厚鋼板的制作方法

專利名稱：：厚鋼板的制作方法
技術領域：
：本發明涉及主要被用作船舶和橋梁的結構材料的原材的厚鋼板，特別是涉及將已經發生的脆性龜裂的傳播加以停止這一特性(抑制(arrest)特性)得到了改善的厚鋼板。
背景技術：
：在船舶、建筑物、油罐、海洋結構物、管線管等結構物所使用的厚鋼板中，為了抑制結構物的脆性破壞，要求其具有抑制特性(以下稱為"脆性龜裂傳播停止特性")，該特性是抑制由于脆性龜裂的傳播而造成的破壞的能力。近年來，隨著結構物的大型化，使用屈服應力為390MPa以上，板厚為50mm以上的高強度厚鋼板的情況大量存在。但是，上述這樣的脆性龜裂傳播停止特性，對其的確保一般會隨著鋼板的高強度、厚壁化而變得困難。另一方面，在集裝箱船中，為了效率化而在推進大型化，隨之而來的是使用厚壁、高強度的鋼板。若考慮到船體的破壞安全性，則首要的是不使脆性破壞發生，但假如脆性破壞已經發生時，為了避免船體的全面損毀，使船體具有脆性龜裂傳播停止特性以使龜裂的傳播停止尤為重要。從這一背景出發，就要求在上甲板部使從艙口圍板部發生的脆性龜裂停止。為了使脆性龜裂停止，關于上甲板部所要求的脆性龜裂傳播停止特性，至今為止也有所研究，認為即使負荷應力和脆性龜裂進展長度變大，而厚板鋼板的應力擴大系數K值飽和，如果一10。C下的Kca值(作為脆性龜裂傳播停止特性的指標的數值)為3500N/mm"2(MPamm1/2)左右，則也能夠使脆性龜裂停止。因此，特別是在集裝箱船中期望有一種技術，其可以對高強度厚鋼板賦予上述脆性龜裂傳播停止特性。此外，上述Kca值還期望能夠得到更高的值(例如4500N/mm3/2以上，5000N/mm3/2以上)。4另外，近年來在集裝箱船等之中，以重復應力載荷造成的疲勞為原因，發生的龜裂的進展速度成為問題，因此除了上述脆性破壞停止特性以外，還要求其具有能夠使一旦發生的疲勞龜裂的進展速度盡可能延緩這樣的特性(以下稱為"疲勞龜裂進展抑制特性")。關于疲勞龜裂進展抑制特性，具體來說是要求在特定的應力(AK=10MPa*^Tm)環境下，表示應力負荷每一次循環的進展性的指數的da/dn(疲勞龜裂進展速度)為5.0x10—6mm/cycle以下。作為使脆性龜裂傳播停止特性提高的方法，已知有(a)添加合金元素的方法;(b)使晶粒直徑微細化的方法等。其中作為添加合金元素的方法，例如提出有專利文獻l這樣的技術。在該技術中，作為合金元素含有Ni，通過抑制冷卻過程中的冷卻速度而使貝氏體的粒徑微細化，從而使脆性龜裂傳播停止特性提高。但是在這一技術中，也會由于添加合金元素而招致成本增大。另一方面，作為通過使晶粒直徑微細化而使脆性龜裂傳播停止特性提高的方法，已知有例如專利文獻2、3這樣的技術。在這些技術中，以鐵素體為母相，并使該鐵素體的粒徑微細化，由此確保良好的脆性龜裂傳播停止特性。但是，在這些技術中，因為以軟質的鐵素體為母相，所以在高強度厚鋼板上的應用困難。另外，作為改善脆性龜裂進展抑制特性的技術，至今為止也提出有多種，例如在專利文獻4中提出有一種疲勞龜裂進展抑制特性優異的鋼板，其通過如下方式實現設鋼板表面的法線方向為ND時，具有a鐵的(lOO)面與ND平行的方位((100)//ND)的晶粒，和具有a鐵的(111)面與ND平行的方位{(111)//ND)的晶粒之間的境界沿著龜裂的進展方向至少在30pm橫穿1處以上，以及在與鋼板表面平行的測定面，鋼板內部的a(lll)面強度比與a(100)面強度比的比為1.252.0。越是在高應力下使用的鋼板，對于疲勞特性的關注越高，但是前述技術因為以鐵素體為主體(例如70面積。/。以上)，所以只能對應390490MPa左右的強度級，特別是在疲勞龜裂構成問題的部分存在不能適用的問題。另外在前述技術中，為了如前述這樣控制結晶方位，公開在使鐵素體析出70面積。/。以上的Y—a二相域的低溫區域或a溫度域進行強加工。對于這樣的鐵素體組織，在以貝氏體為主體的組織(將其稱為"惟一貝氏本組織")中，已知與奧氏體具有一定的方位關系生成，通過與前述技術同樣的方法不能控制結晶方位。在專利文獻5中，提出有一種疲勞龜裂進展特性優異的鋼板，其是在貝氏體組織或馬氏體組織下，施加最大拉伸、壓縮應力為土0.012，反復速度0.5Hz，達到最大應變的波數12的遞增遞減重復負荷為15次時，由1次最大應變時的應力(J,和15次的最大應變時的應力(J,5的比(J，/(J,5所表示的反復軟化參數為0.65以上、0.95以下。而且在該技術中還顯示，由于龜裂前端的位錯的移動、消失帶來的軟化，使得應變得到緩和，龜裂進展被抑制。在該技術中，通過在與通用鋼類似的成分系下以一般的制造方法進行制造，能夠得到疲勞龜裂進展抑制特性優異的鋼板，但并沒有一定要明確地與一般材料進行區別的意思，不是說只要規定前述這一軟化參數，希望的特性就會得到發揮。此外，也存在斷裂轉變溫度vTrs超過0。C的實施例，存在不能充分滿足作為結構物的特性的可能性。專利文獻1特開2007—302993號公報專利文獻2專利第3845113號公報專利文獻3特開2002—256374號公報專利文獻4特開2000—17379號公報專利文獻5特開2004—27355號公報
發明內容本發明著眼于上述這樣的情況而做，其第一目的在于，提供一種脆性龜裂傳播停止特性優異的厚鋼板，其不會招致制造成本的增大，即使在板厚超過50mm時，仍滿足高強度(抗拉強度為490MPa以上)，并且一10。C下的Kca值滿足3500N/mm3/2以上。另外，第二目的在于，提供一種脆性龜裂傳播停止特性更優異的厚鋼板，其在一10。C下的Kca值滿足4500N/mm3/2以上。此外，第三目的在于，提供一種脆性龜裂傳播停止特性進一步優異的厚鋼板，其在一10。C下的Kca值滿足5000N/mm3/2以上。另外，第四目的在于，除了具有一10。C下的Kca值滿足3500N/mm"2以上這一脆性龜裂停止特性的厚鋼板以外，再提供一種疲勞龜裂進展抑制特性也優異的厚鋼板，其在特定的應力(AK=10MPa環境下，疲勞龜裂進展速度(da/dn)為5.0x10—6mm/cyde以下。能夠達成所述第一目的的本發明的厚鋼板(以下稱為第一發明的鋼板)，具有如下要旨其分別含有C:0.030.10%("質量％"的意思，涉及化學成分組成則下同)、Sh0.50%以下(含0%)、Mn:1.02.0%、P:0.015%以下(不含0%)、S:0.010%以下(不含0%)、Al:0.0050.060%、Nb:0.0200.060o/o、Ti:0.0080.030%、N:0.00200.010%和0:0.010%以下(不含0%)，并且固溶B抑制在0.0005。/。以下(含0%)，在距表面深t/4t/2(t表示板厚，下同)的位置的顯微組織中，準多邊鐵素體的平均面積率為3085%。能夠達成所述第二目的的本發明的厚鋼板(以下稱為第二發明的鋼板)，是上述第一發明的鋼板，其中，具有如下要旨將距表面深t/4和t/2的位置的平均晶粒直徑分別設為d(t/4)和d(t/2)時，由下式(1)規定的Ko滿足(Ko>6750)的關系。K0=5.68xl0-20{2,25xl0-2[—400-d(t/2)-1/2+313]2—15[—400'd(t/2)"/2+313]+6418}6.25/{l—3.288xl0_9(—92[—400-d(t/4)"/2+313]+32700)2}...(1)還有，在此所說的平均晶粒直徑d，是指準多邊鐵素體的平均晶粒直徑。能夠達成所述第三目的的本發明的厚鋼板(以下稱為第三發明的鋼板)，是上述第一發明的鋼板，其中，具有如下要旨在距表面深t/4的位置，設鄰接的2個結晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的粒徑為有效晶粒直徑D(pm)時，其在島狀馬氏體的平均當量圓直徑d(pm)和鋼板的屈服應力YS(MPa)的關系中滿足下式(2)。