厚钢板的制作方法

专利名称：：厚钢板的制作方法
技术领域：
：本发明涉及主要被用作船舶和桥梁的结构材料的原材的厚钢板，特别是涉及将已经发生的脆性龟裂的传播加以停止这一特性(抑制(arrest)特性)得到了改善的厚钢板。
背景技术：
：在船舶、建筑物、油罐、海洋结构物、管线管等结构物所使用的厚钢板中，为了抑制结构物的脆性破坏，要求其具有抑制特性(以下称为"脆性龟裂传播停止特性")，该特性是抑制由于脆性龟裂的传播而造成的破坏的能力。近年来，随着结构物的大型化，使用屈服应力为390MPa以上，板厚为50mm以上的高强度厚钢板的情况大量存在。但是，上述这样的脆性龟裂传播停止特性，对其的确保一般会随着钢板的高强度、厚壁化而变得困难。另一方面，在集装箱船中，为了效率化而在推进大型化，随之而来的是使用厚壁、高强度的钢板。若考虑到船体的破坏安全性，则首要的是不使脆性破坏发生，但假如脆性破坏已经发生时，为了避免船体的全面损毁，使船体具有脆性龟裂传播停止特性以使龟裂的传播停止尤为重要。从这一背景出发，就要求在上甲板部使从舱口围板部发生的脆性龟裂停止。为了使脆性龟裂停止，关于上甲板部所要求的脆性龟裂传播停止特性，至今为止也有所研究，认为即使负荷应力和脆性龟裂进展长度变大，而厚板钢板的应力扩大系数K值饱和，如果一10。C下的Kca值(作为脆性龟裂传播停止特性的指标的数值)为3500N/mm"2(MPamm1/2)左右，则也能够使脆性龟裂停止。因此，特别是在集装箱船中期望有一种技术，其可以对高强度厚钢板赋予上述脆性龟裂传播停止特性。此外，上述Kca值还期望能够得到更高的值(例如4500N/mm3/2以上，5000N/mm3/2以上)。4另外，近年来在集装箱船等之中，以重复应力载荷造成的疲劳为原因，发生的龟裂的进展速度成为问题，因此除了上述脆性破坏停止特性以外，还要求其具有能够使一旦发生的疲劳龟裂的进展速度尽可能延缓这样的特性(以下称为"疲劳龟裂进展抑制特性")。关于疲劳龟裂进展抑制特性，具体来说是要求在特定的应力(AK=10MPa*^Tm)环境下，表示应力负荷每一次循环的进展性的指数的da/dn(疲劳龟裂进展速度)为5.0x10—6mm/cycle以下。作为使脆性龟裂传播停止特性提高的方法，已知有(a)添加合金元素的方法;(b)使晶粒直径微细化的方法等。其中作为添加合金元素的方法，例如提出有专利文献l这样的技术。在该技术中，作为合金元素含有Ni，通过抑制冷却过程中的冷却速度而使贝氏体的粒径微细化，从而使脆性龟裂传播停止特性提高。但是在这一技术中，也会由于添加合金元素而招致成本增大。另一方面，作为通过使晶粒直径微细化而使脆性龟裂传播停止特性提高的方法，已知有例如专利文献2、3这样的技术。在这些技术中，以铁素体为母相，并使该铁素体的粒径微细化，由此确保良好的脆性龟裂传播停止特性。但是，在这些技术中，因为以软质的铁素体为母相，所以在高强度厚钢板上的应用困难。另外，作为改善脆性龟裂进展抑制特性的技术，至今为止也提出有多种，例如在专利文献4中提出有一种疲劳龟裂进展抑制特性优异的钢板，其通过如下方式实现设钢板表面的法线方向为ND时，具有a铁的(lOO)面与ND平行的方位((100)//ND)的晶粒，和具有a铁的(111)面与ND平行的方位{(111)//ND)的晶粒之间的境界沿着龟裂的进展方向至少在30pm横穿1处以上，以及在与钢板表面平行的测定面，钢板内部的a(lll)面强度比与a(100)面强度比的比为1.252.0。越是在高应力下使用的钢板，对于疲劳特性的关注越高，但是前述技术因为以铁素体为主体(例如70面积。/。以上)，所以只能对应390490MPa左右的强度级，特别是在疲劳龟裂构成问题的部分存在不能适用的问题。另外在前述技术中，为了如前述这样控制结晶方位，公开在使铁素体析出70面积。/。以上的Y—a二相域的低温区域或a温度域进行强加工。对于这样的铁素体组织，在以贝氏体为主体的组织(将其称为"惟一贝氏本组织")中，已知与奥氏体具有一定的方位关系生成，通过与前述技术同样的方法不能控制结晶方位。在专利文献5中，提出有一种疲劳龟裂进展特性优异的钢板，其是在贝氏体组织或马氏体组织下，施加最大拉伸、压缩应力为土0.012，反复速度0.5Hz，达到最大应变的波数12的递增递减重复负荷为15次时，由1次最大应变时的应力(J,和15次的最大应变时的应力(J,5的比(J，/(J,5所表示的反复软化参数为0.65以上、0.95以下。而且在该技术中还显示，由于龟裂前端的位错的移动、消失带来的软化，使得应变得到缓和，龟裂进展被抑制。在该技术中，通过在与通用钢类似的成分系下以一般的制造方法进行制造，能够得到疲劳龟裂进展抑制特性优异的钢板，但并没有一定要明确地与一般材料进行区别的意思，不是说只要规定前述这一软化参数，希望的特性就会得到发挥。此外，也存在断裂转变温度vTrs超过0。C的实施例，存在不能充分满足作为结构物的特性的可能性。专利文献1特开2007—302993号公报专利文献2专利第3845113号公报专利文献3特开2002—256374号公报专利文献4特开2000—17379号公报专利文献5特开2004—27355号公报
发明内容本发明着眼于上述这样的情况而做，其第一目的在于，提供一种脆性龟裂传播停止特性优异的厚钢板，其不会招致制造成本的增大，即使在板厚超过50mm时，仍满足高强度(抗拉强度为490MPa以上)，并且一10。C下的Kca值满足3500N/mm3/2以上。另外，第二目的在于，提供一种脆性龟裂传播停止特性更优异的厚钢板，其在一10。C下的Kca值满足4500N/mm3/2以上。此外，第三目的在于，提供一种脆性龟裂传播停止特性进一步优异的厚钢板，其在一10。C下的Kca值满足5000N/mm3/2以上。另外，第四目的在于，除了具有一10。C下的Kca值满足3500N/mm"2以上这一脆性龟裂停止特性的厚钢板以外，再提供一种疲劳龟裂进展抑制特性也优异的厚钢板，其在特定的应力(AK=10MPa环境下，疲劳龟裂进展速度(da/dn)为5.0x10—6mm/cyde以下。能够达成所述第一目的的本发明的厚钢板(以下称为第一发明的钢板)，具有如下要旨其分别含有C:0.030.10%("质量％"的意思，涉及化学成分组成则下同)、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)的位置的显微组织中，准多边铁素体的平均面积率为3085%。能够达成所述第二目的的本发明的厚钢板(以下称为第二发明的钢板)，是上述第一发明的钢板，其中，具有如下要旨将距表面深t/4和t/2的位置的平均晶粒直径分别设为d(t/4)和d(t/2)时，由下式(1)规定的Ko满足(Ko>6750)的关系。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)还有，在此所说的平均晶粒直径d，是指准多边铁素体的平均晶粒直径。