脆性裂纹传播停止特性优良的大线能量焊接用高强度厚钢板及其制造方法技术领域
本发明涉及脆性裂纹传播停止特性(brittlecrackarrestability)优良
的大线能量焊接(highheatinputwelding)用高强度厚钢板(high-strength
thicksteelplate)及其制造方法，特别是涉及适合用于船舶的板厚为
50mm以上的高强度厚钢板。
背景技术
对于船舶等大型结构物而言，伴随脆性断裂(brittlefracture)产生的
事故给经济、环境带来的影响较大。因此，通常要求提高安全性，对
于所使用的钢材要求使用温度下的韧性(toughness)、脆性裂纹传播停止
特性。
集装箱船、散装货船等船舶在其结构上使用高强度的厚壁材料作
为船体外板(outerplateofship’shull)。最近，随着船体的大型化，高强
度厚壁化进一步发展，通常，钢板的脆性裂纹传播停止特性具有越是
高强度或越是厚壁材料则越劣化的倾向，因此，对脆性裂纹传播停止
特性的要求也进一步提高。
作为使钢材的脆性裂纹传播停止特性提高的方法，一直以来已知
有增加Ni含量的方法，在液化天然气(LNG：LiquefiedNaturalGas)的
储罐中，在商业规模下使用9％Ni钢。
但是，Ni量的增加迫使成本大幅升高，因此难以应用于LNG储
罐以外的用途。
另一方面，对于达不到LNG这样的极低温度(ultralowtemperature)
的、船舶或管线管中使用的板厚小于50mm的较薄的钢材，通过
TMCP(Thermo-MechanicalControlProcess，热机械控制工艺)法实现细
粒化，使低温韧性提高，由此，能够赋予优良的脆性裂纹传播停止特
性。
另外，为了在不使合金成本升高的情况下使脆性裂纹传播停止特
性提高，在专利文献1中提出了将表层部的组织超微细化(ultrafine
grainedsteel)而得到的钢材。
在专利文献1中记载了一种脆性裂纹传播停止特性优良的钢材，
其特征在于，着眼于脆性裂纹传播时在钢材表层部产生的剪切唇(塑性
变形区域shear-lips)对脆性裂纹传播停止特性的提高有效，使剪切唇部
分的晶粒微细化，从而吸收传播的脆性裂纹所具有的传播能量。
另外，在专利文献1中记载了：通过热轧后的控制冷却将表层部
分冷却至Ar3相变点(transformationpoint)以下，然后，停止控制冷却
(controlledcooling)，将表层部分回热(recuperate)至相变点以上，将该
工序反复进行一次以上，在此期间对钢材进行压下，由此使其反复发
生相变或加工再结晶，在表层部分生成超微细的铁素体组织(ferrite
structure)或贝氏体组织(bainitestructure)。
此外，在专利文献2中，对于以铁素体-珠光体(pearlite)作为主体
的显微组织的钢材而言，为了使脆性裂纹传播停止特性提高，重要的
是钢材的两表面部由具有50％以上的铁素体组织的层构成，所述铁素
体组织具有圆等效粒径(circle-equivalentaveragegrainsize)为5μm以
下、长径比(aspectratioofthegrains)为2以上的铁素体晶粒，并且抑制
铁素体粒径的偏差。作为抑制偏差的方法，记载了：将精轧中的每1
个道次的最大压下率(maximumrollingreduction)设定为12％以下，从而
抑制局部性的再结晶现象。
但是，专利文献1、2中记载的脆性裂纹传播停止特性优良的钢材
是通过仅将钢材表层部暂时冷却后再进行回热并且在回热中实施加工
而得到特定组织的钢材，因此，在实际生产规模下不易控制。特别是
对于板厚超过50mm的厚壁材料而言，是对轧制、冷却设备的负荷大
的工艺。
另一方面，在专利文献3中记载了一种TMCP的扩展方面的技术，
其不仅着眼于铁素体晶粒的微细化，而且着眼于形成在铁素体晶粒内
的亚晶粒(subgrain)，使脆性裂纹传播停止特性提高。
具体而言，对于板厚为30～40mm的钢板而言，无需进行钢板表
层的冷却及回热等复杂的温度控制，通过下述条件使脆性裂纹传播停
止特性提高，所述条件为：(a)确保微细的铁素体晶粒的轧制条件、(b)
在钢材板厚的5％以上的部分生成微细铁素体组织的轧制条件、(c)在微
细铁素体中使织构(texture)发达并且利用热能将通过加工(轧制)引入的