一215+1.56xD+9,79xd+0.24xYS〈陽60…(2)能夠達成所述第四目的的本發明的厚鋼板(以下稱為第四發明的鋼板)，是上述第一發明的鋼板，其中，具有如下要旨從距表面深2mm的位置至所述t/4的位置的區域中的平均晶粒直徑為50|_im以下，并且距表面深2mm的位置中的鋼組織的晶粒直徑與由該晶粒直徑計數的晶粒數的關系由直方圖表示時，取晶粒數極大的2個晶粒直徑的差異為1030pm。在本發明的厚鋼板(所述第一四發明的鋼板)中，根據需要含有如下等元素也有用(a)Cu:2%以下(不含0%)、Ni:2%以下(不含0%)和Cr:2%以下(不含0%)之中的1種以上；(b)Mo:0.5%以下(不含0%);(C)V:0.1%以下(不含0%);(d)Mg:0.005%以下(不含0%);(e)Zr:0.1%以下(不含0%)禾口/或Hf:0.05%以下(不含0%);(g)Ca:0.0035%以下(不含0%);(h)Co:2.5%以下(不含0%)和/或W:2.5%以下(不含0%);(i)稀土類元素0.010%以下(不含0)，根據所含有的成分，鋼板的特性得到改善。在本發明的鋼板中，以通過嚴密規定母材鋼板的化學組成和內部組織而實現適當化，能夠實現脆性龜裂停止特性優異的厚鋼板，或者脆性龜裂傳播停止特性和疲勞龜裂進展抑制特性優異的厚鋼板，這種鋼板作為以船舶、建筑物為首的各種大型結構物的原材有用。具體實施例方式本發明者們為了達成上述課題，一直以來就影響脆性龜裂傳播停止特性的要因反復進行研究。其結果表明的情況是，從破壞力學的觀點出發，在脆性龜裂傳播停止特性提高上，比起板厚表面，提高內部的韌性值的方法更有優勢，因為認識到了這一技術的意義，所以率先申請(特愿2007-262872)。即，對于脆性龜裂傳播停止特性來說，認為使鋼板表層部的韌性良好即可，但根據本發明者們的研究判明，通過'提高距鋼板表面深t/4t/2(t:板厚)的位置的韌性，脆性龜裂會有效地停止。另外還得到的結論有，鋼板的脆性龜裂傳播停止特性很大程度上受到貝氏體組織的形態的影響，以及該組織能夠通過化學成分、熱軋、冷卻條件的適當化而加以控制。因此本發明者們發現，作為板厚內部，選擇距表示t/4t/2(t:板厚)的位置，如果作為該位置中的顯微組織而使規定量的準多邊鐵素體形成，則能夠使鋼板的脆性龜裂傳播停止特性良好，首先完成了第一發明的鋼板。另外判明，為了使這樣的準多邊鐵素體生成，在適當調整鋼板的成分，%以下)以后，調整熱軋的條件和其后的冷卻條件很重要。歷來，使相變溫度低溫化以得到微細的板條狀(束狀)的貝氏體組織(貝氏體鐵素體)是一般性的改善方法，但在本發明中全新提出了貝氏體組織的有效形態，這一點成為要點。準多邊鐵素體為粒狀(塊狀)，其維氏硬度Hv為150200左右。通過使這樣的粒狀的相在規定區域中形成，鋼板的脆性龜裂傳播停止特性良好。但是，為了使準多邊鐵素體形成，從而使脆性龜裂傳播停止特性良好，需要確保其平均面積率至少為30%以上，但若其量過剩而超過85%，則強度降低。還有，除準多邊鐵素體以外，也可以含有板條狀貝氏體、馬氏體、鐵素體、滲碳體等。在第一發明的鋼板中，通過如上述這樣規定化學成分和在特定區域中的組織，能夠實現脆性龜裂傳播停止特性優異的厚鋼板能夠實現，而這樣的厚鋼板，其焊接熱影響部(以下表示為"HAZ")的韌性也基本良好。即，本發明的厚鋼板，作為船舶、建筑物、油罐、管線管等的焊接結構物適用，即便還要求焊接時的HAZ的韌性良好，而這一HAZ韌性也良好。第一發明的鋼板，其化學成分組成被適當調整也是特征之一。以下，說明化學成分的范圍限定理由。[C:0.030,10%]c是用于確保鋼板(焊接母材)的強度所需要的元素，為了確保期望的強度，需要使之含有0.03%以上。但是，若過剩地含有C，則HAZ韌性反而降低。由此，其上限需要為0.10%。還有，C含量的優選下限為0.04%，更優選0.05%，優選上限為0.09%，更優選0.08%。[Si:0.50%以下(含0%)]Si是用于確保鋼板的強度有效的元素，根據需要含有。但是若過剩地含有，則使鋼材(母材)中大量析出島狀馬氏體相(M-A相)，使HAZ韌性劣化。由此，使其上限為0.50%。還有，Si含量的優選下限為0.1。/。，優選上限為0.4%。[Mn:1.02.0o/o]Mn使淬火性提高，在確保鋼板強度上是有效的元素，為了發揮這樣的效果，需要使Mn含有1,0%以上。但是，若過剩地含有Mn，則鋼板的HAZ韌性劣化，因此使上限為2.0%。Mn含量的優選下限為1.3%,優選上限為1.8%。[P:0.015%以下(不含0%)]P是不可避免混入的雜質，給鋼板和HAZ的韌性帶來不利影響，因此優選盡可能少。從這一觀點出發，P可以抑制在0.015。/。以下。P含量的優選上限為0.01%。[S:0,010%以下(不含0%)]s與鋼板中的合金元素化合，形成各種夾雜物，是對鋼板的延性和韌性起有害作用的雜質，因此優選盡可能少，但是，考慮實用鋼的純凈度的程度，可以抑制在0.010%以下。還有，s是鋼中不可避免會包含的雜質，使其量為0°/。在工業生產上很困難。[Al:0.0050.060%]Al是作為脫氧劑有效的元素，并且還發揮著使鋼板的顯微組織微細化帶來的母材韌性提高效果。為了揮這樣的效果，Al含量需要為0.005%以上。但是，若過剩含有，使鋼材(母材)中大量析出島狀馬氏體相(M-A相)，使HAZ韌性劣化。由此，使其上限為0.060%。還有，Al含量的優選下限為0.01%(更優選為0.02%)，優選上限為0.04%。[Nb:0,0200,060o/o].Nb使淬火性提高，發揮著使母材強度提高的效果。但是，若大量含有，則碳化物的生成變多，脆性龜裂傳播停止特性劣化，因此優選為0.060%以下(更優選為0.04%以下)。還有，用于有效地發揮這些效果的含量為0.020%以上。[Ti:0.0080.030%]Ti使TiN在鋼中微細分散而防止加熱中的奧氏體晶粒的粗大化，并且與Nb—樣，具有抑制奧氏體的再結晶的效果，因此其發揮著使奧氏體晶粒微細化，使相變后的組織微細化的效果。另外，TiN使焊接時的HAZ部的奧氏體晶粒微細化，對HAZ韌性的改善有效。為了發揮這樣的效果，Ti需要含有0.008。/o以上。但是，若Ti的含量過剩，則焊接性受損，因此為0.030%以下。10[N:0.00200.0腦;iN與A1、Ti、Nb、B等結合，形成氮化物，具有使母材組織微細化的效果，并且使焊接時的奧氏體晶粒微細化，以及使晶內組織微細化，使HAZ韌性提高。為了發揮這樣的效果，需要使N含有0.0020%以上。但是，固溶N成為使HAZ韌性劣化的原因。由于總氮量的增加，導致前述的氮化物增加，固溶N也過剩并有害，因此為0.010%以下。優選為0.008%以下(更優選為0.006°/。以下)。o作為不可避免的雜質被含有，不過在鋼中作為氧化物存在。但是，若其含量超過0.010%，則粗大的氧化物生成，HAZ韌性劣化。因此，使O含量的上限為0.010°/。。0含量的優選上限為0.005%(更優選為0.003%)。[固溶B:0.0005%以下(含0%)]B的固溶量因為會對脆性龜裂傳播停止特性的提高有效的準多邊鐵素體的生成產生很大的影響，所以需要限制。若固溶B超過0.0005%，則準多邊鐵素體難以生成，使脆性龜裂傳播停止特性降低。由此，使固溶B的上限為0.0005%。優選的范圍抑制在0.0003%以下，更優選在0.0001%以下。固溶B量能夠通過B的添加量和加熱、軋制條件進行控制。減少B添加量、降低加熱溫度、增加低溫下的軋制壓下量都能夠降低固溶B量(5ppm以下)。在第一發明的鋼板中，除上述成分以外，由鐵和不可避免的雜質(例如Sb、Se、Te等)構成，但也能夠含有在不破壞其特性的程度的微量成分(允許成分)，這種鋼板也包含在本發明的范圍內。