本发明的钢板，具有规定的化学成分，并且由铁素体为主体的组织构成，在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为8μm以下，并且满足下式(1)的关系。1-(A2-A1)/100≥0.8…(1)，其中，A1：结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的比例(面积％)，A2：结晶方位差低于15°的晶粒在总体中所占的比例(面积％)。通过适当规定各结晶方位关系，能够得到脆性龟裂传播停止特性和板厚中央部的韧性优异的钢板。
1.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.06％、Si：0.01～0.8％、Mn：
1.0～1.8％、Al：0.01～0.08％、Nb：0.02～0.08％、和Ni：0.20～0.8％，余量为铁和不可避免的杂质，并且，具有如下组织：
在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为8μm以下，并满足下式(1)的关系，
其中，A1：结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，A2：结晶方位差低于15°的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，其中，所述结晶方位差为55°以上的晶粒是指在着眼于某一个晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差为55°以上，则此着眼的晶粒符合结晶方位差为55°以上的晶粒，所述结晶方位差低于15°的晶粒是指在着眼于某一种晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差低于15°，则此着眼的晶粒符合结晶方位差低于15°的晶粒，所述当量圆直径是指换算成同一面积的圆时的直径。
2.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.06％、Si：0.01～0.8％、Mn：
1.0～1.8％、Al：0.01～0.08％、Nb：0.02～0.08％、和Ni：0.20～0.8％，还含有Cu：
在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为8μm以下，并满足下式(1)的关系，
其中，A1：结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的以面积百 分比计的比例，A2：结晶方位差低于15°的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，其中，所述结晶方位差为55°以上的晶粒是指在着眼于某一个晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差为55°以上，则此着眼的晶粒符合结晶方位差为55°以上的晶粒，所述结晶方位差低于15°的晶粒是指在着眼于某一种晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差低于15°，则此着眼的晶粒符合结晶方位差低于15°的晶粒，所述当量圆直径是指换算成同一面积的圆时的直径。
3.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.06％、Si：0.01～0.8％、Mn：
1.0～1.8％、Al：0.01～0.08％、Nb：0.02～0.08％、和Ni：0.20～0.8％，还含有Cr：
0.05～0.5％和Mo：0.05～0.5％中的至少一种，余量为铁和不可避免的杂质，并且，具有如下组织：由铁素体相占90面积％以上的组织构成，
在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为8μm以下，并满足下式(1)的关系，