能够达成所述第三目的的本发明的厚钢板(以下称为第三发明的钢板)，是上述第一发明的钢板，其中，具有如下要旨在距表面深t/4的位置，设邻接的2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的粒径为有效晶粒直径D(pm)时，其在岛状马氏体的平均当量圆直径d(pm)和钢板的屈服应力YS(MPa)的关系中满足下式(2)。一215+1.56xD+9,79xd+0.24xYS〈陽60…(2)能够达成所述第四目的的本发明的厚钢板(以下称为第四发明的钢板)，是上述第一发明的钢板，其中，具有如下要旨从距表面深2mm的位置至所述t/4的位置的区域中的平均晶粒直径为50|_im以下，并且距表面深2mm的位置中的钢组织的晶粒直径与由该晶粒直径计数的晶粒数的关系由直方图表示时，取晶粒数极大的2个晶粒直径的差异为1030pm。在本发明的厚钢板(所述第一四发明的钢板)中，根据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种以上；(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)稀土类元素0.010%以下(不含0)，根据所含有的成分，钢板的特性得到改善。在本发明的钢板中，以通过严密规定母材钢板的化学组成和内部组织而实现适当化，能够实现脆性龟裂停止特性优异的厚钢板，或者脆性龟裂传播停止特性和疲劳龟裂进展抑制特性优异的厚钢板，这种钢板作为以船舶、建筑物为首的各种大型结构物的原材有用。具体实施例方式本发明者们为了达成上述课题，一直以来就影响脆性龟裂传播停止特性的要因反复进行研究。其结果表明的情况是，从破坏力学的观点出发，在脆性龟裂传播停止特性提高上，比起板厚表面，提高内部的韧性值的方法更有优势，因为认识到了这一技术的意义，所以率先申请(特愿2007-262872)。即，对于脆性龟裂传播停止特性来说，认为使钢板表层部的韧性良好即可，但根据本发明者们的研究判明，通过'提高距钢板表面深t/4t/2(t:板厚)的位置的韧性，脆性龟裂会有效地停止。另外还得到的结论有，钢板的脆性龟裂传播停止特性很大程度上受到贝氏体组织的形态的影响，以及该组织能够通过化学成分、热轧、冷却条件的适当化而加以控制。因此本发明者们发现，作为板厚内部，选择距表示t/4t/2(t:板厚)的位置，如果作为该位置中的显微组织而使规定量的准多边铁素体形成，则能够使钢板的脆性龟裂传播停止特性良好，首先完成了第一发明的钢板。另外判明，为了使这样的准多边铁素体生成，在适当调整钢板的成分，%以下)以后，调整热轧的条件和其后的冷却条件很重要。历来，使相变温度低温化以得到微细的板条状(束状)的贝氏体组织(贝氏体铁素体)是一般性的改善方法，但在本发明中全新提出了贝氏体组织的有效形态，这一点成为要点。准多边铁素体为粒状(块状)，其维氏硬度Hv为150200左右。通过使这样的粒状的相在规定区域中形成，钢板的脆性龟裂传播停止特性良好。但是，为了使准多边铁素体形成，从而使脆性龟裂传播停止特性良好，需要确保其平均面积率至少为30%以上，但若其量过剩而超过85%，则强度降低。还有，除准多边铁素体以外，也可以含有板条状贝氏体、马氏体、铁素体、渗碳体等。在第一发明的钢板中，通过如上述这样规定化学成分和在特定区域中的组织，能够实现脆性龟裂传播停止特性优异的厚钢板能够实现，而这样的厚钢板，其焊接热影响部(以下表示为"HAZ")的韧性也基本良好。即，本发明的厚钢板，作为船舶、建筑物、油罐、管线管等的焊接结构物适用，即便还要求焊接时的HAZ的韧性良好，而这一HAZ韧性也良好。第一发明的钢板，其化学成分组成被适当调整也是特征之一。以下，说明化学成分的范围限定理由。[C:0.030,10%]c是用于确保钢板(焊接母材)的强度所需要的元素，为了确保期望的强度，需要使之含有0.03%以上。但是，若过剩地含有C，则HAZ韧性反而降低。由此，其上限需要为0.10%。还有，C含量的优选下限为0.04%，更优选0.05%，优选上限为0.09%，更优选0.08%。[Si:0.50%以下(含0%)]Si是用于确保钢板的强度有效的元素，根据需要含有。但是若过剩地含有，则使钢材(母材)中大量析出岛状马氏体相(M-A相)，使HAZ韧性劣化。由此，使其上限为0.50%。还有，Si含量的优选下限为0.1。/。，优选上限为0.4%。[Mn:1.02.0o/o]Mn使淬火性提高，在确保钢板强度上是有效的元素，为了发挥这样的效果，需要使Mn含有1,0%以上。但是，若过剩地含有Mn，则钢板的HAZ韧性劣化，因此使上限为2.0%。Mn含量的优选下限为1.3%,优选上限为1.8%。[P:0.015%以下(不含0%)]P是不可避免混入的杂质，给钢板和HAZ的韧性带来不利影响，因此优选尽可能少。从这一观点出发，P可以抑制在0.015。/。以下。P含量的优选上限为0.01%。[S:0,010%以下(不含0%)]s与钢板中的合金元素化合，形成各种夹杂物，是对钢板的延性和韧性起有害作用的杂质，因此优选尽可能少，但是，考虑实用钢的纯净度的程度，可以抑制在0.010%以下。还有，s是钢中不可避免会包含的杂质，使其量为0°/。在工业生产上很困难。[Al:0.0050.060%]Al是作为脱氧剂有效的元素，并且还发挥着使钢板的显微组织微细化带来的母材韧性提高效果。为了挥这样的效果，Al含量需要为0.005%以上。但是，若过剩含有，使钢材(母材)中大量析出岛状马氏体相(M-A相)，使HAZ韧性劣化。由此，使其上限为0.060%。还有，Al含量的优选下限为0.01%(更优选为0.02%)，优选上限为0.04%。[Nb:0,0200,060o/o].Nb使淬火性提高，发挥着使母材强度提高的效果。但是，若大量含有，则碳化物的生成变多，脆性龟裂传播停止特性劣化，因此优选为0.060%以下(更优选为0.04%以下)。还有，用于有效地发挥这些效果的含量为0.020%以上。[Ti:0.0080.030%]Ti使TiN在钢中微细分散而防止加热中的奥氏体晶粒的粗大化，并且与Nb—样，具有抑制奥氏体的再结晶的效果，因此其发挥着使奥氏体晶粒微细化，使相变后的组织微细化的效果。另外，TiN使焊接时的HAZ部的奥氏体晶粒微细化，对HAZ韧性的改善有效。为了发挥这样的效果，Ti需要含有0.008。/o以上。但是，若Ti的含量过剩，则焊接性受损，因此为0.030%以下。10[N:0.00200.0腦;iN与A1、Ti、Nb、B等结合，形成氮化物，具有使母材组织微细化的效果，并且使焊接时的奥氏体晶粒微细化，以及使晶内组织微细化，使HAZ韧性提高。为了发挥这样的效果，需要使N含有0.0020%以上。但是，固溶N成为使HAZ韧性劣化的原因。由于总氮量的增加，导致前述的氮化物增加，固溶N也过剩并有害，因此为0.010%以下。优选为0.008%以下(更优选为0.006°/。