當制造第一發明的鋼板時，以如下方式進行即可用通常的熔煉法熔煉滿足上述化學成分量的鋼，將該鋼液冷卻而成為板坯后，例如加熱至950130(TC的范圍后進行熱軋，接著使Ar3變態點+15(TCAr3變態點+100匸的累積壓下率為1030%進行軋制，使Ar3變態點+50"CAr3變態點的累積壓下率為1020%進行終軋，其后以0.120。C/秒的平均冷卻速度冷卻至40(TC。還有，上述所示的溫度以表面的溫度進行管理。[加熱溫度9501300°C]從一下子全部使鋼板的組織奧氏體化這一觀點出發，需要為950。C以ii上，但是若加熱溫度超過130(TC，則奧氏體粗大化，在后面的工序中難以得到期望的組織。[Ar3變態點+15(TCAr3變態點+10(TC的累積壓下率1030%〗通過使該溫度范圍的累積壓下率為1030%，并與后面的工序加以結合，能夠粒狀化(granular)。脫離這一溫度范圍，累積壓下率低于10%或超過30%時，不能確保準多邊鐵素體為30%以上。還有，在本發明中所謂"Ar3變態點"，是由下式(3)求得的值。Ar產910—230X[C]+25X[Si]—74X[Mn]—56X[Cu]—16X[Ni]—9X[Cr〗一5X[Mo]—1620X[Nb]…(3)其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]禾口[Nb]分別表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及Nb的含有量(質量％)。[Ar3變態點+5(TCAr3變態點的累積壓下率1020%〗通過使該溫度范圍的累積壓下率為10%以上，能夠進行適當的粒狀化(granular)。脫離這一溫度范圍，累積壓下率低于10%或超過20%時，不能確保準多邊鐵素體為30%以上。還有，上述累積壓下率為下式(4)求得。累積壓下率=(to—t,)/tQxlOO…(4)[式(4)中，to表示該溫度區域的鋼片的軋制開始厚度(mm)，t!表示該溫度區域的鋼片的軋制結束厚度(mm)。][Ar3變態點400。C的平均冷卻速度(U2(TC/秒〗冷卻時的平均冷卻速度低于O.rC/秒或超過20。C/秒時，不能時行粒狀化(granular)。另外，之所以冷卻至400°C，是由于在此以下的溫度下不會發生在此以上的組織相變。本發明者們基于有關上述第一發明的鋼板的發現，對于Kca值為4500MPamm1/2以上的發揮著優異的脆性龜裂傳播停止特性厚鋼板進一步反復研究。其結果發現，在適當控制鋼板的化學成分組成，適當控制鋼板中的組織(即，使冷多邊鐵素體的平均面積率為3085%)的鋼板中，如果使由前式(1)賦予的龜裂進展驅動力Ko的值(以下僅稱為"KJ直")超過6750(MPa*mm1/2)，則能夠實現符合上述目的的厚鋼板，從而完成了第二發明的鋼板。作為評價抑制特性的標準，一般采用通過ESSO試驗求得的Kca值(參照后述實施例)。但是，為了求得該Kca值，需要進行復雜的實驗，因此作為便于評價抑制特性的標準，規定由前式(1)規定的K。值。對于該式求得的原委進行說明。在上述ESSO試驗中，針對在試驗體上施加應力的情況，假定通過有脆性龜裂的溫度TQ，將這時的龜裂進展驅動力設為K。。作為相對于該龜裂進展驅動力KJ勺阻抗，有在鋼板表面(即t/4部)發生的延性破壞(剪切唇shearlip)造成的阻抗Ks(單位MPa'mm"2),和在板厚中央部(t/2部)的阻抗Kd(單位MPa'mm1/2)2個。其中，認為阻抗&使上述龜裂進展驅動力與Ko成比例，由此能夠表示為Ks-Kor(r:比例常數)。這些阻抗Ks、Kd帶給龜裂停止很大的影響。這時，在溫度T。下，為了使龜裂停止，需要下式(5)的關系成立。另外，這時認為龜裂進展驅動力Ko與溫度T()下的Kca值對應。下式(5)能夠以下式(6)的方式變形。K0=Ks+Kd=K0r+Kd(5)K0=Kd/(l—r)(6)其次，根據技術文獻"壓力技術Vol.31，No.2(1993)，p2"(以下稱為"參考文獻I"),認為比例常數r與板厚表層附近的動態破壞韌性值KD⑧相關連。動態破壞韌性值是高速進展的龜裂相對應的破壞韌性值，認為與一般的破壞韌性值(Kci)不同。另一方面，根據技術文獻"日本造船學會論文集Vo1.177(1995)，p243"(以下，稱為"參考文獻2")，認為即使是高速進展的脆性龜裂，在剪切唇發生的表層附近時，龜裂進展速度也會極度降低。在此，在表層附近因為龜裂進展速度極度降低，所以其動態破壞韌性值也與通常的破壞韌性值等價。由此，比例常數r與表層附近的破壞韌性值Kci相關。此外，根據上述參考文獻2，認為破壞韌性值Kci與斷裂轉變溫度vTrs相關。還有，所謂斷裂轉變溫度vTrs是通過擺錘沖擊試驗求得的脆性斷裂轉變溫度vTrs。由此，比例常數r與表層附近的斷裂轉變溫度vTrs相關。例如，表層附近的材料特性，若認為能夠由t/4部的材料特性代表，則認為比例常數r與t/4部的斷裂轉變溫度VTrs(以下簡略記為[vTrs(t/4)])。另一方面，板厚中央部的阻抗Kd是同一部位的動態破壞韌性值，與通常的破壞韌性值不同。根據上述參考文獻2，動態破壞韌性值(即阻抗Kd)與局部臨界應力CJF相關。局部臨界應力W是龜裂前端的極微小區域的拉伸破壞應力。該拉伸破壞是結晶物的解理斷裂和晶界的延性破壞的延續。在此，對于晶界的延性破壞的強度(應力)，被認為延性破壞部越多其越高。延性破壞部被認為晶界越多，即晶粒直徑d越小，對于延性破壞的強度越高。即，局部臨界應力CTF與晶界直徑d成反比。另一方面，認為d"。一般與斷裂轉變溫度vTrs存在比例關系。由以上可知，局部臨界應力W與斷裂轉變溫度vTrs相關。例如，板厚中央部附近的材料特性被認為若能夠由t/2部的材料特性代表，則Kd與t/2部的斷裂轉變溫度vTrs相關。根據以上，作為Kca的代替參數的破壞韌性驅動力Kc能夠如下式(7)這樣表示。K0=Kd/(1—r)=f2(vTrs(t/2)/(卜f,(vTrs(t/4))))…(7)上式(7)的&()、f2()分別是函數，例如，如果能夠掌握室溫(25°C)下的屈服應力oy、板厚t和根據設計要件得到的溫度條件To,則作為斷裂轉變溫度vTrs(t/4)和vTrs(1/2)的函數能夠公式化。這公式化的步驟如下。首先，關于上述比例常數r，能夠以下式(8)的方式表示(所述參考文獻l)。r=(4/兀)(tsl/t)(aY1/cj0)cos"((a—lsl)/a}...(8)其中，tsl表示表層部的延性破壞(剪切唇)的幅度(mm)，(Jy'表示溫度To下的鋼板表層附近的高速拉伸變形時的屈服應力(MPa)，cj()表示ESSO試驗時的屈服應力(MPa)，a表示龜裂長度(mm)，lsl表示(sideligament)長度(mm)。上述表層部的延性破壞(剪切唇)的寬度tsl能夠以下式(9)的方式表示。還有，在下式(9)中，ksl是系數(剪切唇寬度與塑性域尺寸的比)，根據所述參考文獻2，ksl=2。tsl二kslrp…(9)另外，在上式(9)中，卬為塑性域尺寸(mm)，由下式(10)表示。rp二l/6兀(Kd(b)/cjy1)2…(10)其中，KD(b)表示表層部附近的動態破壞韌性值(MPa'mm"2)根據所述參照文獻2，在剪切唇的發生部，由于龜裂進展速度顯示極其低速，因此能夠等同為通常的破壞韌性值Kci。即，如下式(ll)所示。K,=Kci…(11)破壞韌性值kci，例如根據文獻(北田博重著，博士論文"關于TMCP的屈服點40kgf/mm2級鋼板的實船應用中的韌性要求基準的研究"(1990)，p32:以下稱為"參考文獻3"),如下式(12)(14)，顯示出與斷裂轉變溫度vTrs的關系。Kci二3.81x(。