其中，A1：结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，A2：结晶方位差低于15°的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，其中，所述结晶方位差为55°以上的晶粒是指在着眼于某一个晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差为55°以上，则此着眼的晶粒符合结晶方位差为55°以上的晶粒，所述结晶方位差低于15°的晶粒是指在着眼于某一种晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差低于15°，则此着眼的晶粒符合结晶方位差低于15°的晶粒，所述当量圆直径是指换算成同一面积的圆时的直径。
4.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.06％、Si：0.01～0.8％、Mn：
1.0～1.8％、Al：0.01～0.08％、Nb：0.02～0.08％、和Ni：0.20～0.8％，还含有Ti：
0.005～0.03％，余量为铁和不可避免的杂质，
在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为8μm以下，并满足下式(1)的关系，
其中，A1：结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，A2：结晶方位差低于15°的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，其中，所述结晶方位差为55°以上的晶粒是指在着眼于某一个晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差为55°以上，则此着眼的晶粒符合结晶方位差为55°以上的晶粒，所述结晶方位差低于15°的晶粒是指在着眼于某一种晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差低于15°，则此着眼的晶粒符合结晶方位差低于15°的晶粒，所述当量圆直径是指换算成同一面积的圆时的直径。
5.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.06％、Si：0.01～0.8％、Mn：
1.0～1.8％、Al：0.01～0.08％、Nb：0.02～0.08％、和Ni：0.20～0.8％，还含有B：
0.00003～0.0003％，余量为铁和不可避免的杂质，并且，具有如下组织：
在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为8μm以下，并满足下式(1)的关系，
其中，A1：结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，A2：结晶方位差低于15°的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，其中，所述结晶方位差为55°以上的晶粒是指在着眼于某一个晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差为55°以上，则此 着眼的晶粒符合结晶方位差为
55°以上的晶粒，所述结晶方位差低于15°的晶粒是指在着眼于某一种晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差低于15°，则此着眼的晶粒符合结晶方位差低于
15°的晶粒，所述当量圆直径是指换算成同一面积的圆时的直径。
6.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.06％、Si：0.01～0.8％、Mn：
1.0～1.8％、Al：0.01～0.08％、Nb：0.02～0.08％、和Ni：0.20～0.8％，还含有N：
0.003～0.008％，余量为铁和不可避免的杂质，
在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为8μm以下，并满足下式(1)的关系，
其中，A1：结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，A2：结晶方位差低于15°的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，其中，所述结晶方位差为55°以上的晶粒是指在着眼于某一个晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差为55°以上，则此着眼的晶粒符合结晶方位差为55°以上的晶粒，所述结晶方位差低于15°的晶粒是指在着眼于某一种晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差低于15°，则此着眼的晶粒符合结晶方位差低于15°的晶粒，所述当量圆直径是指换算成同一面积的圆时的直径。