位错(dislocation)再配置而形成亚晶粒的轧制条件、(d)抑制所形成的微
细铁素体晶粒和微细亚晶粒的粗大化的冷却条件。
另外，还已知如下方法：在控制轧制中，对相变后的铁素体实施
压下而使织构发达，由此使脆性裂纹传播停止特性提高。该方法中，
在钢材的断裂面上沿着与板面平行的方向产生分离(separation)，使脆性
裂纹前端的应力缓和，由此提高对脆性断裂的阻力。
例如，在专利文献4中记载了：通过控制轧制使(110)面X射线强
度比(X-rayplaneintensityratiointhe(110)planeshowingatexture
developingdegree)为2以上、并且使等效圆直径(diameterequivalenttoa
circleinthecrystalgrains)20μm以上的粗大晶粒为10％以下，由此使耐
脆性断裂特性提高。
在专利文献5中，作为接头部的脆性裂纹传播停止性能优良的焊
接结构用钢，公开了一种特征在于板厚内部的轧制面中的(100)面的X
射线面强度比具有1.5以上的钢板，并记载了通过由该织构发达引起的
应力负荷方向与裂纹传播方向的角度的不一致而得到优良的脆性裂纹
传播停止特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公平7-100814号公报
专利文献2：日本特开2002-256375号公报
专利文献3：日本专利第3467767号公报
专利文献4：日本专利第3548349号公报
专利文献5：日本专利第2659661号公报
专利文献6：日本专利第3546308号公报
非专利文献
非专利文献1：井上等，厚手造船用鋼における長大脆性き裂伝
播挙動(厚壁造船用钢的宽大脆性裂纹传播行为)、日本船舶海洋工学会
演讲会论文集第3期、2006、pp359～362
非专利文献2：“脆性亀裂アレスト設計指針(脆性裂纹停滞设计
指南)”，2009年9月(财)日本海事协会
发明内容
发明所要解决的问题
在最近的超过6000TEU(Twenty-footEquivalentUnit，二十英尺当
量单位)的大型集装箱船中，使用板厚超过50mm的厚钢板。非专利文
献1中，对板厚65mm的钢板的脆性裂纹传播停止性能进行了评价，
并报道了在母材的大型脆性裂纹传播停止试验中脆性裂纹不会停止的
结果。
另外，在供试材料的标准ESSO试验(ESSOtestcompliantwith
WES3003)中，显示出在-10℃的使用温度下的Kca的值(以下，也记为
Kca(-10℃))不满3000N/mm3/2的结果，在应用板厚超过50mm的钢板的
船体结构的情况下，暗示了安全性确保成为课题。
对于上述专利文献1～5中记载的脆性裂纹传播停止特性优良的
钢板而言，从制造条件、公开的实验数据来看，可以认为板厚约50mm
以下的钢板为主要对象。在将专利文献1～5中记载的技术应用于超过
50mm的厚壁材料的情况下，不清楚能否得到规定的特性，对于船体结
构所需的关于板厚方向的裂纹传播的特性，完全没有进行验证。
另一方面，伴随着钢板的厚壁化，在焊接施工中应用埋弧焊
(submergedarcwelding)、气电焊(electrogasarcwelding)、电渣焊
(electroslagwelding)等高效率(highefficiency)的大线能量焊接。通常已
知，焊接线能量增大时，焊接热影响区(HeatAffectedZone；HAZ)的组
织发生粗大化，因此焊接热影响区的韧性降低。为了解决这样的大线
能量焊接所导致的韧性降低的问题，已开发了大线能量焊接用钢材，
并实现了实用化。例如，在专利文献6中公开了如下技术：通过控制
在钢中析出的TiN来防止焊接热影响区组织的粗大化(coarsening)，并
且利用铁素体生成核的分散促进晶粒内铁素体相变，由此使焊接热影
响区高韧化。但是，虽然大线能量焊接部的焊接热影响区的韧性优良，
但并没有考虑脆性裂纹传播停止特性，没有得到满足两种特性的钢材。
因此，本发明的目的在于提供能够利用对钢成分、轧制条件进行
优化而控制板厚方向上的织构的、在工业上极其简易的工艺来稳定地
制造的脆性裂纹传播停止特性优良的大线能量焊接用高强度厚钢板及