y0/9.8)exp{K0(1/iTK—1/T0)}…(12)K0=6,65iTK_290…(13)汀K二(0.0032xOy0/9.8+0.391)vTrs+2.74(T)1/2+17.3…(14)其中，c^表示鋼材的室溫(25°C)下的屈服應力在此，具體來說以應力(Jo對于板厚二60mm、屈服應力ciyQ=500MPa的鋼實施ESSO試驗時，嘗試使根據船舶等的設計要件而得到的溫度條件To下的K()公式化。船舶的情況是，根據設計條件得到的溫度條件To多為010°C，因此，這里設定為TQ=—10°C。另外在ESSO試驗中，雖然以各種應力條件進行實驗，但若應力過低，則龜裂進展量極小，至溫度T0二一10。C的溫度區域，龜裂不進展的可能性高。因此，需要有充分高的應力。船舶的情況下，多是根據設計要件取決設計應力，掌握該設計應力下的龜裂停止性能最為合理。因此，這里使用ABS規格(美國船級協會規格)ET40所對應的設計使用應力(例如，"日本船舶海洋工學講演論文集"Vol.3(2006)，p359:以下稱為"參考文獻4")，(Jo=252MPa。在這一示例的情況下，vTrs和Kci顯示出比例關系。根據這一關系，本發明者們發現，采用表層部的Kci(Kci(b))，能夠得到下式(15)。KD(B)=KchB)d=_92vTrs+32700…(15)還有，前式(8)的ciw是溫度TQ(二一10。C)下的鋼材表層附近的高速拉伸變形時的屈服應力。該屈服應力ayi依賴于表層附近的龜裂進展速度，若基于前述參考文獻2將該速度作為100m/秒，則使屈服應力aY1根據參考文獻的Figl(b)，能夠得到屈服應力cjY1=800MPa。另外，前式(8)所示的a為龜裂長度，lsl為(sideligament)長度，但lsl根據前述參照文獻2為1020mm左右。另外，通常的ESSO試驗中的龜裂長度a多為300mm左右，因此(a—lsl)/a約為0.95左右。由以上可知，比例常數r能夠以下式(16)的方式公式化。還有，這里的vTrs為表層附近的材料的斷裂轉變溫度vTrs[vTrs(表層附近)]。例如如前述，若認為表層附近的vTrs與t/4部的vTrs等同，則下式(17)的關系成立。r=3.288xl(T9(一92v[Trs(表層附近)]+32700)2...(16)r=3.288xl0-9(—92[vTrs(t/4)]+32700)2…(17)以上是比例常數r的具體的公式化示例，但對于比例常數r的公式化能夠以如下方式理解。即，比例常數r為以下這樣的函數。r=fi，(tsl、cjyi、G(j、(a—lsl)/a)二&，(K卿、ksl、cj丫i、oo、(a—lsl)/a)二fV([vTrs(表層近傍)]、ay0、T0、t、ksl、cjy1、cr0、(a—lsl)/a)在此，參數以如下方式求得。vTrs(表層附近)表層附近的斷裂轉變溫度(。C)—從鋼材提取(jy0:鋼材的室溫(25°C)的屈服應力—從鋼材提取To:根據設計要件得到的溫度條件。t:鋼板的厚度—從鋼材提取ksl:剪切唇寬度與塑性域尺寸的比—相對于一般的鋼材，顯示在參考文獻2等中。ciY1:溫度To下的鋼材表層附近的高速拉伸變形時的屈服應力—顯示在參考文獻2等中。do:根據設計要件得到的負荷應力條件。(a—lsl)/a:a為龜裂長度，lsl為(sideligament)長度，均針對一般性的鋼材，能夠根據參考文獻2類推。由以上可知，除去根據設計要件求得的值和由文獻得到的值，為r二fr，([vTrs(表層附近)]，ayQ、t)，相對于一定屈服應力CTyo和板厚t的條件，能夠表示為f&([vTrs(表層附近)])。16式化的步驟進行詳細地說明。根據前述參考文獻2，Kd以下式(18)的方式公式化。。f=cjY2Syy{(1—v2)(Kd/cyY2)2/rc}-s...(18)在上式(18)中，ciY2為溫度T。(=—10°C)下的板厚中央部附近的高速拉伸變形時的屈服應力(MPa)，該屈服應力c7y2也依賴于板厚中央部附近的龜裂進展速度，若同樣使速度為600m/秒(以標準的ESSO試驗得到的龜裂進展速度)，則根據前述參考文獻2的Fig11(b)為800MPa。上述v為泊松比，為0.3。另外，re是表示局部區域的常數(單位mm)，根據前述參考文獻2為0.3mm。一s是表示應力特異性的強度的指數，在此，一10。C、龜裂進展速度600m/秒下的一s根據前述參考文獻2為0.08。！^是表示應力的強度的系數，根據前述參考文獻2，2yy-4。W是局部臨界應力(MPa)，若采用晶粒直徑d，則如前述，認為與1/d(=(—A.vTrs+B)2)成比例。在此，A、B根據文獻("熱處理"，Vo1.47，No-2(2007)，p66:以下稱為"參考文獻5")，A=3，B=1000。斷裂轉變溫度vTrs的單位為K。另外，根據參考文獻2，使局部臨界應力ap成為40004500MPa的值，若假定其與斷裂轉變溫度vTrs的變化(273263K)相對應，則以下式(19)表示。cjF=2.25xl(T2vTrs2—15vTrs+6418…(19)根據以上，Kd以下式(20)的方式被公式化。Kd的單位為MPrmm"2。Kd=5.68xl0-20(2.25xl0-2vTrs2—15vTrs+6418)625…(20)還有，這里的斷裂轉變溫度vTrs為板厚中央部附近的材料的vTrs[vTrs(板厚中央部附近)]。例如，如前述，若認為板厚中央部附近的斷裂轉變溫度vTrs與t/2部的vTrs[vTrs(t/2)]等同，則上式(20)能夠以下式(21)表示。Kd=5.68xlO-2C)(2.25X10—2[vTrs(板厚中央部附近)]2—15[vTrs(板厚中央部附近)]+6418)625=5.68xl0-20(2.25x10-2[vTrs(t/2)]2—15[vTrs(1/2))]+6418)625…(21)以上是Kd的具體的公式化示例，但關于Kd的公式化，能夠以如下方式理解。即，Kd是下式(22)所示的函數。Kd=f2，((JF、cjy2、rc、v、一s、2yy)=f2，([vTrs(板厚中央部附近)]、(JY2、rc、v、一s、S^)(22)在此，各參數以如下方式求得。vTrs(板厚中央部附近)板厚中央部附近的斷裂轉變溫度(°C)—由鋼材提取cjY2:溫度TO下的板厚中央部附近的高速拉伸變形時的屈服應力—對于一般性的鋼材，顯示參考文獻2。rc:表示局部區域的常數—對于一般性的鋼材，顯示在參考文獻2中。V:泊松比—對于一般性的鋼材認為為0.3。一s:表示應力特異性的強度的指數—對于一般性的鋼材顯示在參考文獻2等中。、y:表示應力的強度的系數—對于一般性的鋼材顯示在參考文獻2等中。根據以上，除去根據設計要求求得的值和由文獻得到的值，能夠表示為Kd二f2([vTrs(板厚中央部附近)])。根據由以上方式公式化的r和Kd，Kca的代替評價參數Ko值能夠以下式(23)、(24)的方式表示。K0=Kd(l—r)=5.68xl(T2(){2,25xl0-2[vTrs(板厚中央部附近)]2—15[vTrs(板厚中央部附近)]+6418}625/{1—3.288X10-9(—92[vTrs(表層附近)]+32700)2}…(23)二5.68xl0-20(2.25xl0-2[vTrs(t/2)]2_15[vTrs(t/2)]+6418}625/{1—3.288x10-9(—92[vTrs(t/4)]+32700)2}…(24)在此，脆性斷裂轉變溫度vTrs，一般認為在與平均晶粒直徑d之間，存在l/d=(—AxvTrs+B)2(A、B為常數)的關系。上述關系能夠改寫為vTrs=—1/AV"(1/2)+B/A。因此，龜裂進展驅動力KQ不僅能夠通過vTrs表現，而且能夠通過表層附近[代表性的是距表面t/4(t:板厚)的位置，以下僅稱為"t/4部"]和板厚中央部附近[代表性的是距表面t/2(t:板厚)的位置，以下僅稱為"t/2部"]的平均晶粒直徑表現。而且，例如根據文獻(鋼鐵協會論壇"構造材料的強度和破壞"2006年11月發行)所示的實驗結果，脆性斷裂轉變溫度vTrs能夠以下式(25)的方式表示。