7.一种钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.06％、Si：0.01～0.8％、Mn：
1.0～1.8％、Al：0.01～0.08％、Nb：0.02～0.08％、和Ni：0.20～0.8％，还含有Ca：
0.0005～0.0030％和稀土类元素：0.0050～0.030％中的至少一种，余量为铁和不可避免的杂质，并且，具有如下组织：
在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶 粒的平均当量圆直径为8μm以下，并满足下式(1)的关系，
其中，A1：结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，A2：结晶方位差低于15°的晶粒在总体中所占的以面积百分比计的比例，其中，所述结晶方位差为55°以上的晶粒是指在着眼于某一个晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差为55°以上，则此着眼的晶粒符合结晶方位差为55°以上的晶粒，所述结晶方位差低于15°的晶粒是指在着眼于某一种晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差低于15°，则此着眼的晶粒符合结晶方位差低于15°的晶粒，所述当量圆直径是指换算成同一面积的圆时的直径。
8.一种制造权利要求1～7中任一项所述的钢板的方法，其特征在于，包括如下工序：将板坯加热至1050～1250℃的温度的工序；
进行使钢板表面温度为950℃以下的奥氏体再结晶温度区域的累积压下率为20％以上的轧制后，在钢板表面温度为850℃以下的未再结晶温度区域，将累积压下率定为30％以上，在Ar3相变点以上结束轧制的工序；
在终轧结束后立即以5℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却的工序。
脆性龟裂传播停止特性和板厚中央部的韧性优异的钢板及
其制造方法
技术领域
[0001] 本发明主要涉及作为船舶和桥梁的结构材料的原材使用的钢板，特别是涉及停止发生的脆性龟裂的传播的特性有所改善，并且板厚中央部的母材韧性也优异的钢板，以及制造这种钢板的有用的方法。
背景技术
[0002] 为了确保结构材料的安全性，当然要抑制在钢板内因脆性破坏导致的龟裂发生，即使脆性龟裂发生也要使脆性龟裂的传播停止，并最小限度地抑制脆性龟裂的传播区域(以下，称为“脆性龟裂传播停止特性”)也是重要的条件。
[0003] 所述这样的脆性破坏，已知在钢板的板厚中央部附近发生，因此通过适当控制板厚中央部的组织，使韧性提高，将能够抑制脆性破坏发生。
[0004] 另一方面，近年的集装箱船的超大型化推进，随之而来的状况是船舶的结构构件(例如，舱口围板(hatch coaming)、舱口围顶板(coaming top)等)的厚壁化推进。例如从’02年最大装载数的6000TEU推进到现在10000TEU化的计划，从而需要钢板的进一步厚壁化、高强度化。然而，板厚越大则板厚中央部的组织控制越困难。另外，随之而来的将是钢板(母材)的板厚中央部的韧性难以确保的状况。由此，为了在板厚材中仍确保钢板的脆性龟裂传播停止特性和板厚中央部的母材韧性，就希望开发一种贯穿板厚整个区域而进行组织控制的钢板。
[0005] 已知在提高钢板的脆性龟裂传播停止特性上，使钢板表层区域的等轴铁素体晶粒(α粒)微细化有效，至今为止，用于使该表层区域的铁素体晶粒微细化的研究推进着。例如，在特开昭61-235534号公报中提出一种方法，其利用轧制途中的冷却和在其后的复热过程中的轧制带来的铁素体晶粒的再结晶，和向Ar3相变点以上的升温造成的奥氏体组织向铁素体组织的逆相变而使铁素体晶粒微细化。
[0006] 然而，在该技术中，因为必须是Ar3相变点以上的复热，所以不仅避免不了生产性的降低，而且也无法对板厚中央部进行组织控制。