其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述课题而反复进行了深入研究，对于即使是
厚壁钢板也具有优良的脆性裂纹传播停止特性的高强度厚钢板，得到
了下述见解。
1.对于板厚超过50mm的厚钢板，进行标准ESSO试验。图1(a)(b)
是示意性地表示从标准ESSO试验片1的缺口2穿入的裂纹3在母材5
中以前端形状4停止传播的例子的图，确认了：在确认到如(a)示意性
所示的短的裂纹的分支3a的情况下，可以得到高的止裂性。推测是由
于，裂纹的分支3a使应力得到缓和。
2.为了得到上述的断口形态，需要形成使裂纹分支的组织形态。
在此，相比于以铁素体为主体的钢组织，以在内部存在板条束(packet)
等的贝氏体为主体的钢组织更有利，另外，使作为解理面的(100)面相
对于作为裂纹的发展方向的轧制方向或板宽方向倾斜地聚集是有效
的。
3.另一方面，使(100)面的聚集度过高时，从极短的裂纹的分支会
产生大的裂纹的分支。如示出船体结构的脆性裂纹停滞设计指南的非
专利文献2所记载的那样，在标准ESSO试验中，需要抑制脆性裂纹的
分支，因此，为了防止裂纹的明显分支，需要对面聚集度的上限进行
规定。
4.对标准ESSO试验的断口详细地进行了观察、分析，结果，控
制成为裂纹的前端部的板厚中央部的材质对于改善止裂性能是有效
的，特别是满足作为与板厚中央部的韧性和织构相关的指标的下述(2)
式是有效的。
vTrs(1/2t)-12×IRD//(110)[1/2t]≤-70…(2)
上述式(2)中，
vTrs(1/2t)为板厚中央部(＝1/2t)的断口转变温度(℃)
IRD//(110)[1/2t]为板厚中央部(＝1/2t)的RD//(110)面的聚集度
t为板厚(mm)。
5.此外，通过在处于奥氏体再结晶温度范围内的状态下实施累积
压下率为20％以上的轧制来实现组织的细粒化，然后，在处于奥氏体
未再结晶温度范围内的状态下实施累积压下率为40～70％并且最初道
次的轧制温度与最后道次的轧制温度之差在40℃以内的轧制，由此控
制板厚中央部的织构，从而能够实现上述组织。
6.作为提高大线能量焊接部的韧性的方法，使TiN、CaS与MnS
的复合硫化物微细分裂、抑制暴露于焊接的高温时的晶粒生长、并且
在之后的冷却过程中促进晶粒内相变从而使室温下的热影响区组织微
细化是有效的。
本发明基于所得到的见解进一步进行研究而完成。即，本发明为：
1.一种脆性裂纹传播停止特性优良的大线能量焊接用高强度厚
钢板，其特征在于，钢组成以质量％计含有C：0.03～0.15％、Si：0.01～
0.5％、Mn：1.40～2.50％、Al：0.005～0.08％、P：0.03％以下、S：0.0005～
0.0030％、N：0.0036～0.0070％、Ti：0.004～0.030％、Ca：0.0005～
0.0030％，且Ca、S、O的各含量满足下述(1)式，余量为Fe和不可避
免的杂质，金属组织以贝氏体为主体，具有板厚中央部的RD//(110)面
的聚集度为1.5～4.0的织构，且表层部和板厚中央部的夏比断口转变
温度vTrs为-40℃以下。
0.30≤(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S≤0.80…(1)
其中，式(1)中，Ca、O、S为含量(质量％)。
2.如1所述的脆性裂纹传播停止特性优良的大线能量焊接用高强
度厚钢板，其特征在于，钢组成以质量％计还含有Nb：0.05％以下、
Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：
0.2％以下、B：0.003％以下、REM：0.01％以下中的一种或两种以上。
3.如1或2所述的脆性裂纹传播停止特性优良的大线能量焊接用
高强度厚钢板，其特征在于，板厚中央部的夏比断口转变温度和
RD//(110)面的聚集度满足下述(2)式。
其中，式(2)中，
vTrs(1/2t)-12×IRD//(110)[1/2t]≤-70…(2)
vTrs(1/2t)为板厚中央部(1/2t)的断口转变温度(℃)
IRD//(110)[1/2t]为板厚中央部(1/2t)的RD//(110)面的聚集度
另外，t为板厚(mm)。
4.一种脆性裂纹传播停止特性优良的大线能量焊接用高强度厚