以下)。o作为不可避免的杂质被含有，不过在钢中作为氧化物存在。但是，若其含量超过0.010%，则粗大的氧化物生成，HAZ韧性劣化。因此，使O含量的上限为0.010°/。。0含量的优选上限为0.005%(更优选为0.003%)。[固溶B:0.0005%以下(含0%)]B的固溶量因为会对脆性龟裂传播停止特性的提高有效的准多边铁素体的生成产生很大的影响，所以需要限制。若固溶B超过0.0005%，则准多边铁素体难以生成，使脆性龟裂传播停止特性降低。由此，使固溶B的上限为0.0005%。优选的范围抑制在0.0003%以下，更优选在0.0001%以下。固溶B量能够通过B的添加量和加热、轧制条件进行控制。减少B添加量、降低加热温度、增加低温下的轧制压下量都能够降低固溶B量(5ppm以下)。在第一发明的钢板中，除上述成分以外，由铁和不可避免的杂质(例如Sb、Se、Te等)构成，但也能够含有在不破坏其特性的程度的微量成分(允许成分)，这种钢板也包含在本发明的范围内。当制造第一发明的钢板时，以如下方式进行即可用通常的熔炼法熔炼满足上述化学成分量的钢，将该钢液冷却而成为板坯后，例如加热至950130(TC的范围后进行热轧，接着使Ar3变态点+15(TCAr3变态点+100匸的累积压下率为1030%进行轧制，使Ar3变态点+50"CAr3变态点的累积压下率为1020%进行终轧，其后以0.120。C/秒的平均冷却速度冷却至40(TC。还有，上述所示的温度以表面的温度进行管理。[加热温度9501300°C]从一下子全部使钢板的组织奥氏体化这一观点出发，需要为950。C以ii上，但是若加热温度超过130(TC，则奥氏体粗大化，在后面的工序中难以得到期望的组织。[Ar3变态点+15(TCAr3变态点+10(TC的累积压下率1030%〗通过使该温度范围的累积压下率为1030%，并与后面的工序加以结合，能够粒状化(granular)。脱离这一温度范围，累积压下率低于10%或超过30%时，不能确保准多边铁素体为30%以上。还有，在本发明中所谓"Ar3变态点"，是由下式(3)求得的值。Ar产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]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及Nb的含有量(质量％)。[Ar3变态点+5(TCAr3变态点的累积压下率1020%〗通过使该温度范围的累积压下率为10%以上，能够进行适当的粒状化(granular)。脱离这一温度范围，累积压下率低于10%或超过20%时，不能确保准多边铁素体为30%以上。还有，上述累积压下率为下式(4)求得。累积压下率=(to—t,)/tQxlOO…(4)[式(4)中，to表示该温度区域的钢片的轧制开始厚度(mm)，t!表示该温度区域的钢片的轧制结束厚度(mm)。][Ar3变态点400。C的平均冷却速度(U2(TC/秒〗冷却时的平均冷却速度低于O.rC/秒或超过20。C/秒时，不能时行粒状化(granular)。另外，之所以冷却至400°C，是由于在此以下的温度下不会发生在此以上的组织相变。本发明者们基于有关上述第一发明的钢板的发现，对于Kca值为4500MPamm1/2以上的发挥着优异的脆性龟裂传播停止特性厚钢板进一步反复研究。其结果发现，在适当控制钢板的化学成分组成，适当控制钢板中的组织(即，使冷多边铁素体的平均面积率为3085%)的钢板中，如果使由前式(1)赋予的龟裂进展驱动力Ko的值(以下仅称为"KJ直")超过6750(MPa*mm1/2)，则能够实现符合上述目的的厚钢板，从而完成了第二发明的钢板。作为评价抑制特性的标准，一般采用通过ESSO试验求得的Kca值(参照后述实施例)。但是，为了求得该Kca值，需要进行复杂的实验，因此作为便于评价抑制特性的标准，规定由前式(1)规定的K。值。对于该式求得的原委进行说明。在上述ESSO试验中，针对在试验体上施加应力的情况，假定通过有脆性龟裂的温度TQ，将这时的龟裂进展驱动力设为K。。作为相对于该龟裂进展驱动力KJ勺阻抗，有在钢板表面(即t/4部)发生的延性破坏(剪切唇shearlip)造成的阻抗Ks(单位MPa'mm"2),和在板厚中央部(t/2部)的阻抗Kd(单位MPa'mm1/2)2个。其中，认为阻抗&使上述龟裂进展驱动力与Ko成比例，由此能够表示为Ks-Kor(r:比例常数)。这些阻抗Ks、Kd带给龟裂停止很大的影响。这时，在温度T。下，为了使龟裂停止，需要下式(5)的关系成立。另外，这时认为龟裂进展驱动力Ko与温度T()下的Kca值对应。下式(5)能够以下式(6)的方式变形。K0=Ks+Kd=K0r+Kd(5)K0=Kd/(l—r)(6)其次，根据技术文献"压力技术Vol.31，No.2(1993)，p2"(以下称为"参考文献I"),认为比例常数r与板厚表层附近的动态破坏韧性值KD⑧相关连。动态破坏韧性值是高速进展的龟裂相对应的破坏韧性值，认为与一般的破坏韧性值(Kci)不同。另一方面，根据技术文献"日本造船学会论文集Vo1.177(1995)，p243"(以下，称为"参考文献2")，认为即使是高速进展的脆性龟裂，在剪切唇发生的表层附近时，龟裂进展速度也会极度降低。在此，在表层附近因为龟裂进展速度极度降低，所以其动态破坏韧性值也与通常的破坏韧性值等价。由此，比例常数r与表层附近的破坏韧性值Kci相关。此外，根据上述参考文献2，认为破坏韧性值Kci与断裂转变温度vTrs相关。还有，所谓断裂转变温度vTrs是通过摆锤冲击试验求得的脆性断裂转变温度vTrs。由此，比例常数r与表层附近的断裂转变温度vTrs相关。例如，表层附近的材料特性，若认为能够由t/4部的材料特性代表，则认为比例常数r与t/4部的断裂转变温度VTrs(以下简略记为[vTrs(t/4)])。另一方面，板厚中央部的阻抗Kd是同一部位的动态破坏韧性值，与通常的破坏韧性值不同。根据上述参考文献2，动态破坏韧性值(即阻抗Kd)与局部临界应力CJF相关。局部临界应力W是龟裂前端的极微小区域的拉伸破坏应力。该拉伸破坏是结晶物的解理断裂和晶界的延性破坏的延续。在此，对于晶界的延性破坏的强度(应力)，被认为延性破坏部越多其越高。延性破坏部被认为晶界越多，即晶粒直径d越小，对于延性破坏的强度越高。即，局部临界应力CTF与晶界直径d成反比。另一方面，认为d"。一般与断裂转变温度vTrs存在比例关系。由以上可知，局部临界应力W与断裂转变温度vTrs相关。例如，板厚中央部附近的材料特性被认为若能够由t/2部的材料特性代表，则Kd与t/2部的断裂转变温度vTrs相关。根据以上，作为Kca的代替参数的破坏韧性驱动力Kc能够如下式(7)这样表示。