる。
　次に、板厚中央部の温度がオーステナイト未再結晶温度域にある状態において累積圧下率４０％以上かつ１パス当りの平均圧下率を７．０％以上とする圧延を行うことが好ましい。この温度域での累積圧下率を４０％以上とすることにより、板厚中央部の集合組織を十分に発達させ、また１パス当りの平均圧下率を７．０％以上とすることにより板厚中央部のＲＤ／／（１１０）面の集積度を１．８以上、好ましくは２．０以上とすることができる。
　また上記のオーステナイト再結晶温度域およびオーステナイト未再結晶温度域を合わせた全体として累積圧下率は６５％以上とすることが好ましい。全体の累積圧下率を６５％以上とすることにより、組織に対して十分な圧下量を確保することができ、靭性および集積度が目的の値を達成することができる。
　オーステナイト再結晶温度域、および、オーステナイト未再結晶温度域は、当該成分組成を有する鋼に、条件を変化させた熱・加工履歴を与える予備的実験を行うことにより、把握することができる。
　なお、熱間圧延の終了温度は特に限定されるものではない。圧延能率の観点からは、オーステナイト未再結晶温度域において終了させることが好ましい。
　圧延が終了した鋼板は、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却することが好ましい。冷却速度を４．０℃／ｓ以上とすることにより、組織が粗大化することなく細粒組織が得られ、目標とする優れた靱性を得ることができる。冷却速度が４．０℃／ｓ未満では組織が粗大化してしまい、目標とする靭性が得られない。冷却停止温度を６００℃以下とすることにより、再結晶の進行を回避でき、熱間圧延およびそれに続く冷却によって得られた所望の集合組織を維持することができる。冷却停止温度が６００℃より高いと冷却停止後にも再結晶が進行して所望の集合組織が得られない。なお、これら冷却速度や冷却停止温度は、鋼板の板厚中央部の温度とする。板厚中央部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、鋼板の板厚中央部の温度が求められる。
　冷却が終了した鋼板について、焼戻し処理を実施することも可能である。焼き戻しを実施することにより、鋼板の靭性をさらに向上させることができる。焼戻し温度は、鋼板平均温度でＡＣ１点以下として、焼戻し処理を実施することにより、圧延・冷却で得られた所望の組織を損なわないようにすることができる。本発明ではＡＣ１点（℃）を下式で求める。
ＡＣ１点＝７５１－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－１６９Ａｌ－２３Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ－８９５Ｂ
上記式において、各元素記号は鋼中含有量（質量％）であり、含有しない場合は０とする。
　鋼板の平均温度も、板厚中央部の温度と同様、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。
　表１に示す各組成の溶鋼（鋼記号Ａ～Ｒ）を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ２５０ｍｍ厚）とし、板厚５０～８０ｍｍに熱間圧延後、冷却を行いＮｏ．１～３０の供試鋼を得た。一部については、冷却後に焼戻しも実施した。表２に、熱間圧延条件、冷却条件および焼戻し条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた厚鋼板について、板厚の１／４部よりΦ１４のＪＩＳ１４Ａ号試験片を試験片の長手方向が圧延方向と直角となるように採取し、引張試験を行い、降伏点（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。
　得られた厚鋼板の圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、エッチングにより現出させた金属組織を光学顕微鏡によって観察した。
　また、靭性値を評価するため、板厚表層部および板厚中央部（以下、板厚中央部を１／２ｔ部と記す場合がある。）よりＪＩＳ４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）をそれぞれ求めた。ここで、板厚表層部の衝撃試験片は、最も表面に近い面を鋼板表面から１ｍｍの深さにするものとする。
　次に、脆性亀裂伝播停止特性を評価するため、標準ＥＳＳＯ試験（温度勾配型ＥＳＳＯ試験）を行い、－１０℃におけるＫｃａ値（Ｋｃａ（－１０℃））を求めた。
　大入熱溶接特性を評価するため、供試鋼板に開先加工を施し（開先角度２０°）、市販の低温用鋼用エレクトロガスアーク溶接用ワイヤを使用して、大入熱溶接（３００～７５０ｋＪ／ｃｍ）のエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）によって継手を作成した。その後、ＨＡＺ靭性を、板厚方向の表面と裏面１ｍｍ位置についてボンド部にノッチを入れたシャルピー衝撃試験片を用いて、試験温度－２０℃での吸収エネルギー：ｖＥ－２０℃（３本平均値）を求めた。
　さらに、板厚表層部および板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度を次のようにして求めた。まず、板厚表層部あるいは板厚中央部から板厚１ｍｍのサンプルを採取し、板面に平行な面を機械研磨・電解研磨することにより、Ｘ線回折用の試験片を用意する。なお、板厚表層部の場合には、最表面に近い方の面を研磨する。この試験片を用いて、Ｍｏ線源を用いてＸ線回折装置を使用して、Ｘ線回折測定を実施し、（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を求め、得られた正極点図から３次元結晶方位密度関数をＢｕｎｇｅ法で計算して求める。次に、得られた３次元結晶方位密度関数から、Ｂｕｎｇｅ表記でψ２＝０°～９０°まで、５°間隔で合計１９枚の断面図において、圧延方向に対して（１１０）面が平行となる方位の３次元結晶方位密度関数の値を積算して積算値を求め、この積算値を前記積算した方位の個数で割った値を、ＲＤ／／（１１０）面の集積度とした。