vTrs=—400[V(1/d)]+313…(25)若由平均晶粒直徑d，重新展開上述龜裂進展驅動力Ko的公式[前式(24)]，則下式(1)被求得。K0=5.68xl(T2(){2.25xl(r2[—400d(t/2)"2+313]2—15[—400d(t/2)"/2+313]+6418}6.25/{l—3.288xl(T9(—92[—400.d(t/4)"/2+313]+32700)2}...(1)制造第二發明的鋼板的方法，在大多的工序中與所述第一發明的鋼板的制造為相同的條件，但不同的點在于，并不是結束熱軋從該溫度立即冷卻，而是一旦到達終軋溫度，使之等待30150秒之后進行冷卻。在該方法中，在終軋溫度下等待30150秒的理由如下。還有上述所示的溫度以表面的溫度進行管理。軋制后的等待時間低于30秒時，板厚中心部的溫度高，板厚中心部的平均晶粒直徑變大，不能使所述Ko值滿足超過6750MPa"mm1另外若待機時間超過150秒，則晶粒成長進行，不論板的中心部、表層部，平均晶粒直徑變大，不能使所述Ko值滿足超過6750MPamm1/2。本發明者們基于有關所述第一發明的鋼板的發現，又對于發揮著Kca值為5000MPamm1/2以上的優異的脆性龜裂傳播停止特性的厚鋼板進一步反復研究。其結果得到如下結論鋼板的脆性龜裂傳播停止特性，受到貝氏體組織的形態、由大角晶界包圍的晶粒的平均粒徑、'島狀馬氏體的大小、鋼板的屈服應力YS等影響，以及該組織能夠通過化學成分和軋制條件的適當化而加以控制。因此本發明者們發現，如果以所述第一發明的鋼板為基礎，再使距表面t/4位置的有效晶粒直徑D(pm)[即，準多邊鐵素體的有效晶粒直徑D]、島狀馬氏體(MA)的平均當量圓直徑d(pm)和鋼板的屈服應力YS(MPa)滿足下式(2)，如此平衡地加以控制，則能夠使鋼板的脆性龜裂傳播停止特性良好，從而完成第三發明的鋼板。一215+1.56xD+9.79xd+0.24xYS<—60(2)求得上式(2)的原委如下。首先，作為對鋼板的脆性龜裂傳播停止19特性施加影響的要因，本發明者們選擇了距表面t/4位置的有效晶粒直徑D(pm)、島狀馬氏體(MA)的平均當量圓直徑d(pm)和鋼板的屈服應力YS(MPa)。上述要件之中，存在越是高強度則鋼板的屈服應力YS越高的傾向，那么可以設想，該屈服應力YS越低，脆性龜裂傳播停止特性也就越良好。而且，該屈服應力YS—般與淬火性指數(Pcm)的相關度很多，因此淬火性指數(Pcm)被認為是屈服應力YS的控制指標。但是，在通常的淬火性指數(Pcm)中，并沒有考慮Nb等合金元素的影響，因此本發明中在也考慮到這樣的合金元素的影響后，就脆性龜裂傳播停止特性與屈服應力的關系進行了研究。基于上述的發現，就準多邊鐵素體的有效結晶粒徑D和島狀馬氏體MA的平均當量圓直徑d對屈服應力YS造成的影響，基于實驗(回歸分析)進行了研究，其結果判明，滿足上式(1)的關系時，鋼板的脆性龜裂傳播停止特性良好。還有，所謂規定大角晶界的"結晶方位差"，也被稱為"偏角"或"傾角"，為了測定這一結晶方位差，采用EBSP法(ElectronBackscatteringPattern法)即可(參照后述實施例)。在制造第三發明的鋼板時，大多的工序中與所述第一發明的鋼板的制造為相同的條件，但不同的點在于，在950130(TC的范圍進行熱軋前，要一度進行加熱處理(9501100°C)，以及在最后以50(TC以上的溫度進行回火處理。在該方法中，在熱軋前一度進行加熱處理，以及在最后進行回火處理的理由如下。還有上述所示的溫度以表面的溫度進行管理。通過進行回火處理，能夠使MA尺寸微細化，能夠使脆性破壞停止特性提高。若過于低溫，則其效果小，MA無法微細化，因此需要為500°C以上。此外，本發明者們基于有關上述第一發明的鋼板的發現，除此之外還對于疲勞龜裂進展抑制特性也優異的鋼板反復研究。其結果還得到如下結論鋼板的疲勞龜裂進展抑制特性受到表層附近的平均晶粒直徑和粒度分布影響，以及該組織能夠通過化學成分和軋制、冷卻條件的適當化而加以控制。因此，本發明者們發現，以所述第一發明的鋼板為基礎，此外，使距表面深2mm的位置(表層)至所述t/4的位置[距表面t/4(t:板厚)的位置]的區域中的平均晶粒直徑(g卩，準多邊鐵素體的平均晶粒直徑)為規定的值以下之后，以直方圖表示表層附近(距表面深2mm的位置)的鋼組織的晶粒直徑和以該晶粒直徑計數的晶粒個數的關系時，使晶粒個數極大的2個晶粒直徑的差異在規定的范圍內，從而能夠使鋼板的脆性龜裂傳播停止特性和疲勞龜裂進展抑制特性均良好，從而完成了第四發明的鋼板。還有，以通常的制造方法制造鋼板時，若以直方圖表示表面附近的鋼組織的晶粒直徑和以該晶粒直徑計數的晶粒個數的關系，則晶粒個數極大的這樣的晶粒直徑大多情況下為1處(粒徑分布接近所謂的正規分布)，或者，即使有多個極大點，也是兩者為比較近的粒徑(構成極大的2個晶粒直徑的差異至多數pm左右)。相對于此，在本發明的厚鋼板中，在鋼板的表面附近，主動使結晶粒徑極大的這種晶粒直徑為2處以上，使顯示極大點的2處的粒徑的差異為1030pm來控制組織。另外在本發明中，作為顯示這種粒徑分布的位置(表層附近)為"距表面深2mm的位置"，其出于如下理由。疲勞龜裂從表層進入，將花費很長時間在表層進展。而且，若進展以板的中心，則進展速度變得相當快，若是這樣，則鋼組織的影響變小。因此，表層附近的鋼組織的方面帶給疲勞龜裂的影響很大，因而作為代表表層附近的組織，選擇"距表面深2mm的位置"。還有，"2mm的深度"的意思是，在最表層，氧化層等受到表面特有的影響情況居多，其為避免該影響的"2mm的深度"。當制造第四發明的鋼板時，大多的工序中與所述第一發明的鋼板的制造為相同的條件，但不同的點在于，使Ar3變態點+5(TCAr3變態點的累積壓下率為1020%而進行軋制，并使終軋軋道中的累積壓下率為3%以下而結束軋制。在該方法中，規定終軋軋道中的累積壓下率的理由如下。通過使終軋軋道中的累積壓下率為3%以下，能夠控制表面附近(距表面深2mm的位置)的晶粒直徑分布。通常的鋼板制造時的終軋軋道大多進行5%左右的壓下，但在這樣的壓下率下，晶粒個數極大的這種晶粒直徑為1處，或者即使有多個極大點，兩者也是比較近的粒徑。相對于此，通過主動降低終軋軋道中的壓下率，能夠使晶粒個數極大的晶粒直徑有2處，顯示極大點的2處的粒徑的差異能夠為1030pm。如此，通過控制表面附近(距表面深2mm的位置)的晶粒直徑分布，疲勞龜裂進展抑制特性提高。在所述的本發明的鋼板(第一四發明的鋼板)中，根據需要，根據需要含有如下等元素也有用(a)Cu:2%以下(不含0%)、Ni:2%以下(不含0%)禾BCr:2%以下(不含0%)之中的l種以上；(b)Mo:0.5%以下(不含0%);(C)V:0.1%以下(不含0%);(d)Mg:0.005%以下(不含0%);(e)Zr:0.1%以下(不含0°/。)禾口/或Hf:0.05%以下(不含0%);(g)Ca:0.0035%以下(不含0%);(h)Co:2.5%以下(不含0%)禾口/或W:2.5%以下(不含0%);(i)稀土類元素0.010%以下(不含0)。含有這些成分時的范圍限定理由如下。Cu、Ni和Cr均是提高淬火性，對于使鋼板的強度提高有效的元素，根據需要含有。但是，若這些元素的含量過剩，則HAZ反而降低，因此均為2%以下(更優選為1%以下)。用于發揮上述效果的優選下限均為0.20%(更優選為0.40%)。Mo使淬火性提高，在強度確保上有效，為了防止回火脆性而適宜利用。這樣的效果隨著其含量的增加而增大，但是若Mo含量變得過剩，則HAZ韌性劣化，因此優選為0.5%以下。更優選為0.30%以下。[V-0.1%以下(不含0%)]V發揮著使淬火性提高，使母材強度提高的效果，另外V還具有提高回火軟化阻抗的效果。但是，若大量被含有，則HAZ的韌性劣化，因此為0.1%以下(更優選為0.05%以下)。