K0=Kd/(1—r)=f2(vTrs(t/2)/(卜f,(vTrs(t/4))))…(7)上式(7)的&()、f2()分别是函数，例如，如果能够掌握室温(25°C)下的屈服应力oy、板厚t和根据设计要件得到的温度条件To,则作为断裂转变温度vTrs(t/4)和vTrs(1/2)的函数能够公式化。这公式化的步骤如下。首先，关于上述比例常数r，能够以下式(8)的方式表示(所述参考文献l)。r=(4/兀)(tsl/t)(aY1/cj0)cos"((a—lsl)/a}...(8)其中，tsl表示表层部的延性破坏(剪切唇)的幅度(mm)，(Jy'表示温度To下的钢板表层附近的高速拉伸变形时的屈服应力(MPa)，cj()表示ESSO试验时的屈服应力(MPa)，a表示龟裂长度(mm)，lsl表示(sideligament)长度(mm)。上述表层部的延性破坏(剪切唇)的宽度tsl能够以下式(9)的方式表示。还有，在下式(9)中，ksl是系数(剪切唇宽度与塑性域尺寸的比)，根据所述参考文献2，ksl=2。tsl二kslrp…(9)另外，在上式(9)中，卬为塑性域尺寸(mm)，由下式(10)表示。rp二l/6兀(Kd(b)/cjy1)2…(10)其中，KD(b)表示表层部附近的动态破坏韧性值(MPa'mm"2)根据所述参照文献2，在剪切唇的发生部，由于龟裂进展速度显示极其低速，因此能够等同为通常的破坏韧性值Kci。即，如下式(ll)所示。K,=Kci…(11)破坏韧性值kci，例如根据文献(北田博重著，博士论文"关于TMCP的屈服点40kgf/mm2级钢板的实船应用中的韧性要求基准的研究"(1990)，p32:以下称为"参考文献3"),如下式(12)(14)，显示出与断裂转变温度vTrs的关系。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^表示钢材的室温(25°C)下的屈服应力在此，具体来说以应力(Jo对于板厚二60mm、屈服应力ciyQ=500MPa的钢实施ESSO试验时，尝试使根据船舶等的设计要件而得到的温度条件To下的K()公式化。船舶的情况是，根据设计条件得到的温度条件To多为010°C，因此，这里设定为TQ=—10°C。另外在ESSO试验中，虽然以各种应力条件进行实验，但若应力过低，则龟裂进展量极小，至温度T0二一10。C的温度区域，龟裂不进展的可能性高。因此，需要有充分高的应力。船舶的情况下，多是根据设计要件取决设计应力，掌握该设计应力下的龟裂停止性能最为合理。因此，这里使用ABS规格(美国船级协会规格)ET40所对应的设计使用应力(例如，"日本船舶海洋工学讲演论文集"Vol.3(2006)，p359:以下称为"参考文献4")，(Jo=252MPa。在这一示例的情况下，vTrs和Kci显示出比例关系。根据这一关系，本发明者们发现，采用表层部的Kci(Kci(b))，能够得到下式(15)。KD(B)=KchB)d=_92vTrs+32700…(15)还有，前式(8)的ciw是温度TQ(二一10。C)下的钢材表层附近的高速拉伸变形时的屈服应力。该屈服应力ayi依赖于表层附近的龟裂进展速度，若基于前述参考文献2将该速度作为100m/秒，则使屈服应力aY1根据参考文献的Figl(b)，能够得到屈服应力cjY1=800MPa。另外，前式(8)所示的a为龟裂长度，lsl为(sideligament)长度，但lsl根据前述参照文献2为1020mm左右。另外，通常的ESSO试验中的龟裂长度a多为300mm左右，因此(a—lsl)/a约为0.95左右。由以上可知，比例常数r能够以下式(16)的方式公式化。还有，这里的vTrs为表层附近的材料的断裂转变温度vTrs[vTrs(表层附近)]。例如如前述，若认为表层附近的vTrs与t/4部的vTrs等同，则下式(17)的关系成立。r=3.288xl(T9(一92v[Trs(表层附近)]+32700)2...(16)r=3.288xl0-9(—92[vTrs(t/4)]+32700)2…(17)以上是比例常数r的具体的公式化示例，但对于比例常数r的公式化能够以如下方式理解。即，比例常数r为以下这样的函数。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，参数以如下方式求得。vTrs(表层附近)表层附近的断裂转变温度(。C)—从钢材提取(jy0:钢材的室温(25°C)的屈服应力—从钢材提取To:根据设计要件得到的温度条件。t:钢板的厚度—从钢材提取ksl:剪切唇宽度与塑性域尺寸的比—相对于一般的钢材，显示在参考文献2等中。ciY1:温度To下的钢材表层附近的高速拉伸变形时的屈服应力—显示在参考文献2等中。do:根据设计要件得到的负荷应力条件。(a—lsl)/a:a为龟裂长度，lsl为(sideligament)长度，均针对一般性的钢材，能够根据参考文献2类推。由以上可知，除去根据设计要件求得的值和由文献得到的值，为r二fr，([vTrs(表层附近)]，ayQ、t)，相对于一定屈服应力CTyo和板厚t的条件，能够表示为f&([vTrs(表层附近)])。16式化的步骤进行详细地说明。根据前述参考文献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为温度T。(=—10°C)下的板厚中央部附近的高速拉伸变形时的屈服应力(MPa)，该屈服应力c7y2也依赖于板厚中央部附近的龟裂进展速度，若同样使速度为600m/秒(以标准的ESSO试验得到的龟裂进展速度)，则根据前述参考文献2的Fig11(b)为800MPa。上述v为泊松比，为0.3。另外，re是表示局部区域的常数(单位mm)，根据前述参考文献2为0.3mm。一s是表示应力特异性的强度的指数，在此，一10。C、龟裂进展速度600m/秒下的一s根据前述参考文献2为0.08。！^是表示应力的强度的系数，根据前述参考文献2，2yy-4。W是局部临界应力(MPa)，若采用晶粒直径d，则如前述，认为与1/d(=(—A.vTrs+B)2)成比例。在此，A、B根据文献("热处理"，Vo1.47，No-2(2007)，p66:以下称为"参考文献5")，A=3，B=1000。断裂转变温度vTrs的单位为K。另外，根据参考文献2，使局部临界应力ap成为40004500MPa的值，若假定其与断裂转变温度vTrs的变化(273263K)相对应，则以下式(19)表示。cjF=2.25xl(T2vTrs2—15vTrs+6418…(19)根据以上，Kd以下式(20)的方式被公式化。Kd的单位为MPrmm"2。Kd=5.68xl0-20(2.25xl0-2vTrs2—15vTrs+6418)625…(20)还有，这里的断裂转变温度vTrs为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，若认为板厚中央部附近的断裂转变温度vTrs与t/2部的vTrs[vTrs(t/2)]等同，则上式(20)能够以下式(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的具体的公式化示例，但关于Kd的公式化，能够以如下方式理解。