钢板的制造方法，其特征在于，将具有1或2所述的组成的钢原材加
热至1000～1200℃的温度，实施奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再
结晶温度范围内的合计累积压下率为65％以上的轧制，此时，在板厚
中央部处于奥氏体再结晶温度范围内的状态下进行累积压下率为20％
以上的轧制，接着，在板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围内的
状态下进行累积压下率为40～70％的轧制，并且，上述板厚中央部处
于奥氏体未再结晶温度范围内的状态下的轧制中最初道次的轧制温度
与最后道次的轧制温度之差在40℃以内，然后，以4.0℃/秒以上的冷
却速度冷却至450℃以下。
5.如4所述的脆性裂纹传播停止特性优良的大线能量焊接用高强
度厚钢板的制造方法，其特征在于，在加速冷却至450℃以下后，进一
步具有回火至Ac1点以下的温度的工序。
发明效果
根据本发明，能够得到在板厚方向上织构得到适当控制、脆性裂
纹传播停止特性、大线能量焊接接头韧性优良的高强度厚壁钢板及其
制造方法。将本发明应用于板厚为50mm以上、优选板厚超过50mm、
更优选板厚为55mm以上、进一步优选板厚为60mm以上的钢板时，
相对于现有技术的钢发挥更显著的优越性，因此是有效的。并且，例
如，在造船领域中，在大型集装箱船、散装货船的强力甲板部结构中，
将本发明用于舱口边围板、甲板构件，由此有助于提高船舶的安全性
等，在产业上极其有用。
附图说明
图1是示意性地表示板厚超过50mm的厚钢板的标准ESSO试验
的断口形态的图，(a)为俯视观察试验片而得到的图，(b)为表示试验片
的断口的图。
具体实施方式
本发明中，对1.钢组成、2.板厚表层部和中央部的韧性以及板厚
中央部的织构、3.金属组织以及4.制造条件进行规定。
1.钢组成
以下对本发明中的优选的化学成分进行说明。在说明中，％为质
量％。
C：0.03～0.15％
C是提高钢的强度的元素，在本发明中，为了确保所期望的强度，
需要含有0.03％以上。另一方面，超过0.15％时，不仅焊接性劣化，而
且对韧性也存在不良影响。因此，C规定为0.03～0.15％的范围。优选
为0.05～0.15％。
Si：0.01～0.5％
Si作为脱氧元素并且作为钢的强化元素是有效的。但是，在低于
0.01％的含量时，没有该效果。另一方面，超过0.5％时，不仅会损害钢
的表面性状，而且韧性极端劣化。因此，将其添加量设定为0.01～0.5％。
优选为0.02～0.45％的范围。
Mn：1.40～2.50％
Mn作为强化元素而添加。少于1.40％时，其效果不充分。另一方
面，超过2.50％时，焊接性劣化，钢材成本也升高。因此，Mn设定为
1.40～2.50％。优选为1.42～2.40％的范围。
P：0.03％以下
P超过0.03％时，会使焊接部的韧性显著劣化。因此，将上限设定
为0.03％。优选为0.02％以下。
S：0.0005～0.0030％
为了生成所需的CaS和MnS，S需要为0.0005％以上。另一方面，
超过0.0030％时，会使母材的韧性劣化。因此，S设定为0.0005～
0.0030％。优选为0.0006～0.0025％的范围。
Al：0.005～0.08％
Al作为脱氧剂发挥作用，为此需要含有0.005％以上。但是，含量
超过0.08％时，会使韧性降低，并且，在进行焊接的情况下，会使焊接
金属部的韧性降低。因此，Al规定为0.005～0.08％的范围。优选为0.02
～0.06％。
Ti：0.004～0.030％
Ti具有如下效果：通过微量添加而形成氮化物、碳化物或者碳氮
化物，抑制焊接热影响区中的奥氏体的粗大化、和/或作为铁素体相变
核而促进铁素体相变，由此使晶粒微细化，从而提高母材韧性。其效
果通过添加0.004％以上而得到。但是，含量超过0.030％时，因TiN粒
子的粗大化而使母材和焊接热影响区的韧性降低。因此，Ti设定为
0.004～0.030％的范围。优选为0.006～0.028％的范围。
N：0.0036～0.0070％
N在确保TiN的必要量方面是必要的元素。低于0.0036％时，得
不到充分的TiN量，焊接部韧性劣化。超过0.0070％时，在受到焊接
热循环时，TiN发生再固溶而过量生成固溶N，韧性显著劣化。因此，