[0007] 相对于此，在特开平4-141517号公报中，为了缓和生产性的降低而公开有一种技术，其是通过将轧制途中的冷却和其后的升温中的轧制带来的复热抑制为低于Ar3相变点，从而使铁素体晶粒再结晶化，由此使表层部区域的铁素体晶粒微细化。另外在该技术中可见如下要旨的记述：即不仅是钢板表层区域，而且通过表层区域和板厚方向内部的变形阻抗差，也使板厚内部组织得到了微细化。
[0008] 然而，即使根据这一技术，仍说不上能够充分确保超厚壁化的钢板的脆性龟裂传播停止特性和板厚中央部的母材韧性，实际情况是希望进一步的改良。
[0009] 发明内容
[0010] 本发明着眼于上述这种情况而做，其目的在于通过适当规定各结晶方位关系，提供一种脆性龟裂传播停止特性和板厚中央部的韧性优异的钢板，以及用于制造这种钢板的有用的方法。
[0011] 能够达成上述目的的本发明的钢板，分别含有C：0.01～0.06％(“质量％”的意思，涉及化学成分组成以下均同)、Si：0.01～0.8％、Mn：1.0～1.8％、Al：0.01～0.08％、Nb：0.02～0.08％和Ni：0.20～0.8％，余量为铁和不可避免的杂质，具有如下组织：由铁素体相占90面积％以上的组织构成，在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，由2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为8μm以下，并满足下式(1)的关系。
[0012] 1-(A2-A1)/100≥0.8…(1)
[0013] 其中，A1：结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的比例(面积％)，A2：结晶方位差低于15°的晶粒在总体中所占的比例(面积％)。
[0014] 还有，本发明所说的所谓“结晶方位差为55°以上的晶粒”，是指在着眼于某一个晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的晶粒，结晶方位差为55°以上，则此着眼的晶粒符合结晶方位差为55°以上的晶粒。另外， 所谓“低于结晶方位差低于15°的晶粒”，是指在着眼于某一种晶粒时，如果相对于该晶粒邻接的全部的的晶粒，结晶方位差低于15°，则此着眼的晶粒符合结晶方位差低于15°的晶粒。
[0015] 在本发明的钢板中，根据需要再含有如下等元素也有效：(a)Cu：0.05～0.08％、(b)Cr：0.05～0.5％和/或Mo：0.05～0.5％、(c)Ti：0.005～0.03％、(d)B：0.00003～0.0003％、(e)N：0.003～0.008％、(f)Ca：0.0005～0.0030％和/或稀土类元素：
0.0050～0.030％，根据含有的元素的种类，其特性得到进一步改善。
[0016] 当制造上述这种本发明的钢板时，将板坯加热至1050～1250℃的温度，在钢板表面温度为950℃以下的奥氏体再结晶温度区域，进行累积压下率为20％以上的轧制后，在钢板表面温度为850℃以下的未再结晶温度区域，使累积压下率为30％以上，在Ar3相变点以上结束轧制，终轧结束之后立即以5℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却即可。 [0017] 在本发明的钢板中，通过适当规定化学成分组成，并且在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，通过适当规定各结晶方位关系和具有特定的结晶方位差的晶粒的粒径，能够实现脆性龟裂传播停止特性和板厚中央部的韧性优异的优良钢板，这种钢板可以作为以造船和桥梁领域为首的各种结构材料原材。 附图说明
[0018] 图1是表示[1-(A2-A1)/100]的值和脆性龟裂传播停止特性(Kca)的关系的曲线图。
[0019] 图2表示再结晶温度区域压下率与板厚方向平均粒的关系的曲线图。
[0020] 图3是表示板厚方向平均粒径与板厚中央部vTrs的关系的曲线图。
具体实施方式
[0021] 本发明者们为了解决前述课题，从各种角度就用于改善此钢板的疲劳龟裂停止抑制和钢板中央部的韧性的方法进行了研究。其结果得到如下发现。即发现，在钢板的组织中，虽然其生成会具有几种方位关系，但是使钢板的化学成分组成、组织的生成温度、根据其他的条件等选择的各晶格 的方位关系变化，在具有一定的结晶方位差的晶粒中，尤其是脆性龟裂停止特性变得良好，以及如果使具有特定的结晶方位差的晶粒微细化，则钢板中央部的母材韧性变得良好，从而完成本发明。以下，沿着使本发明完成的脉络，就本发明的作用效果进行说明。