即，Kd是下式(22)所示的函数。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，各参数以如下方式求得。vTrs(板厚中央部附近)板厚中央部附近的断裂转变温度(°C)—由钢材提取cjY2:温度TO下的板厚中央部附近的高速拉伸变形时的屈服应力—对于一般性的钢材，显示参考文献2。rc:表示局部区域的常数—对于一般性的钢材，显示在参考文献2中。V:泊松比—对于一般性的钢材认为为0.3。一s:表示应力特异性的强度的指数—对于一般性的钢材显示在参考文献2等中。、y:表示应力的强度的系数—对于一般性的钢材显示在参考文献2等中。根据以上，除去根据设计要求求得的值和由文献得到的值，能够表示为Kd二f2([vTrs(板厚中央部附近)])。根据由以上方式公式化的r和Kd，Kca的代替评价参数Ko值能够以下式(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(表层附近)]+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，脆性断裂转变温度vTrs，一般认为在与平均晶粒直径d之间，存在l/d=(—AxvTrs+B)2(A、B为常数)的关系。上述关系能够改写为vTrs=—1/AV"(1/2)+B/A。因此，龟裂进展驱动力KQ不仅能够通过vTrs表现，而且能够通过表层附近[代表性的是距表面t/4(t:板厚)的位置，以下仅称为"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，以下仅称为"t/2部"]的平均晶粒直径表现。而且，例如根据文献(钢铁协会论坛"构造材料的强度和破坏"2006年11月发行)所示的实验结果，脆性断裂转变温度vTrs能够以下式(25)的方式表示。vTrs=—400[V(1/d)]+313…(25)若由平均晶粒直径d，重新展开上述龟裂进展驱动力Ko的公式[前式(24)]，则下式(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)制造第二发明的钢板的方法，在大多的工序中与所述第一发明的钢板的制造为相同的条件，但不同的点在于，并不是结束热轧从该温度立即冷却，而是一旦到达终轧温度，使之等待30150秒之后进行冷却。在该方法中，在终轧温度下等待30150秒的理由如下。还有上述所示的温度以表面的温度进行管理。轧制后的等待时间低于30秒时，板厚中心部的温度高，板厚中心部的平均晶粒直径变大，不能使所述Ko值满足超过6750MPa"mm1另外若待机时间超过150秒，则晶粒成长进行，不论板的中心部、表层部，平均晶粒直径变大，不能使所述Ko值满足超过6750MPamm1/2。本发明者们基于有关所述第一发明的钢板的发现，又对于发挥着Kca值为5000MPamm1/2以上的优异的脆性龟裂传播停止特性的厚钢板进一步反复研究。其结果得到如下结论钢板的脆性龟裂传播停止特性，受到贝氏体组织的形态、由大角晶界包围的晶粒的平均粒径、'岛状马氏体的大小、钢板的屈服应力YS等影响，以及该组织能够通过化学成分和轧制条件的适当化而加以控制。因此本发明者们发现，如果以所述第一发明的钢板为基础，再使距表面t/4位置的有效晶粒直径D(pm)[即，准多边铁素体的有效晶粒直径D]、岛状马氏体(MA)的平均当量圆直径d(pm)和钢板的屈服应力YS(MPa)满足下式(2)，如此平衡地加以控制，则能够使钢板的脆性龟裂传播停止特性良好，从而完成第三发明的钢板。一215+1.56xD+9.79xd+0.24xYS<—60(2)求得上式(2)的原委如下。首先，作为对钢板的脆性龟裂传播停止19特性施加影响的要因，本发明者们选择了距表面t/4位置的有效晶粒直径D(pm)、岛状马氏体(MA)的平均当量圆直径d(pm)和钢板的屈服应力YS(MPa)。上述要件之中，存在越是高强度则钢板的屈服应力YS越高的倾向，那么可以设想，该屈服应力YS越低，脆性龟裂传播停止特性也就越良好。而且，该屈服应力YS—般与淬火性指数(Pcm)的相关度很多，因此淬火性指数(Pcm)被认为是屈服应力YS的控制指标。但是，在通常的淬火性指数(Pcm)中，并没有考虑Nb等合金元素的影响，因此本发明中在也考虑到这样的合金元素的影响后，就脆性龟裂传播停止特性与屈服应力的关系进行了研究。基于上述的发现，就准多边铁素体的有效结晶粒径D和岛状马氏体MA的平均当量圆直径d对屈服应力YS造成的影响，基于实验(回归分析)进行了研究，其结果判明，满足上式(1)的关系时，钢板的脆性龟裂传播停止特性良好。还有，所谓规定大角晶界的"结晶方位差"，也被称为"偏角"或"倾角"，为了测定这一结晶方位差，采用EBSP法(ElectronBackscatteringPattern法)即可(参照后述实施例)。在制造第三发明的钢板时，大多的工序中与所述第一发明的钢板的制造为相同的条件，但不同的点在于，在950130(TC的范围进行热轧前，要一度进行加热处理(9501100°C)，以及在最后以50(TC以上的温度进行回火处理。在该方法中，在热轧前一度进行加热处理，以及在最后进行回火处理的理由如下。还有上述所示的温度以表面的温度进行管理。通过进行回火处理，能够使MA尺寸微细化，能够使脆性破坏停止特性提高。若过于低温，则其效果小，MA无法微细化，因此需要为500°C以上。此外，本发明者们基于有关上述第一发明的钢板的发现，除此之外还对于疲劳龟裂进展抑制特性也优异的钢板反复研究。其结果还得到如下结论钢板的疲劳龟裂进展抑制特性受到表层附近的平均晶粒直径和粒度分布影响，以及该组织能够通过化学成分和轧制、冷却条件的适当化而加以控制。因此，本发明者们发现，以所述第一发明的钢板为基础，此外，使距表面深2mm的位置(表层)至所述t/4的位置[距表面t/4(t:板厚)的位置]的区域中的平均晶粒直径(g卩，准多边铁素体的平均晶粒直径)为规定的值以下之后，以直方图表示表层附近(距表面深2mm的位置)的钢组织的晶粒直径和以该晶粒直径计数的晶粒个数的关系时，使晶粒个数极大的2个晶粒直径的差异在规定的范围内，从而能够使钢板的脆性龟裂传播停止特性和疲劳龟裂进展抑制特性均良好，从而完成了第四发明的钢板。还有，以通常的制造方法制造钢板时，若以直方图表示表面附近的钢组织的晶粒直径和以该晶粒直径计数的晶粒个数的关系，则晶粒个数极大的这样的晶粒直径大多情况下为1处(粒径分布接近所谓的正规分布)，或者，即使有多个极大点，也是两者为比较近的粒径(构成极大的2个晶粒直径的差异至多数pm左右)。相对于此，在本发明的厚钢板中，在钢板的表面附近，主动使结晶粒径极大的这种晶粒直径为2处以上，使显示极大点的2处的粒径的差异为1030pm来控制组织。