　表３にこれらの試験結果を示す。板厚表層部および板厚中央部における靭性値（破面遷移温度ｖＴｒｓ）および集合組織が本発明の範囲内である供試鋼板（製造Ｎｏ．１～１３）の場合、Ｋｃａ（－１０℃）が６０００Ｎ／ｍｍ３／２以上となり、優れた脆性亀裂伝播停止性能を示した。また、溶接熱影響部の吸収エネルギー：ｖＥ－２０℃が１２５Ｊ以上と優れた値を示した。また、表層部および板厚中央部のシャルピー靭性値（破面遷移温度）、および、ＲＤ／／（１１０）集積度が（２）式を満たしている供試鋼板（製造番号１～１３）においては、（２）式を満たしていない供試鋼板（製造番号１４）と比較して、高いＫｃａ（－１０℃）の値が得られた。なお、これらの供試鋼板（製造Ｎｏ．１～１４）の金属組織は、いずれもフェライト主体であった。
　一方、成分組成または製造条件が本発明範囲外で、鋼板の靭性または集合組織が本発明の規定を満たさない供試鋼板（製造番号１５～３０）では、Ｋｃａ（－１０℃）の値が６０００Ｎ／ｍｍ３／２に満たない、および／または、溶接熱影響部の吸収エネルギー：ｖＥ－２０℃が１００Ｊに満たないため、本発明例と比較して劣っていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
１　　標準ＥＳＳＯ試験片
２　　ノッチ
３　　亀裂
４　　先端形状
５　　母材

Claims (6)

  1. 　鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０００５～０．００４０％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｔｉ：０．００４～０．０３０％、Ｎ：０．００３６～０．００７５％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、Ｏ：０．００４０％以下を含み、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓの各含有量は、下式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、金属組織がフェライト主体であり、板厚表層部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．３以上、板厚中央部におけるＲＤ／／（１１０）面の集積度が１．８以上の集合組織を有し、板厚表層部および板厚中央部におけるシャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが－５０℃以下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大入熱溶接用高強度鋼板。
    ０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８・・・（１）
    ただし、式（１）において、Ｃａ、Ｏ、Ｓは含有量（質量％）とする。
  2. 　板厚表層部および板厚中央部のシャルピー破面遷移温度およびＲＤ／／（１１０）面の集積度が、下記（２）式を満たすことを特徴とする請求項１記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
    ｖＴｒｓ（表層）＋１．９×ｖＴｒｓ（１／２ｔ）－６×ＩＲＤ／／（１１０）［表層］－８４×ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］≦－３５０・・・（２）
    ただし、式（２）において、
    ｖＴｒｓ（表層）：板厚表層部のシャルピー破面遷移温度（℃）
    ｖＴｒｓ（１／２ｔ）：板厚中央部（ｔ／２）のシャルピー破面遷移温度（℃）
    ＩＲＤ／／（１１０）［表層］：板厚表層部のＲＤ／／（１１０）面の集積度
    ＩＲＤ／／（１１０）［１／２ｔ］：板厚中央部（ｔ／２）のＲＤ／／（１１０）面の集積度
    とする。なお、ｔは板厚（ｍｍ）である。
  3. 　鋼組成が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．４％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
  4. 　鋼組成が、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０２０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板。
  5. 　請求項１、３または４のいずれか一つに記載の組成を有する鋼素材を、９００～１１５０℃の温度に加熱し、オーステナイト再結晶温度域とオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率の合計を６５％以上、板厚中央部がオーステナイト再結晶温度域にある状態において、累積圧下率を２０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を５．０％以下とする圧延を実施し、
    次いで、板厚中央部がオーステナイト未再結晶温度域にある状態において、累積圧下率を４０％以上、かつ、１パス当りの平均圧下率を７．０％以上とする圧延を行い、その後、４．０℃／ｓ以上の冷却速度にて６００℃以下まで冷却することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法。
  6. 　６００℃以下まで冷却した後、さらに、ＡＣ１点以下の温度に焼戻す工程を有することを特徴とする請求項５に記載の脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法。
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