N设定为0.0036～0.0070％。优选为0.0038～0.0065％的范围。
Ca：0.0005～0.0030％
Ca是具有通过S的固定而改善韧性的效果的元素。为了发挥这样
的效果，需要至少含有0.0005％以上。但是，即使含量超过0.0030％，
效果也饱和。因此，在本发明中，Ca限定为0.0005～0.0030％的范围。
优选为0.0007～0.0028％的范围。
在本发明中，需要满足下述式(1)。
0.30≤(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S≤0.80…(1)
其中，式(1)中，Ca、O、S为含量(质量％)。
Ca和S需要以满足(1)式的关系的方式含有。这种情况下，形成在
CaS上析出有MnS的复合硫化物的形态。该复合硫化物作为铁素体相
变的核发挥作用，因此，使焊接热影响区的组织微细化，焊接热影响
区的韧性提高。(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值小于0.30时，CaS
不发生结晶，因此，S以单独的MnS的形态析出。该MnS在钢板制造
时的轧制中伸长而引起母材韧性降低，并且MnS在作为本发明的着眼
点的焊接热影响区中熔融，不能实现微细分散。另一方面，
(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值大于0.80时，S几乎都被Ca固定，
在CaS上不会析出作为铁素体生成核发挥作用的MnS，因此，不能实
现充分的韧性提高。(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值的优选范围为
0.32～0.78％。
以上是本发明的基本成分组成。为了进一步提高特性，可以含有
Nb、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B、REM中的一种以上。
Nb：0.05％以下
Nb以NbC的形式在铁素体相变时或再加热时析出，有助于高强
度化。另外，具有在奥氏体区的轧制中扩大未再结晶温度范围的效果
而有助于贝氏体的板条束的细粒化，因此，对于韧性的改善也是有效
的。其效果通过含有0.005％以上而发挥，因此，在含有的情况下，优
选设定为0.005％以上。但是，添加量超过0.05％时，粗大的NbC析出，
反而会导致韧性的降低，因此，在含有的情况下，优选将其上限设定
为0.05％。更优选为0.007～0.045％的范围。
Cu、Ni、Cr、Mo
Cu、Ni、Cr、Mo均是提高钢的淬透性的元素。可以为了直接有
助于轧制后的强度提高、并且提高韧性、高温强度或耐候性等功能而
添加，这些效果通过含有0.01％以上而发挥，因此，在含有的情况下，
优选设定为0.01％以上。但是，过量含有时，韧性、焊接性劣化，因此，
在含有的情况下，对于各自的上限，优选Cu设定为1.0％、Ni设定为
1.0％、Cr设定为0.5％、Mo设定为0.5％。更优选为Cu：0.02～0.95％、
Ni：0.02～0.95％、Cr：0.02～0.46％、Mo：0.02～0.46％的范围。
V：0.2％以下
V是以V(C、N)的形式通过析出强化而提高钢的强度的元素，为
了发挥该效果，可以含有0.001％以上。但是，含量超过0.2％时，会使
韧性降低。因此，在含有V的情况下，优选设定为0.2％以下，更优选
设定为0.001～0.10％的范围。
B：0.003％以下
B是以微量提高钢的淬透性的元素，为了发挥该效果，可以含有
0.0005％以上。但是，含量超过0.003％时，会使焊接部的韧性降低，因
此，在含有B的情况下，优选设定为0.003％以下。更优选为0.0006～
0.0025％的范围。
REM：0.01％以下
REM使焊接热影响区的组织微细化而使韧性提高，即使添加也不
会损害本发明的效果，因此可以根据需要添加。该效果通过含有
0.0010％以上而发挥，因此，在含有的情况下，优选设定为0.0010％以
上。但是，过量添加时，会形成粗大的夹杂物而使母材的韧性劣化，
因此，在添加的情况下，优选将添加量的上限设定为0.01％。
需要说明的是，O作为不可避免的杂质而在钢中含有，使洁净度