另外在本发明中，作为显示这种粒径分布的位置(表层附近)为"距表面深2mm的位置"，其出于如下理由。疲劳龟裂从表层进入，将花费很长时间在表层进展。而且，若进展以板的中心，则进展速度变得相当快，若是这样，则钢组织的影响变小。因此，表层附近的钢组织的方面带给疲劳龟裂的影响很大，因而作为代表表层附近的组织，选择"距表面深2mm的位置"。还有，"2mm的深度"的意思是，在最表层，氧化层等受到表面特有的影响情况居多，其为避免该影响的"2mm的深度"。当制造第四发明的钢板时，大多的工序中与所述第一发明的钢板的制造为相同的条件，但不同的点在于，使Ar3变态点+5(TCAr3变态点的累积压下率为1020%而进行轧制，并使终轧轧道中的累积压下率为3%以下而结束轧制。在该方法中，规定终轧轧道中的累积压下率的理由如下。通过使终轧轧道中的累积压下率为3%以下，能够控制表面附近(距表面深2mm的位置)的晶粒直径分布。通常的钢板制造时的终轧轧道大多进行5%左右的压下，但在这样的压下率下，晶粒个数极大的这种晶粒直径为1处，或者即使有多个极大点，两者也是比较近的粒径。相对于此，通过主动降低终轧轧道中的压下率，能够使晶粒个数极大的晶粒直径有2处，显示极大点的2处的粒径的差异能够为1030pm。如此，通过控制表面附近(距表面深2mm的位置)的晶粒直径分布，疲劳龟裂进展抑制特性提高。在所述的本发明的钢板(第一四发明的钢板)中，根据需要，根据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种以上；(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)稀土类元素0.010%以下(不含0)。含有这些成分时的范围限定理由如下。Cu、Ni和Cr均是提高淬火性，对于使钢板的强度提高有效的元素，根据需要含有。但是，若这些元素的含量过剩，则HAZ反而降低，因此均为2%以下(更优选为1%以下)。用于发挥上述效果的优选下限均为0.20%(更优选为0.40%)。Mo使淬火性提高，在强度确保上有效，为了防止回火脆性而适宜利用。这样的效果随着其含量的增加而增大，但是若Mo含量变得过剩，则HAZ韧性劣化，因此优选为0.5%以下。更优选为0.30%以下。[V-0.1%以下(不含0%)]V发挥着使淬火性提高，使母材强度提高的效果，另外V还具有提高回火软化阻抗的效果。但是，若大量被含有，则HAZ的韧性劣化，因此为0.1%以下(更优选为0.05%以下)。还有，用于有效地发挥这些效果的含量为V在0.01。/。以上。Mg通过形成MgO，抑制HAZ中的奥氏体晶粒的粗大化，从而具有使HAZ韧性提高的效果，因此根据需要含有。但是，若Mg的含量过剩，则夹杂物粗大化，HAZ韧性劣化，因此为0.005%以下(更优选为0.0035%以下)。Zr和Hf和Ti一样，与N形成氮化物，使焊接时的HAZ的奥氏体晶粒微细化，是对HAZ韧性改善有效的元素。但是，若过剩使之含有，则HAZ韧性反而降低。因此，含有这些元素时，Zr为0.1%以下，Hf为0.05%以下。Ca控制硫化物的形态，是有助于HAZ韧性的提高的元素。但是，过剩地使之含有而超过0.0035%，HAZ韧性反而劣化。还有，Ca含量的优选上限为0.020%(更优选为0.0015%)。另外，限于第二发明的钢板，含有Ca时，通过控制Ca、O和S的含量使之满足下式(26),能够实现HAZ韧性的进一步提高。2.0《1000x([Ca]十2x[S]十3x[O])《10.0…(26)其中，[Ca]、[S]和分别表示Ca、S和O的含量(质量％)。在凝固阶段，如果使CaO和CaS微细地分散，则铁素体相变核微细分散，能够抑制粗大组织的生成，HAZ韧性能够进一步提高。为了使CaO和CaS微细分散，可知有效的是满足上式(26)的关系。各个成分所对应的"系数"表示微细分散的程度。在本发明所示的成分组成范围之下，显示出按Ca、S和O的顺序高密度分散的倾向强。通过满足这样的关系，能够大量导入即使在大线能量焊接时，也能够确保良好的HAZ韧性的有效的铁素体生成核。具体来说，如后述实施例所示，即使是线能量超过50kJ这样的大线能量焊接，一55。C下的V摆锤冲击值(vE.55)也为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，具有提高母材强度的效果，因此根据需要含有。但是，若过剩地含有，则HAZ韧性劣化，因此上限均为2.5%。稀土类元素(REM)使钢材中不可避免地混入的夹杂物(氧化物和硫化物等)的形状微细化、球状化，从而是有助于HAZ的韧性提高的元素，根据需要使之含有。这一效果随着其含量增加而增大，但是，若REM的含量过剩，则夹杂物粗大化，HAZ韧性劣化，因此优选抑制在0.010%以下。还有，在本发明中，所谓REM是含有镧系元素(从La到Ln的15种元素)和Sc(钪)与Y(钇)的意思。还有，本发明中作为对象的钢板(所述第一四发明的钢板)基本上假定为板厚50mm以上的厚钢板，但在此以下的板厚也具有同等的特性，包含在本发明的对象中。另外，焊接本发明的钢板时的线能量假定为2kJ/mm以上，其在这样的线能量下进行焊接时显示出良好HAZ韧性。以下，通过实施例更详细地说是有本发明，但下述实施例并没有限定本发明的性质，根据前后述的宗旨进行设计变形的均包含在本发明的技术范围内。实施例实验例1(第一发明的钢板的实验例)通过通常的熔炼法，熔炼下述表1、2中所示的化学成分组成的各种钢液，冷却该钢液而成为板坯后，以下述表3、4所示的条件进行热轧和冷却，得到各种钢板(厚度60mm)。还有，在下述表1中，REM以含有La为50。/。左右和含有Ce为25%左右的混合稀土的形态添加。还有，下述表1、2中"_"表示没有添加元素。<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>对于得到的各钢板，通过下述的方法测定母材组织(准多边铁素体的硬度、平均面积率)、固溶B量、机械特性(母材的抗拉特性、母材的冲击特性、脆性龟裂停止特性)，并且对于HAZ韧性也进行评价。测定结果显示在下述表5、6中。用于判别准多边铁素体的硬度(Hv)以如下方式测定。从各钢板的t/4、t/2(t:板厚)的位置提取2cm边的试验片，对其进行镜面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液(2%硝酸一乙醇溶液)刻蚀后，使用纳米压痕仪(NanoIndenter)(Elionix公司制"ENT-1100")，以载荷250mg对TD面进行测定。在150pmx20(^m的观察范围，首先挑选粒状组织(长宽比为3以下)，进行该粒状组织的硬度测定，Hv处于150200的范围内的粒状组织判别为准多边铁素体。