[0022] 晶界被认为会成为龟裂进展的阻抗，但是在脆性龟裂传播时，如果提高晶界与龟裂碰撞的频率，则认为龟裂进行能够停止。即，得到的结论是，通过使晶界细小而提高其与龟裂的碰撞频率即可。但是，在形成晶界的两端的方位差小(例如低于15°)的小角晶界(小倾角晶界)中，因为晶界能小而造成其效果小，所以需要尽可能增多上述方位差为15°以上的大角晶界(大倾角晶界)。另外还判明，即使是在大角晶界中，也是2个邻接的晶粒之间的方位差为55°以上的比例越高，龟裂越会在晶界弯曲、迂回或停止，停止变得越容易，越能够得到良好的脆性龟裂传播停止特性。
[0023] 基于上述发现，本发明者进一步研究时发现，大角晶界(结晶方位差为55°以上)的晶粒和小角晶界(结晶方位差低于15°)的晶粒满足下述(1)式的关系时，能够得到良好的脆性龟裂传播停止特性。
[0024] 1-(A2-A1)/100≥0.8…(1)
[0025] 其中，A1：结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的比例(面积％)，A2：结晶方位差低于15°的晶粒在总体中所占的比例(面积％)。
[0026] 在本发明的钢板中，通过使大角晶界(结晶方位差≥55°)的晶粒的比例相对于小角晶界的晶粒的比例有所增加，能够得到良好的脆性龟裂传播停止特性。另外从这一观点出发，优选上述(1)式的左边的值[1-(A2-A1)/100]为0.9以上。但是，大角晶界的晶粒的比例(A1)也可以比小角晶界的晶粒的比例(A2)大(即，(1)式的左边的值超过1.0)。还有，为了使大角晶界的晶粒的比例增加，使晶粒微细化有效，而且需要通过再结晶域轧制使奥氏体微细化，再通过未再结晶域轧制使变形带导入。在本发明的钢板中，因为含有Nb和Ni，所以能够容易地取得上述再结晶域轧制、未再结晶域轧制的效果。
[0027] 另一方面还判明，为了使板厚中央部的母材韧性良好，成为如下这种晶粒即可：以结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒，换算成同一面积的圆时的值径(当量圆直径)的平均值为8μm以下。还有，前述“结 晶方位差”也称为“偏角”或“倾角”。另外，为了测定这样的结晶方位差，采用EBSP法(Electoron Backscattering Pattern法)即可。
[0028] 如上述，通过适当控制结晶方位关系，将能够得到良好的脆性龟裂传播停止特性和母材韧性，这一控制在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中进行即可。在此，之所以要除去“相当于板厚1％的部分”，是由于一般在钢板表面部(板厚1％部分)，在水冷时会过度“淬火”，从而难以进行组织控制。
[0029] 在本发明的钢板中，也需要对于其化学成分组成进行适当控制，这些成分的范围限定理由如下。
[0030] (C：0.01～0.06％)
[0031] C是用于确保钢板的强度所需要的元素。为了获得作为钢板的最低强度，即大概490MPa左右(取决于使用的钢材的壁厚)，需要使之含有0.01％以上。但是，若过剩地含有而超过0.06％，则容易成为贝氏体组织，而难以成为本发明中作为目标的铁素体组织。因此，C含量为0.01～0.06％。还有，C含量的优选下限为0.03％，优选上限为0.05％。 [0032] (Si：0.01～0.8％)
[0033] Si是用于脱氧和确保强度所需要的元素，若低于0.01％，则不能确保作为结构构件的最低强度。但是，若过剩使之含有而超过0.8％，则焊接性劣化。还有，Si含量的优选下限为0.05％，优选上限为0.35％。
[0034] (Mn：1.0～1.8％)
[0035] Mn是用于使钢板的强度上升的有效元素，为了发挥这一效果，需要使之含有1.0％。但是，若过剩地含有，则阻碍焊接性，因此需要在1.8％以下。还有，Mn含量的优选下限为1.40％，优选上限为1.60％。
[0036] (Al：0.01～0.08％)
[0037] Al在脱氧和生成AlN而使晶粒的微细粒化方面是有效的元素。为了发挥这样的效果，需要含有Al为0.01％以上。但是，若Al含量过剩，则使钢板的韧性粗大，因此需要在0.08％以下。还有，Al含量的优选下限为0.02％，优选上限为0.04％。
[0038] (Nb：0.02～0.08％)