降低。因此，在本发明中优选尽可能减少O。特别是，O含量超过0.0050％
时，CaO系夹杂物发生粗大化而使母材韧性降低。因此，优选设定为
0.0050％以下。
在本发明中，为了使Ca以CaS的形式结晶，需要在Ca添加前预
先降低与Ca的结合力强的O量，Ca添加前的残留氧量优选为0.0050％
以下。作为降低残留氧量的方法，可以采用强化脱气或者投入脱氧剂
等方法。
上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。
2.板厚表层部和中央部的韧性以及板厚中央部的织构
在本发明中，为了针对沿轧制方向或轧制直角方向等水平方向(钢
板的面内方向)发展的裂纹提高脆性裂纹传播停止特性，根据所期望的
脆性裂纹传播停止特性对板厚表层部和中央部的韧性以及板厚中央部
的RD//(100)面的聚集度进行适当规定。
首先，母材韧性良好是用于抑制裂纹的发展的前提。对于本发明
的钢板而言，作为板厚表层部和中央部的韧性，将板厚表层部和中央
部的夏比断口转变温度规定为-40℃以下。需要说明的是，板厚中央部
的夏比断口转变温度优选为-50℃以下。
另外，通过使RD//(100)面的织构发达，使解理面相对于裂纹主方
向倾斜地聚集，利用通过产生微细的裂纹分支而带来的脆性裂纹前端
的应力缓和的效果，使脆性裂纹传播停止性能提高。对于最近逐渐用
于集装箱船、散装货船等船体外板的板厚超过50mm的厚壁材料而言，
在从确保结构安全性的方面考虑得到作为目标的脆性裂纹传播停止性
能：Kca(-10℃)≥6000N/mm3/2的情况下，需要使板厚中央部的RD//(110)
面的聚集度为1.5以上、优选为1.7以上。因此，本发明中，使板厚中
央部的RD//(110)面的聚集度为1.5以上、优选为1.7以上。
另一方面，板厚中央部的RD//(110)面的聚集度大于4.0时，织构
过度发达，因此，脆性裂纹明显地发生分支，而不是产生微细的裂纹
分支，因此，难以发挥由脆性裂纹前端的应力缓和的效果带来的脆性
裂纹传播停止性能。因此，使RD//(110)面的聚集度为1.5～4.0的范围。
在此，板厚中央部的RD//(110)面的聚集度是指如下情况。首先，
从板厚中央部裁取板厚为1mm的样品，对与板面平行的面进行机械研
磨、电解研磨，由此准备X射线衍射用的试验片。使用该试验片并使
用Mo射线源，使用X射线衍射装置实施X射线衍射测定，求出(200)、
(110)以及(211)正极图，根据所得到的正极图通过邦格(Bunge)法计算求
出三维晶体取向密度函数。接着，根据所得到的三维晶体取向密度函
数，在以邦格标记从ψ2＝0°到ψ2＝90°为止以5°间隔合计为19张的断
面图中，对(110)面与轧制方向平行的取向的三维晶体取向密度函数的
值进行积分而求出积分值，用该积分值除以进行了上述积分的取向的
个数，将所得到的值称为RD//(110)面的聚集度。
除了上述母材韧性和织构的规定以外，还优选板厚中央部的夏比
断口转变温度和RD//(110)面的聚集度满足下述(2)式。通过使其满足下
述(2)式，能够得到更加优良的脆性裂纹传播停止性能。
vTrs(1/2t)-12×IRD//(110)[1/2t]≤-70…(2)
其中，式(2)中，
vTrs(1/2t)为板厚中央部的夏比断口转变温度(℃)
IRD//(110)[1/2t]为板厚中央部的RD//(110)聚集度
另外，t为板厚(mm)。
3.金属组织
为了得到上述韧性和织构，在奥氏体未再结晶温度范围内进行控
制轧制后，使其向贝氏体发生相变是有效的。在轧制后从奥氏体向铁
素体发生相变时，虽然能够得到目标韧性，但从奥氏体向铁素体发生
相变时，相变时间充分存在，因此所得到的织构变得不规则，不能实
现作为目标的RD//(110)面的聚集度为1.5以上、优选为1.7以上。与此
相对，在奥氏体未再结晶温度范围内轧制后的组织向贝氏体发生相变
时，相变时间不充分，通过进行优先形成特定取向的织构的、所谓的
变体选择，能够得到1.5以上、优选为1.7以上的RD//(110)面的聚集度。
因此，轧制、冷却后得到的金属组织以贝氏体为主体。在本发明中，
金属组织为贝氏体主体是指，贝氏体相的面积百分率为整体的80％以
上。关于余量，铁素体、马氏体(包含岛状马氏体)、珠光体等以合计的
面积百分率计为20％以下时是允许的。
4.制造条件