還有，用于有效地發揮這些效果的含量為V在0.01。/。以上。Mg通過形成MgO，抑制HAZ中的奧氏體晶粒的粗大化，從而具有使HAZ韌性提高的效果，因此根據需要含有。但是，若Mg的含量過剩，則夾雜物粗大化，HAZ韌性劣化，因此為0.005%以下(更優選為0.0035%以下)。Zr和Hf和Ti一樣，與N形成氮化物，使焊接時的HAZ的奧氏體晶粒微細化，是對HAZ韌性改善有效的元素。但是，若過剩使之含有，則HAZ韌性反而降低。因此，含有這些元素時，Zr為0.1%以下，Hf為0.05%以下。Ca控制硫化物的形態，是有助于HAZ韌性的提高的元素。但是，過剩地使之含有而超過0.0035%，HAZ韌性反而劣化。還有，Ca含量的優選上限為0.020%(更優選為0.0015%)。另外，限于第二發明的鋼板，含有Ca時，通過控制Ca、O和S的含量使之滿足下式(26),能夠實現HAZ韌性的進一步提高。2.0《1000x([Ca]十2x[S]十3x[O])《10.0…(26)其中，[Ca]、[S]和分別表示Ca、S和O的含量(質量％)。在凝固階段，如果使CaO和CaS微細地分散，則鐵素體相變核微細分散，能夠抑制粗大組織的生成，HAZ韌性能夠進一步提高。為了使CaO和CaS微細分散，可知有效的是滿足上式(26)的關系。各個成分所對應的"系數"表示微細分散的程度。在本發明所示的成分組成范圍之下，顯示出按Ca、S和O的順序高密度分散的傾向強。通過滿足這樣的關系，能夠大量導入即使在大線能量焊接時，也能夠確保良好的HAZ韌性的有效的鐵素體生成核。具體來說，如后述實施例所示，即使是線能量超過50kJ這樣的大線能量焊接，一55。C下的V擺錘沖擊值(vE.55)也為100J以上。[Co:2.5%以下(不含0%)禾卩/或W:2.5%以下(不含0°/0)〗Co和W使淬火性提高，具有提高母材強度的效果，因此根據需要含有。但是，若過剩地含有，則HAZ韌性劣化，因此上限均為2.5%。稀土類元素(REM)使鋼材中不可避免地混入的夾雜物(氧化物和硫化物等)的形狀微細化、球狀化，從而是有助于HAZ的韌性提高的元素，根據需要使之含有。這一效果隨著其含量增加而增大，但是，若REM的含量過剩，則夾雜物粗大化，HAZ韌性劣化，因此優選抑制在0.010%以下。還有，在本發明中，所謂REM是含有鑭系元素(從La到Ln的15種元素)和Sc(鈧)與Y(釔)的意思。還有，本發明中作為對象的鋼板(所述第一四發明的鋼板)基本上假定為板厚50mm以上的厚鋼板，但在此以下的板厚也具有同等的特性，包含在本發明的對象中。另外，焊接本發明的鋼板時的線能量假定為2kJ/mm以上，其在這樣的線能量下進行焊接時顯示出良好HAZ韌性。以下，通過實施例更詳細地說是有本發明，但下述實施例并沒有限定本發明的性質，根據前后述的宗旨進行設計變形的均包含在本發明的技術范圍內。實施例實驗例1(第一發明的鋼板的實驗例)通過通常的熔煉法，熔煉下述表1、2中所示的化學成分組成的各種鋼液，冷卻該鋼液而成為板坯后，以下述表3、4所示的條件進行熱軋和冷卻，得到各種鋼板(厚度60mm)。還有，在下述表1中，REM以含有La為50。/。左右和含有Ce為25%左右的混合稀土的形態添加。還有，下述表1、2中"_"表示沒有添加元素。<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>對于得到的各鋼板，通過下述的方法測定母材組織(準多邊鐵素體的硬度、平均面積率)、固溶B量、機械特性(母材的抗拉特性、母材的沖擊特性、脆性龜裂停止特性)，并且對于HAZ韌性也進行評價。測定結果顯示在下述表5、6中。用于判別準多邊鐵素體的硬度(Hv)以如下方式測定。從各鋼板的t/4、t/2(t:板厚)的位置提取2cm邊的試驗片，對其進行鏡面研磨后，用硝酸乙醇腐蝕液(2%硝酸一乙醇溶液)刻蝕后，使用納米壓痕儀(NanoIndenter)(Elionix公司制"ENT-1100")，以載荷250mg對TD面進行測定。在150pmx20(^m的觀察范圍，首先挑選粒狀組織(長寬比為3以下)，進行該粒狀組織的硬度測定，Hv處于150200的范圍內的粒狀組織判別為準多邊鐵素體。[準多邊鐵素體分率的測定]為了測定根據上述硬度測定結果得到的準多邊鐵素體分率，首先，用光學顯微鏡對于進行了上述硬度測定的試料觀察面進行照片拍攝，其后，使用圖像分析軟件(MediaCybernetics制Image-ProPlus),進行根據硬度測定結果百判別為準多邊鐵素體的組織的面積分率(平均值)的定量化。[固溶B量的測定]固溶B量通過萃取殘渣的化學分析試驗進行定量化。試驗片是從t/4部和t/2部(t:板厚)的位置提取lOmmxlOmm邊，以10質量％乙酰丙酮一l質量％四甲基氯化銨一甲醇溶液為電解液，在200mA/m2以下的電流下進行萃取，使用0.1pm的過濾器。從各鋼板的t/4部(t:板厚)的位置提取JIS4號試驗片，遵循JISZ2241進行拉伸試驗，由此測定屈服應力YS(屈服點YP)和抗拉強度TS，計算屈強比YR。母材的沖擊特性(韌性)，是進行V切口擺錘沖擊試驗，根據過渡曲線求得vTrs(脆性斷裂轉變溫度)。從t/4部(t:板厚)的位置提取JIS4號試驗片，遵循JISZ2242實施試驗，這時關于各溫度(最低4個溫度以上)的測定，以11=3實施試驗。描繪脆性斷裂轉變過渡曲線使之通過3點中脆性斷裂率最高的點，計算脆性斷裂率50%的溫度作為脆性斷裂轉變溫度vTrs(使vTrs成為最高溫度側這樣進行畫線)。脆性龜裂傳播停止特性(抑制特性)依據社團法人日本焊接協會(WES)發行的鋼種認定試驗方法(2003年3月31日制定)所規定的"脆性龜裂傳播停止試驗"來進行。試驗采用脆性龜裂傳播停止試驗方法的圖7.2所示的形狀的試驗片，在從一1卯。C+60。C的范圍中選擇的任意的溫度范圍下，對該試驗片賦予溫度梯度，分4個試驗體進行。Kca值由下式(27)計算。下式(27)中，c表示從傳播部入口至脆性龜裂前端的長度，cj表示從傳播部入口至脆性龜裂末端的長度，W表示傳播部寬度。數式1_<formula>formulaseeoriginaldocumentpage30</formula>...(27)以T為脆性龜裂前端的溫度(單位為K)，設X軸為1/T，設Y軸為計算出的Kca的值，制成表示l/T與Kca值的相關關系的曲線圖，4點近似曲線和263K的交點為一10。C下的Kca值。一10。C下的Kca值顯示在下述表5、6中。在本發明中，一10。C下的Kca值在3500N/mm^以上時為合格(脆性龜裂傳播停止特性優異)。作為模擬進行潛弧焯(2kJ/mm)時的熱循環的HAZ韌性評價法，以加熱溫度140(TC下保持5秒，其后冷卻為80050(TC的冷卻時間(Tc):25秒的熱循環，對各供試鋼板進行熱處理后，測定溫度一15'C下的擺錘吸收能(V切口)。還有，作為試驗片，使用的是從板厚t/4部(t:板厚)的位置提取的尺寸10mmX10mmX55mm的棒狀，在中央部單面形成有深2mm的V切口的試驗片。這時V擺錘沖擊值(vE-15)在50J以上為合格。<table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>由這些結果可知，實驗No.l22是滿足本發明規定的要件的例子，能夠得到滿足高強度，并且脆性龜裂傳播停止特性優異的厚鋼板。相對于此，在實驗No.2345中，是脫離本發明規定的某一要件的例子，可知無法獲得某種特性。實驗例2(第二發明的鋼板的實驗例)通過通常的熔煉法，熔煉下述表7、8中所示的化學成分組成的各種鋼液，冷卻該鋼液而成為板坯后，以下述表9、IO所示的條件進行熱軋和冷卻，得到各種鋼板(厚度60mm)。還有，在下述表7、8中，REM以含有La為50%左右和含有Ce為25%左右的混合稀土的形態添加。