[0039] Nb促进轧制的奥氏体晶粒的微细化和变形带的导入，显著使铁素体 相变核的生成点增大。其结果是，奥氏体→铁素体相变期间生成的大量的铁素体晶粒发挥出助长铁素体的成生的效果。另外，通过使组织微细化，能够使小角晶界的比例减少。为了发挥这样的效果，需要Nb含有0.02％以上。但是，若Nb含量过剩，则阻碍钢板的焊接性，因此需要在0.08％以下。还有，Nb含量的优选下限为0.04％，优选上限为0.06％。
[0040] (Ni：0.2～0.8％)
[0041] Ni是奥氏体稳定化元素，因此在低温下能够轧制奥氏体，由此导入大量变形带，在使相变后的组织的微细化方面有效。另外，通过使组织微细化，能够减少小角晶界的比例。为了发挥这样的效果，需要Ni含有0.2％以上。但是，即使Ni含量过剩，其效果也是饱和，因此需要在0.8％以下。还有，Ni含量的优选下限为0.30％，优选上限为0.60％。
[0042] 本发明的钢板中的基本成分如上，余量由铁和不可避免的杂质(例如P、S、O等)构成，但根据需要，含有如下等元素也有效：(a)Cu：0.05～0.08％、(b)Cr：0.05～0.5％和/或Mo：0.05～0.5％、(c)Ti：0.005～0.03％、(d)B：0.00003～0.0003％、(e)N：0.003～0.008％、(f)Ca：0.0005～0.0030％和/或稀土类元素：0.0050～0.030％，根据所含有的元素的种类，其特性得到进一步改善。使这些元素含有时的范围限定理由如下。
[0043] (Cu：0.05～0.08％)
[0044] Cu是不使焊接热影响部(HAZ)的韧性劣化，而使强度上升方面有效的元素。为了发挥这样的效果，Cu优选含有0.05％以上。但是，若Cu的含量过剩，则容易产生时间裂纹，因此优选在0.08％以下。
[0045] (Cr：0.05～0.5％和/或Mo：0.05～0.5％)
[0046] Cr和Mo是在使钢板的强度上升上有效的元素。为了发挥这一效果，使之含有均优选0.05％以上。但是若它们的含量过剩，则焊接性劣化，因此优选在0.5％以下。
[0047] (Ti：0.005～0.03％)
[0048] Ti使钢中分散TiN，防止奥氏体晶的粗大化，并且作为铁素体相变核有效地发挥作用，使铁素体晶粒微细化，是改善母材(钢板)的韧性和HAZ韧性上有效的元素。为了发挥这样的效果，优选使Ti含有0.005％以上。但是，若Ti含量过剩，则HAZ韧性反而降低，因此优选在0.03％以 下。
[0049] (B：0.00003～0.0003％)
[0050] B是通过微量的添加而发挥出由加速冷却带来的强度上升效果的元素。这一效果随着其含量增大而增加，但是若超过0.0003％而变得过剩，则阻碍焊接性，因此优锭在0003％以下。在发挥来自B的效果上，优选的下限为0.00003％。
[0051] (N：0.003～0.008％)
[0052] N与上述Al、Nb、Ti等元素形成氮化物，是发挥使母材组织微粒化效果的元素。为了发挥这一效果，N优选含有0.003％以上。但是，若N的含量过剩，则招致固溶N的增大，焊接部的韧性劣化，因此优选为0.008％以下。
[0053] (Ca：0.0005～0.003％和/或稀土类元素(REM)：0.005～0.03％)
[0054] Ca和REM在钢板的机械的强度等的各向异性的改善、耐层状撕裂(lamellartear)特性提高和母材韧性的提高上是有效的元素。为了发挥这样的效果，Ca优选为
0.0005％以上，REM优选为0.005％以上。然而，即使过剩地含有Ca，其效果也是饱和，因此Ca含量优选为0.003％以下。另外，若REM含量过剩，则大型的非金属夹杂物生成，使内部纯净度劣化，因此其含量优选为0.03％以下。
[0055] 当制造本发明的钢板时，将板坯加热至1050～1250℃的温度，在钢板表面温度为950℃以下的奥氏体再结晶温度区域，进行累积压下率为20％以上的轧制后，在钢板表面温度为850℃以下的未再结晶温度区域，使累积压下率为30％以上，在Ar3相变点以上结束轧制，终轧结束之后立即以5℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却即可。以下按顺序进行说明。
[0056] 加热板坯的温度优选为1050～1250℃。为了使钢中的Nb(0.02％以上)固溶而发挥出前述那样的效果，加热温度需要为1050℃以上。但是，若加热超过1250℃，则初期的奥氏体组织过于粗大化，因此，轧制这样的奥氏体组织而使之再结晶化，仍难以使奥氏体组织充分地微细化。因此加热温度为1250℃以下。