以下，对本发明中的优选的制造条件进行说明。
作为制造条件，优选对钢原材的加热温度、热轧条件、冷却条件
等进行规定。特别是对于热轧，优选除了规定奥氏体再结晶温度范围
和奥氏体未再结晶温度范围内的合计累积压下率以外，还对板厚中央
部处于奥氏体再结晶温度范围内的情况和处于奥氏体未再结晶温度范
围内的情况分别规定累积压下率，并且对板厚中央部处于奥氏体未再
结晶范围内的状态下的轧制的温度条件进行规定。通过规定上述条件，
能够使厚钢板的表层部及板厚中央部的夏比断口转变温度vTrs、板厚
中央部的RD//(110)聚集度为期望的值。
首先，利用转炉等将上述组成的钢水进行熔炼，通过连铸等制成
钢原材(钢坯)。
接着，优选将钢原材加热至1000～1200℃的温度后进行热轧。加
热温度低于1000℃时，不能充分确保进行奥氏体再结晶温度范围内的
轧制的时间。另外，超过1200℃时，不仅奥氏体晶粒发生粗大化而导
致韧性的降低，而且氧化损失变得显著，成品率降低。因此，优选将
加热温度设定为1000～1200℃。从韧性的观点出发，更优选的加热温
度的范围为1000～1150℃。
在本发明中，优选如下所述规定热轧条件和其后续的冷却条件。
由此，使在奥氏体未再结晶温度范围轧制后的组织向贝氏体发生相变，
因此，这种情况下的相变时间不充分，因而，通过进行优先形成特定
取向的织构的、所谓的变体选择(variantselection)，能够使RD//(110)
面的聚集度为1.5以上、优选为1.7以上。
关于热轧，首先，优选在板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围
内的状态下进行累积压下率为20％以上的轧制。通过使该累积压下率
为20％以上，使奥氏体发生细粒化，最终得到的金属组织也细粒化，
从而使韧性提高。累积压下率低于20％时，奥氏体的细粒化不充分，
对于最终得到的组织而言韧性不会提高。
接着，优选在板厚中央部的温度处于奥氏体未再结晶温度范围内
的状态下进行累积压下率为40～70％以上的轧制。通过使该温度范围
内的累积压下率为40％以上，能够使板厚中央部的织构充分发达，能
够使板厚中央部的RD//(110)面的聚集度为1.5以上、优选为1.7以上。
另外，该温度范围内的累积压下率超过70％时，织构过度发达，
RD//(110)面的聚集度大于4.0。因此，使累积压下率的范围为40～70％。
需要说明的是，板厚中央部的温度处于奥氏体未再结晶温度范围
内的状态下的轧制花费过多时间时，组织粗大化，导致韧性降低。因
此，优选将上述板厚中央部处于奥氏体未再结晶区域内的状态下的轧
制中最初道次的轧制温度与最后道次的轧制温度之差设定为40℃以
内。在此，轧制温度是指即将进行轧制之前的钢材的板厚中央部的温
度。板厚中央部的温度根据板厚、表面温度和热历程等通过模拟计算
等求出。例如，使用差分法计算出板厚方向的温度分布，由此求出钢
板的板厚中央部的温度。
将上述奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围合在一
起的合计累积压下率优选设定为65％以上。整体的压下率小时，组织
的压下不充分，韧性和强度不能达到目标值。通过使整体的累积压下
率为65％以上，能够对组织确保充分的压下量，韧性和聚集度能够达
到目标值。
奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围可以通过对具
有该成分组成的钢进行赋予使条件发生变化的热/加工历程的预实验来
把握。
需要说明的是，热轧的结束温度没有特别限定。从轧制效率的观
点出发，优选在奥氏体未再结晶温度范围内结束。
轧制结束后的钢板优选以4.0℃/秒以上的冷却速度冷却至450℃
以下。通过使冷却速度为4.0℃/秒以上，组织不会发生粗大化，并且通
过抑制铁素体相变而得到细粒的贝氏体组织，能够得到作为目标的优
良的韧性、聚集度。冷却速度低于4.0℃/秒时，组织的粗大化、铁素体
相变在各板厚位置发展，因此，不仅得不到所期望的组织，而且钢板
的强度也降低。
通过使冷却停止温度为450℃以下，能够使贝氏体相变充分进行，
能够得到所期望的韧性、聚集度。冷却停止温度高于450℃时，贝氏体
相变不会充分进行，还会生成铁素体、珠光体等组织，得不到作为本