還有，下述表7、8中"一"表示沒有添加元素。另外在表7、8中，也同時顯示[1000x([Ca]+2x[S]十3x[O])]的值(以下稱為"A"值)。<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage37</column></row><table>對于得到的各鋼板，以與所述實驗例l相同的方法，就準多邊鐵素體的硬度、平均面積率、固溶B量、機械特性(母材的抗拉特性、母材的沖擊特性、脆性龜裂停止特性)進行測定。另外根據下述方法，測定各鋼板的t/4部、t/2部的平均晶粒直徑，并且對于HAZ韌性也進行評價。測定結果與前述(1)所規定的Ko值一起顯示在下述表11、12中。還有，表ll中"一"表示準多邊鐵素體沒有生成，因此未進行測定。[平均晶粒直徑]鋼板的t/4部、t/2部的平均晶粒直徑，使用EBSP分析裝置(TexSEMLaboratries公司制)和Philips公司制FE-SEM(場發射型掃描電子顯微鏡)"XL30S-FEG"進行測定。將結晶方位差(斜角)為15°以上的境界(大角晶界)作為結晶晶界并定義為"晶粒"，決定準多邊鐵素體的晶粒的平均晶粒直徑。這時的測定區域為250pm,測定梯級為間隔0.4^n，表示測定方位的可靠性的置信指數(ConfidenceIndex)為0.1以下的測定點從分析對象中刪除。另外，晶粒直徑低于2.0,時，判斷為測定噪音，從晶粒直徑的平均值計算的對象中除外。作為模擬進行潛弧焊(2kJ/mm)時的熱循環的HAZ韌性評價法，以加熱溫度1400。C下保持5秒，其后冷卻為80050(TC的冷卻時間(Tc):25秒的熱循環，對各供試鋼板進行熱處理后，測定溫度一15。C下的擺錘吸收能(V切口)。還有，作為試驗片，使用的是從t/4部(t:板厚)的位置提取的尺寸10mmX10mmX55mm的棒狀，在中央部單面形成有深2mm的V切口的試驗片。這時V擺錘沖擊值(vE-15)在100J以上為合格。[HAZ韌性試驗2]作為模擬進行電渣焊(60kJ/mm)時的熱循環的HAZ韌性評價法，以加熱溫度140(TC下保持50秒，其后冷卻為80050(TC的冷卻時間(Tc):500秒的熱循環，對各供試鋼板進行熱處理后，測定溫度一55"C下的擺錘吸收能(V切口)。還有，作為試驗片，使用的是從t/4部(t:板厚)的位置提取的尺寸10mmX10mmX55mm的棒狀，在中央部單面形成有深2mm的V切口的試驗片。這時，關于V擺錘沖擊值(vE-55)，只對于滿足本發明的要件的實施例(含有Ca的)進行評價，對于比較例則不進行評價。38<table>tableseeoriginaldocumentpage39</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage40</column></row><table>由這些結果可知，實驗No.122、4850是滿足第二發明的鋼板規定的要件的例子，能夠得到滿足高強度，并且一l(TC下的Kca為4500N/mm3。以上的脆性龜裂傳播停止特性優異的厚鋼板。相對于此，在實驗No.2343、4547中，是脫離第二發明的鋼板規定的某一要件的例子，可知無法獲得某種特性。還有，實驗No.44是參照例，其雖然滿足第一發明的鋼板所規定的條件，但是，因軋制后的等待時間比制造第二發明的鋼板的條件短，所以，盡管一10。C下的Kca滿足3500N/mm3/2以上，但一10。C下的Kca低于4500N/mm3/2。實驗例3(第三發明的鋼板的實驗例)通過通常的烙煉法，烙煉下述表13、14中所示的化學成分組成的各種鋼液，冷卻該鋼液而成為板坯后，以下述表15、16所示的條件進行熱軋和冷卻，得到各種鋼板(厚度60mm)。還有，在下述表13中，REM以含有La為50%左右和含有Ce為25。/。左右的混合稀土的形態添加。還有，下述表13、14中"一"表示沒有添加元素。<table>tableseeoriginaldocumentpage42</column></row><table>表14<table>tableseeoriginaldocumentpage43</column></row><table>*余量鐵和不可避免的雜質<table>tableseeoriginaldocumentpage44</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage45</column></row><table>對于得到的各鋼板，以與所述實驗例l相同的方法，就準多邊鐵素體的硬度、平均面積率、固溶B量、機械特性(母材的抗拉特性、母材的沖擊特性、脆性龜裂停止特性)進行測定。另外根據下述方法，測定準多邊鐵素體的有效晶粒直徑(pm)、MA平均當量圓直徑(pm)，并且對于HAZ韌性也進行評價。測定結果顯示在下述表17、18中。還有，表17、18中，也同時顯示(2)式的左邊的值[一215+1.56xD+9.79xd+0,24xYS]。另夕卜，下述表17、18中"一"表示不能測定。[母材的抗拉特性的評價]從各鋼板的t/4部(t:板厚)的位置提取JIS4號試驗片，遵循JISZ2241進行拉伸試驗，由此測定屈服應力YS(屈服點YP)和抗拉強度TS。[有效晶粒直徑D]有效晶粒直徑D，使用EBSP分析裝置(TexSEMLaboratries公司制)和Philips公司制FE-SEM(場發射型掃描電子顯微鏡)"XL30S-FEG"進行測定。決定結晶方位差(斜角)為15°以上大角晶界所包圍的準多邊鐵素體中的晶粒的晶粒直徑。這時的測定區域為25(Him，測定梯級為間隔0.4pm，表示測定方位的可靠性的置信指數(ConfidenceIndex)為0.1以下的測定點從分析對象中刪除。另外，晶粒直徑在2.0pm以下的，判斷為測定噪音，從晶粒直徑的平均值計算的對象中除外。對于各鋼板的.t/4位置進行了鏡面研究的試驗片實施"《，一(LePra)腐蝕，通過光學顯微鏡觀察組織，以倍率1000倍，.以n-10拍攝5(Hmi角的區域，利用圖像分析裝置(MediaCybernetics制Image-ProPlus),測定當量圓直徑d。作為模擬進行潛弧焊(2kJ/mm)時的熱循環的HAZ韌性評價法，以加熱溫度1400。C下保持5秒，其后冷卻為800500。C的冷卻時間(Tc):25秒的熱循環，對各供試鋼板進行熱處理后，測定溫度一15。C下的擺錘吸收能(V切口)。還有，作為試驗片，使用的是從板厚t/4部(t:板厚)的位置提取的尺寸10mmX10mmX55mm的棒狀，在中央部單面形成有深2mm的V切口的試驗片。這時V擺錘沖擊值(vE-15)在50J以上為合格。表17<table>tableseeoriginaldocumentpage47</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage48</column></row><table>由這些結果可知，實驗N0.124是滿足第三發明的發明規定的要件的例子，能夠得到滿足高強度，并且一1(TC下的Kca為5000N/mm3/2以上的脆性龜裂傳播停止特性優異的厚鋼板。相對于此，在實驗No.2547中，是脫離第三發明的鋼板規定的某一要件的例子，可知無法獲得某種特性。還有，實驗No.48、49是參照例，其雖然滿足第一發明的鋼板所規定的條件，但是，因回火溫度比制造第三發明的鋼板的條件低，所以，盡管一1(TC下的Kca滿足3500N/mm3/2以上，但一l(TC下的Kca低于5000N/mm3/2。實驗例4(第四發明的鋼板的實驗例)通過通常的熔煉法，熔煉下述表19、20中所示的化學成分組成的各種鋼液，冷卻該鋼液而成為板坯后，以下述表21、22所示的條件進行熱軋和冷卻，得到各種鋼板(厚度60mm)。