[0057] 加热的板坯，在钢板表面温度为950℃以下的奥氏体再结晶温度区域，使累积压下率为20％以上而进行粗轧。在奥氏体的再结晶温度区域使累积 压下率为20％以上而进行轧，能够通过再结晶和压下而使奥氏体微细化，其结果是能够使相变后的铁素体组织微细化。如果再结晶温度区域下的累积压下率低于20％，则由再结晶温度区域下的压下带来的微细化将不充分，因此轧制后，混杂有粗大的奥氏体晶粒。因此，最终得到的金属组织也容易成为混杂有粗大的铁素体晶粒和微细的铁素体晶粒的混粒状态。若是如此金属组织变成混粒状态，则无法得到板厚中央部的良好的母材韧性。
[0058] 其次，在钢板表面温度为850℃以下的未再结晶温度区域，使累积压下率为30％以上而进行轧制。使这时的累积压下率为30％以上而进行轧制，能够使奥氏体扁平，从而导入相变核生成点，其结果是能够使相变后的铁素体组织微细化。结束该轧制的温度(终轧温度)需要为Ar3相变点以上，不过这是为了在此阶段不使铁素体的生成发生。还有，上述所谓未再结晶温度区域，是指即使轧制钢板，奥氏体组织也不会再结晶的温度区域。 [0059] 关于轧制后的冷却，需要以5℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却。这是为了在相变后的结晶组织中使结晶方位差为55°以上的大角晶界的比例增在，以满足前述(1)式的关系。还有，关于加速冷却的停止温度，从防止因岛状马氏体(MA)的发生造成的韧性降低这一观点出发，为500℃左右。
[0060] 以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例的限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内当然也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
[0061] 【实施例】
[0062] 使用下述表1所示的化学成分组成的各种钢坯，以下述表2所示的制造条件(板坯加热温度、未再结晶域压下率、终轧温度、冷却速度、最终厚度)制造各种钢板。关于这时的温度，以钢板表面温度进行管理，详细的温度管理步骤如下。另外，表1所示的Ar3相变点根据后述(2)式计算。
[0063]
[0064] 【表2】
[0065]制造条 件 加热温度 未再结晶域压下 率 再结晶域压下率 终轧温度 冷却速度 最终厚 度 (℃) (％) (％) (℃) (℃/s) (mm)
a 1150 33 23 768 12 60
b 1150 55 35 738 9.3 60
c 1150 53 36 737 4.2 60
d 1150 42 33 770 9.2 60
e 1000 41 34 765 9.3 60
f 1150 40 33 700 9.1 60
g 1150 41 32 768 3.6 60
h 1150 20 33 771 9.1 60
i 1150 15 33 770 9.2 60
j 1150 36 30 785 9.2 60
k 1150 37 38 786 9.1 60
l 1150 35 25 784 9 60
m 1150 36 20 786 9.2 60
n 1150 36 15 785 9.1 60
o 1150 35 0 784 9.1 60
p 1150 33 23 775 9.1 60
q 1150 42 35 738 7.2 70
r 1150 40 36 737 4.1 70
s 1150 43 35 738 6.3 80
t 1150 41 36 737 4.2 80
[0066] (轧制中的温度测定方法)
[0067] 1.采用过程控制计算机，基于加热开始至加热结束的气氛温度和在炉时间，计算钢坯的加热温度。
[0068] 2.采用计算出的加热温度，基于轧制中的轧制表和道间的冷却方法(水冷或空冷)的数据，实施轧制。
[0069] 3.钢板的表面温度使用设置在轧制线上的放射型温度计进行实测。但是，也用过程控制计算机预先计算理论值。
[0070] 4.将粗轧开始时、粗轧结束时、终轧开始时分别实测的钢板的表面 温度与过程控制计算机计算出的计算温度进行对照。
[0071] 5.计算温度与实测温度的差为±30℃以上时，使计算表面温度与实测温度一致而进行再计算，并作为过程控制计算机的计算温度，当低于±30℃时，直接采用由过程控制计算机计算出的计算温度。
[0072] 6.采用上述计算的计算温度，管理作为控制对象的区域的轧制温度。