[准多边铁素体分率的测定]为了测定根据上述硬度测定结果得到的准多边铁素体分率，首先，用光学显微镜对于进行了上述硬度测定的试料观察面进行照片拍摄，其后，使用图像分析软件(MediaCybernetics制Image-ProPlus),进行根据硬度测定结果百判别为准多边铁素体的组织的面积分率(平均值)的定量化。[固溶B量的测定]固溶B量通过萃取残渣的化学分析试验进行定量化。试验片是从t/4部和t/2部(t:板厚)的位置提取lOmmxlOmm边，以10质量％乙酰丙酮一l质量％四甲基氯化铵一甲醇溶液为电解液，在200mA/m2以下的电流下进行萃取，使用0.1pm的过滤器。从各钢板的t/4部(t:板厚)的位置提取JIS4号试验片，遵循JISZ2241进行拉伸试验，由此测定屈服应力YS(屈服点YP)和抗拉强度TS，计算屈强比YR。母材的冲击特性(韧性)，是进行V切口摆锤冲击试验，根据过渡曲线求得vTrs(脆性断裂转变温度)。从t/4部(t:板厚)的位置提取JIS4号试验片，遵循JISZ2242实施试验，这时关于各温度(最低4个温度以上)的测定，以11=3实施试验。描绘脆性断裂转变过渡曲线使之通过3点中脆性断裂率最高的点，计算脆性断裂率50%的温度作为脆性断裂转变温度vTrs(使vTrs成为最高温度侧这样进行画线)。脆性龟裂传播停止特性(抑制特性)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"脆性龟裂传播停止试验"来进行。试验采用脆性龟裂传播停止试验方法的图7.2所示的形状的试验片，在从一1卯。C+60。C的范围中选择的任意的温度范围下，对该试验片赋予温度梯度，分4个试验体进行。Kca值由下式(27)计算。下式(27)中，c表示从传播部入口至脆性龟裂前端的长度，cj表示从传播部入口至脆性龟裂末端的长度，W表示传播部宽度。数式1_<formula>formulaseeoriginaldocumentpage30</formula>...(27)以T为脆性龟裂前端的温度(单位为K)，设X轴为1/T，设Y轴为计算出的Kca的值，制成表示l/T与Kca值的相关关系的曲线图，4点近似曲线和263K的交点为一10。C下的Kca值。一10。C下的Kca值显示在下述表5、6中。在本发明中，一10。C下的Kca值在3500N/mm^以上时为合格(脆性龟裂传播停止特性优异)。作为模拟进行潜弧焯(2kJ/mm)时的热循环的HAZ韧性评价法，以加热温度140(TC下保持5秒，其后冷却为80050(TC的冷却时间(Tc):25秒的热循环，对各供试钢板进行热处理后，测定温度一15'C下的摆锤吸收能(V切口)。还有，作为试验片，使用的是从板厚t/4部(t:板厚)的位置提取的尺寸10mmX10mmX55mm的棒状，在中央部单面形成有深2mm的V切口的试验片。这时V摆锤冲击值(vE-15)在50J以上为合格。<table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>由这些结果可知，实验No.l22是满足本发明规定的要件的例子，能够得到满足高强度，并且脆性龟裂传播停止特性优异的厚钢板。相对于此，在实验No.2345中，是脱离本发明规定的某一要件的例子，可知无法获得某种特性。实验例2(第二发明的钢板的实验例)通过通常的熔炼法，熔炼下述表7、8中所示的化学成分组成的各种钢液，冷却该钢液而成为板坯后，以下述表9、IO所示的条件进行热轧和冷却，得到各种钢板(厚度60mm)。还有，在下述表7、8中，REM以含有La为50%左右和含有Ce为25%左右的混合稀土的形态添加。还有，下述表7、8中"一"表示没有添加元素。另外在表7、8中，也同时显示[1000x([Ca]+2x[S]十3x[O])]的值(以下称为"A"值)。<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage37</column></row><table>对于得到的各钢板，以与所述实验例l相同的方法，就准多边铁素体的硬度、平均面积率、固溶B量、机械特性(母材的抗拉特性、母材的冲击特性、脆性龟裂停止特性)进行测定。另外根据下述方法，测定各钢板的t/4部、t/2部的平均晶粒直径，并且对于HAZ韧性也进行评价。测定结果与前述(1)所规定的Ko值一起显示在下述表11、12中。还有，表ll中"一"表示准多边铁素体没有生成，因此未进行测定。[平均晶粒直径]钢板的t/4部、t/2部的平均晶粒直径，使用EBSP分析装置(TexSEMLaboratries公司制)和Philips公司制FE-SEM(场发射型扫描电子显微镜)"XL30S-FEG"进行测定。将结晶方位差(斜角)为15°以上的境界(大角晶界)作为结晶晶界并定义为"晶粒"，决定准多边铁素体的晶粒的平均晶粒直径。这时的测定区域为250pm,测定梯级为间隔0.4^n，表示测定方位的可靠性的置信指数(ConfidenceIndex)为0.1以下的测定点从分析对象中删除。另外，晶粒直径低于2.0,时，判断为测定噪音，从晶粒直径的平均值计算的对象中除外。作为模拟进行潜弧焊(2kJ/mm)时的热循环的HAZ韧性评价法，以加热温度1400。C下保持5秒，其后冷却为80050(TC的冷却时间(Tc):25秒的热循环，对各供试钢板进行热处理后，测定温度一15。C下的摆锤吸收能(V切口)。还有，作为试验片，使用的是从t/4部(t:板厚)的位置提取的尺寸10mmX10mmX55mm的棒状，在中央部单面形成有深2mm的V切口的试验片。这时V摆锤冲击值(vE-15)在100J以上为合格。[HAZ韧性试验2]作为模拟进行电渣焊(60kJ/mm)时的热循环的HAZ韧性评价法，以加热温度140(TC下保持50秒，其后冷却为80050(TC的冷却时间(Tc):500秒的热循环，对各供试钢板进行热处理后，测定温度一55"C下的摆锤吸收能(V切口)。还有，作为试验片，使用的是从t/4部(t:板厚)的位置提取的尺寸10mmX10mmX55mm的棒状，在中央部单面形成有深2mm的V切口的试验片。这时，关于V摆锤冲击值(vE-55)，只对于满足本发明的要件的实施例(含有Ca的)进行评价，对于比较例则不进行评价。38<table>tableseeoriginaldocumentpage39</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage40</column></row><table>由这些结果可知，实验No.122、4850是满足第二发明的钢板规定的要件的例子，能够得到满足高强度，并且一l(TC下的Kca为4500N/mm3。以上的脆性龟裂传播停止特性优异的厚钢板。相对于此，在实验No.2343、4547中，是脱离第二发明的钢板规定的某一要件的例子，可知无法获得某种特性。还有，实验No.44是参照例，其虽然满足第一发明的钢板所规定的条件，但是，因轧制后的等待时间比制造第二发明的钢板的条件短，所以，尽管一10。