還有，在下述表19中，REM以含有La為50%左右和含有Ce為25%左右的混合稀土的形態添加。還有，下述表19、20中"一"一欄表示沒有添加元素。49<table>tableseeoriginaldocumentpage50</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage51</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage52</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage53</column></row><table>對于得到的各鋼板，以與所述實驗例l相同的方法，就準多邊鐵素體的硬度、平均面積率、固溶B量、機械特性(母材的抗拉特性、母材的沖擊特性、脆性龜裂停止特性)進行測定。另外根據下述方法，測定準多邊鐵素體的平均晶粒直徑、晶粒分布、疲勞龜裂進展抑制特性，并且對于HAZ韌性也進行評價。鋼板組織和固溶B量的測定結果顯示在下述表23、24中，機械特性(母材的抗拉特性、母材的沖擊特性、脆性龜裂進展抑制特性)顯示在下述表25、26中。還有，在下述表24中的"一"一欄的意思是，因為準多邊鐵素體不存在(0%)，所以無法測定，下述表26中的"一"一欄的意思是，因為Kca值沒有達到期望的值，所以不進行龜裂進展速度、[準多邊鐵素體的平均晶粒直徑和晶粒直徑分布]平均晶粒直徑和晶粒直徑分布，，使用EBSP分析裝置(TexSEMLaboratries公司制)和Philips公司制FE-SEM(場發射型掃描電子顯微鏡)"XL30S-FEG"進行測定。將結晶方位差(斜角)為15°以上的境界(大角晶界)作為結晶晶界并定義為"晶粒"，決定準多邊鐵素體的晶粒的平均晶粒直徑。這時的測定區域為25(Him，測定梯級為間隔0.4,，表示測定方位的可靠性的置信指數(ConfidenceIndex)為0.1以下的測定點從分析對象中刪除。另外，晶粒直徑低于2.0pm時，判斷為測定噪音，從晶粒直徑的平均值計算的對象中除外。而且，將晶粒直徑在2.0pm以上而被測定的晶粒，以晶粒直徑的單位每1,(例如最初的范圍為2.(^m以上、低于3.0pm、接著為3.(^m以上、低于4.0pm……這樣的順序)計數，制成晶粒直徑及其粒數的直方圖，求得判斷為極大值的晶粒直徑[極大值(1)、極大值(2)]。作為模擬進行潛弧焊(2kJ/mm)時的熱循環的HAZ韌性評價法，以加熱溫度140(TC下保持5秒，其后冷卻為80050(TC的冷卻時間(Tc):25秒的熱循環，對各供試鋼板進行熱處理后，測定溫度一15'C下的擺錘吸收能(V切口)。還有，作為試驗片，使用的是從板厚t/4部(t:板厚)的位置提取的尺寸10mmX10mmX55mm的棒狀，在中央部單面形成有深2mm的V切口的試驗片。這時V擺錘沖擊值(vE-15)在50J以上為合格。54[疲勞龜裂進展抑制特性(疲勞龜裂進展速度)]依據ASTME647,使用小型試驗片，實施疲勞龜裂進展試驗，由此求得疲勞龜裂進展速度。還有，試驗片從t/4(t:板厚)的位置以12mm厚度提取，在龜裂進展部對正背都實施鏡面研磨。這時，將下式(28)所規定的帕里斯法則成立的穩定成長區域AK二(10MPa*(m)的值作為代表值進行評價。還有，疲勞龜裂進展速度的評價標準，根據上述宗旨表明，在5.0x10—6mm/cyde以下為合格。da/dn=C(AK)m…(28)23<table>tableseeoriginaldocumentpage56</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage57</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage58</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage59</column></row><table>由這些結果可知，實驗No.l22是滿足第四發明的鋼板所規定的要件的例子，能夠得到滿足高強度，并且脆性龜裂傳播停止特性和疲勞龜裂進展抑制特性優異的厚鋼板。相對于此，在實驗No.2345中，是脫離第四發明的鋼板規定的某一要件的例子，可知無法獲得某種特性。還有，實驗No,46、47是參照例，其雖然滿足第一發明的鋼板所規定的條件，但是，因最終軋道中的累積壓下率比制造第四發明的鋼板的條件大，所以，盡管一1(TC下的Kca滿足3500N/mm3/2以上，但疲勞龜裂進展抑制特性不充分。權利要求1.一種厚鋼板，其特征在于，以質量％計含有C0.03～0.10％、Si0.50％以下且含0％、Mn1.0～2.0％、P0.015％以下但不含0％、S0.010％以下但不含0％、Al0.005～0.060％、Nb0.020～0.060％、Ti0.008～0.030％、N0.0020～0.010％和O0.010％以下但不含0％，并且固溶B抑制在0.0005％以下且含0％，在距表面深度為t/4～t/2的位置的顯微組織中，準多邊鐵素體的平均面積率為30～85％，其中，t表示板厚。2.根據權利要求1所述的厚鋼板，其特征在于，將距表面深度為t/4和t/2的位置的平均晶粒直徑分別設為d(t/4)和d(t/2)時，由下式(1)規定的Ko滿足(KQ>6750)的關系，Ko二5.68xlO國2o(2.25xlO國2[—400d(t/2)國1/2+313]2—15[—400d(t/2)"/2+313]+6418}625/{l—3.288xl(T9(—92[—400'd(t/4)一1/2+313]+32700)2}...(1)。3.根據權利要求1所述的厚鋼板，其特征在于，在距表面深度為t/4的位置，設由鄰接的2個結晶的方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的粒徑為有效晶粒直徑D(pm)時，在島狀馬氏體的平均當量圓直徑d(iam)和鋼板的屈服應力YS(MPa)的關系中滿足下式(2)，—215+1.56xD+9.79xd+0.24xYS<-60...(2)。4.根據權利要求1所述的厚鋼板，其特征在于，從距表面深度為2mm的位置至所述t/4的位置的區域中的平均晶粒直徑為50|im以下，并且距表面深度為2mm的位置中的鋼組織的晶粒直徑與由該晶粒直徑計數的晶粒數的關系由直方圖表示時，晶粒數為極大的2個晶粒直徑的差異為1030jam。5.根據權利要求14中任一項所述的厚鋼板，其特征在于，除所述組成以外，以質量％計還含有以下(a)(h)群中的至少l群(a)Cu:2%以下但不含0%、Ni:2。/。以下但不含0。/。和Cr:2%以下但不含0%之中的1種以上；(b)Mo:0.5%以下但不含0%;(C)V:0.1%以下但不含0%;(d)Mg:0.005%以下但不含0%;(e)Zn0.1。/。以下但不含0。/。禾口/或Hf:0.05%以下但不含0%;(f)Ca:0.0035%以下但不含0%;(g)CO:2.5%以下但不含0%禾口/或W:2.5%以下但不含0%;(h)稀土類元素0.010°/。以下但不含0%。全文摘要提供一種脆性龜裂傳播停止特性優異的厚鋼板，其不會招致制造成本的增大，即使在板厚超過50mm時，仍滿足高強度(抗拉強度為490MPa以上)，并且-10℃下的Kca值滿足3500N/mm^3/2以上。本發明的厚鋼板，通過適當調整化學成分組成，并且在距表面深t/4～t/2(t表示板厚，下同)的位置的顯微組織中，準多邊鐵素體的平均面積率為30～85％。文檔編號C22C38/14GK101665888SQ20091017282公開日2010年3月10日申請日期2009年9月3日優先權日2008年9月4日發明者岡崎喜臣,田村榮一,高岡宏行申請人:株式會社神戶制鋼所