[0073] Ar3相变点(℃)＝868-369×[C]+24.6×[Si]-68.1×[Mn]-36.1×[Ni]-20.7×[Cu]-2.48×[Cr]…(2)
[0074] 其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]和[Cr]分另表示C、Si、Mn、Ni、Cu和Cr的含量(质量％)。
[0075] 对于得到的各钢板，测定A1(结晶方位差为55°以上的晶粒在总体中所占的比例：面积％)、A2(结晶方位差为低于15°的晶粒在总体中所占的比例)、前述(1)式的左边的值[1-(A2-A1)/100]、和结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均直
径D，并且根据下述的方法测定脆性龟裂传播停止特性(Kca值)，板厚中央部的母材韧性(vTrs)。这些结果一并显示在下述表3中。
[0076] [A1、A2、1-(A2-A1)/100的测定方法]
[0077] (a)准备与钢板的轧制方向平行切断的包括板厚的表背面在试样。
[0078] (b)使用#150～#1000的湿式砂纸或与之具有同等的机能的研磨方法对截面进行研究，使用金刚石研磨浆等研磨剂实施镜面加工。
[0079] (c)在上述截面中，使用Tex SEM Laboratries社的EBSP装置(商品名：“OIM”)，在板厚方向各测定位置，以测定区域：200×200(μm)、测定间距：0.5μm间隔进行测定，并分析结晶方位差的数据(在结晶方位差每1°的分区中，统计各分区所含的晶粒的个数)。 [0080] (d)作为文本数据的分析法，关于结晶方位差为5°以下的判断为测定无用数据，求得结晶方位差为55°以上和低于15°的比例(A1、A2)，基于此计算[1-(A2-A1)/100]的值。这时，对于结晶方位差为15°以上的晶粒的平均粒径(当量圆直径)也进行测定(晶粒直径为2.0μm以下判断为测定无用数据)。
[0081] (e)在板厚方向，在距表背面1mm(2处)、t/4(t：板厚)、3t/4、t/2的各位置(合计5处)，进行上述(c)、(d)，在(1)式的值中，将最低 的值作为板厚整体的值，在结晶方位差15°以上的晶粒的平均粒径中，将最高的值作为板厚整体的值，并显示在下述表3中。 [0082] (脆性龟裂停止特性的评价)
[0083] 脆性龟裂停止特性，依据社团法人日本焊接协会(WES)发行的钢种认定试验方法(2003年3月31日制定)所规定的“脆性破坏传播停止试验”进行。实验采用脆性破坏传播停止试验方法的图7.2所示的形状的试验片，在从-90℃～+60℃的范围中选择的任意的温度范围内对该试验片赋予温度梯度，分成4个试验体进行。Kca值由下式(3)计算。下式(3)中，c表示从传播部入口至脆性龟裂前端的长度，T表示脆性龟裂前端的温度(单位K)，σ表示传播部的总应力，W表示传播部宽度。
[0084] 【数1】
[0085]
[0086] 以X轴为1/T，Y轴为计算出的Kca值，制成表示1/T与Kca值的相关关系的曲线图，将4点的近似曲线和273K的交点作为0℃下Kca值。0℃下的Kca值显示在下述表3
中。在本发明中，0℃下Kca值为5900N/mm1.5的情况为合格(脆性龟裂停止特性优异)。 [0087] (板厚中央部的母材韧性的评价)
[0088] 板厚中央部的母材韧性，进行V切口摆锤试验(依据JIS Z 2242的试验方法)进行冲击试验，按依据JIS的方法求得脆性断面率(或“延性断面率”)，根据(试验温度vs脆性断裂率)的曲线，求得脆性断裂率为50％的脆性断裂转变温度vTrs。这时，试验片形状采用NK(日本海事协会)船级规定的U4号试验片。在NK船级的造船E级中，因为是以-40℃的试验温度评价母材的冲击特性，所以vTrs为-50℃以下为合格(板厚中央部的母材韧性良好)。
[0089]
[0090]
[0091] 由表3的结果表明的可知，满足本发明规定的要件的(试验No.1、2、4、5、11～15、21、23)中，发挥出良好的脆性龟裂传播停止特性和母材韧性。
[0092] 相对于此，在试验No.3、6～10、16～20、22、24中，欠缺本发明规定的某一要件，至少某一种特性劣化。
[0093] 基于这些结果，[1-(A2-A1)/100]的值和脆性龟裂传播停止特性(Kca)的关系显示在图1中，再结晶温度区域压下率与板厚方向平均粒径的关系显示在图2中，板厚方向平均粒径与板厚中央部vTrs的关系显示在图3中。