发明目标的贝氏体主体的组织。需要说明的是，这些冷却速度、冷却
停止温度是指钢板的板厚中央部的温度。板厚中央部的温度根据板厚、
表面温度和冷却条件等通过模拟计算等求出。例如，使用差分法计算
出板厚方向的温度分布，由此求出钢板的板厚中央部的温度。
对于冷却结束后的钢板，还可以实施回火处理。通过实施回火，
能够进一步提高钢板的韧性。将回火温度以钢板平均温度计设定为AC1
点以下来实施回火处理，由此，能够不损害轧制、冷却中得到的所期
望的组织。本发明中，通过下式求出AC1点(℃)。
AC1点＝751-26.6C+17.6Si-11.6Mn-169Al-23Cu-23Ni+24.1Cr+
22.5Mo+233Nb-39.7V-5.7Ti-895B
上述式中，各元素符号表示钢中含量(质量％)，不含有时为0。
钢板的平均温度也与板厚中央部的温度同样地根据板厚、表面温
度和冷却条件等通过模拟计算等求出。
实施例
利用转炉将表1所示的各组成的钢水(钢符号A～Q)进行熔炼，通
过连铸法制成钢原材(钢坯厚度为250mm或300mm)，热轧至板厚55～
100mm后，进行冷却，得到No.1～27的供试钢。对于一部分，在冷却
后还实施回火。表2中示出了热轧条件和冷却条件。
对于所得到的厚钢板，从板厚的1/4部以使试验片的长度方向与
轧制方向成直角的方式裁取φ14mm的JIS14A号试验片，进行拉伸试
验，测定屈服强度(YS)和拉伸强度(TS)。
另外，为了评价韧性值，从板厚表层部和板厚中央部(以下，有时
将板厚中央部记为1/2t部)以使试验片的长度方向与轧制方向平行的方
式裁取JIS4号冲击试验片，进行夏比冲击试验，分别求出断口转变温
度(vTrs)。在此，表层部的冲击试验片使用使最接近表面的面为距钢板
表面1mm的深度的试验片。
对所得到的厚钢板的与轧制长度方向平行的板厚断面进行镜面研
磨后，利用光学显微镜对通过蚀刻露出的金属组织进行观察。
接着，为了评价脆性裂纹传播停止特性，进行标准ESSO试验(温
度梯度型ESSO试验)，求出-10℃下的Kca值(Kca(-10℃))。
进而，以下述方式求出板厚中央部的RD//(110)面的聚集度。首先，
从板厚中央部裁取板厚1mm的样品，对与板面平行的面进行机械研磨、
电解研磨，由此准备X射线衍射用的试验片。使用该试验片并使用Mo
射线源，使用X射线衍射装置实施X射线衍射测定，求出(200)、(110)
和(211)正极图，根据所得到的正极图通过邦格法计算求出三维晶体取
向分布密度函数。接着，根据所得到的三维晶体取向分布密度函数，
在以邦格标记从φ2＝0°到φ2＝90°为止以5°间隔合计为19张的断面图
中，对(110)面与轧制方向平行的取向的三维晶体取向分布密度函数的
值进行积分而求出积分值，用该积分值除以进行了上述积分的取向的
个数，将所得到的值作为RD//(110)面的聚集度。
为了评价大线能量焊接特性，对供试钢板实施坡口加工(坡口角度
20°)，使用市售的用于低温用钢的电气弧焊用金属丝，通过电气焊以
300～750kJ/cm的线能量制作焊接接头，作为HAZ韧性，通过2mmV
形缺口夏比试验对接合部的韧性进行评价。试验以-20℃下的夏比吸收
能的vE-20(3根平均值)来进行。
表3中示出了这些试验的结果。处于本发明的范围内的供试钢板
(制造No.1～11)显示出Kca(-10℃)为6000N/mm3/2以上的优良的脆性裂
纹传播停止性能。另外，大线能量焊接接头的接合部的吸收能为
vE-20≥88J，显示出优良的值。另外，对于表层部和板厚中央部的夏比
韧性值(断口转变温度)以及RD//(110)聚集度满足(2)式的供试钢板(制
造编号2～11)而言，与不满足(2)式的供试钢板(制造编号1)相比，得到
了高Kca(-10℃)值。需要说明的是，这些供试钢板(制造No.1～11)的金
属组织均以贝氏体为主体。
另一方面，对于钢板的成分在本发明的优选范围内、但钢板的制
造条件中的加热、轧制条件在本发明的优选范围外的钢板(制造
No.20～27)，Kca(-10℃)值没有达到6000N/mm3/2。对于钢板的成分不
满足本发明的条件的供试钢板(制造No.12～19)，大线能量焊接接头的
吸收能：vE-20为22J以下，与本发明例相比较差。
符号说明
1标准ESSO试验片
2缺口
3裂纹
3a分支
4前端形状
5母材