C下的Kca满足3500N/mm3/2以上，但一10。C下的Kca低于4500N/mm3/2。实验例3(第三发明的钢板的实验例)通过通常的烙炼法，烙炼下述表13、14中所示的化学成分组成的各种钢液，冷却该钢液而成为板坯后，以下述表15、16所示的条件进行热轧和冷却，得到各种钢板(厚度60mm)。还有，在下述表13中，REM以含有La为50%左右和含有Ce为25。/。左右的混合稀土的形态添加。还有，下述表13、14中"一"表示没有添加元素。<table>tableseeoriginaldocumentpage42</column></row><table>表14<table>tableseeoriginaldocumentpage43</column></row><table>*余量铁和不可避免的杂质<table>tableseeoriginaldocumentpage44</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage45</column></row><table>对于得到的各钢板，以与所述实验例l相同的方法，就准多边铁素体的硬度、平均面积率、固溶B量、机械特性(母材的抗拉特性、母材的冲击特性、脆性龟裂停止特性)进行测定。另外根据下述方法，测定准多边铁素体的有效晶粒直径(pm)、MA平均当量圆直径(pm)，并且对于HAZ韧性也进行评价。测定结果显示在下述表17、18中。还有，表17、18中，也同时显示(2)式的左边的值[一215+1.56xD+9.79xd+0,24xYS]。另夕卜，下述表17、18中"一"表示不能测定。[母材的抗拉特性的评价]从各钢板的t/4部(t:板厚)的位置提取JIS4号试验片，遵循JISZ2241进行拉伸试验，由此测定屈服应力YS(屈服点YP)和抗拉强度TS。[有效晶粒直径D]有效晶粒直径D，使用EBSP分析装置(TexSEMLaboratries公司制)和Philips公司制FE-SEM(场发射型扫描电子显微镜)"XL30S-FEG"进行测定。决定结晶方位差(斜角)为15°以上大角晶界所包围的准多边铁素体中的晶粒的晶粒直径。这时的测定区域为25(Him，测定梯级为间隔0.4pm，表示测定方位的可靠性的置信指数(ConfidenceIndex)为0.1以下的测定点从分析对象中删除。另外，晶粒直径在2.0pm以下的，判断为测定噪音，从晶粒直径的平均值计算的对象中除外。对于各钢板的.t/4位置进行了镜面研究的试验片实施"《，一(LePra)腐蚀，通过光学显微镜观察组织，以倍率1000倍，.以n-10拍摄5(Hmi角的区域，利用图像分析装置(MediaCybernetics制Image-ProPlus),测定当量圆直径d。作为模拟进行潜弧焊(2kJ/mm)时的热循环的HAZ韧性评价法，以加热温度1400。C下保持5秒，其后冷却为800500。C的冷却时间(Tc):25秒的热循环，对各供试钢板进行热处理后，测定温度一15。C下的摆锤吸收能(V切口)。还有，作为试验片，使用的是从板厚t/4部(t:板厚)的位置提取的尺寸10mmX10mmX55mm的棒状，在中央部单面形成有深2mm的V切口的试验片。这时V摆锤冲击值(vE-15)在50J以上为合格。表17<table>tableseeoriginaldocumentpage47</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage48</column></row><table>由这些结果可知，实验N0.124是满足第三发明的发明规定的要件的例子，能够得到满足高强度，并且一1(TC下的Kca为5000N/mm3/2以上的脆性龟裂传播停止特性优异的厚钢板。相对于此，在实验No.2547中，是脱离第三发明的钢板规定的某一要件的例子，可知无法获得某种特性。还有，实验No.48、49是参照例，其虽然满足第一发明的钢板所规定的条件，但是，因回火温度比制造第三发明的钢板的条件低，所以，尽管一1(TC下的Kca满足3500N/mm3/2以上，但一l(TC下的Kca低于5000N/mm3/2。实验例4(第四发明的钢板的实验例)通过通常的熔炼法，熔炼下述表19、20中所示的化学成分组成的各种钢液，冷却该钢液而成为板坯后，以下述表21、22所示的条件进行热轧和冷却，得到各种钢板(厚度60mm)。还有，在下述表19中，REM以含有La为50%左右和含有Ce为25%左右的混合稀土的形态添加。还有，下述表19、20中"一"一栏表示没有添加元素。49<table>tableseeoriginaldocumentpage50</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage51</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage52</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage53</column></row><table>对于得到的各钢板，以与所述实验例l相同的方法，就准多边铁素体的硬度、平均面积率、固溶B量、机械特性(母材的抗拉特性、母材的冲击特性、脆性龟裂停止特性)进行测定。另外根据下述方法，测定准多边铁素体的平均晶粒直径、晶粒分布、疲劳龟裂进展抑制特性，并且对于HAZ韧性也进行评价。钢板组织和固溶B量的测定结果显示在下述表23、24中，机械特性(母材的抗拉特性、母材的冲击特性、脆性龟裂进展抑制特性)显示在下述表25、26中。还有，在下述表24中的"一"一栏的意思是，因为准多边铁素体不存在(0%)，所以无法测定，下述表26中的"一"一栏的意思是，因为Kca值没有达到期望的值，所以不进行龟裂进展速度、[准多边铁素体的平均晶粒直径和晶粒直径分布]平均晶粒直径和晶粒直径分布，，使用EBSP分析装置(TexSEMLaboratries公司制)和Philips公司制FE-SEM(场发射型扫描电子显微镜)"XL30S-FEG"进行测定。将结晶方位差(斜角)为15°以上的境界(大角晶界)作为结晶晶界并定义为"晶粒"，决定准多边铁素体的晶粒的平均晶粒直径。这时的测定区域为25(Him，测定梯级为间隔0.4,，表示测定方位的可靠性的置信指数(ConfidenceIndex)为0.1以下的测定点从分析对象中删除。另外，晶粒直径低于2.0pm时，判断为测定噪音，从晶粒直径的平均值计算的对象中除外。而且，将晶粒直径在2.0pm以上而被测定的晶粒，以晶粒直径的单位每1,(例如最初的范围为2.(^m以上、低于3.0pm、接着为3.(^m以上、低于4.0pm……这样的顺序)计数，制成晶粒直径及其粒数的直方图，求得判断为极大值的晶粒直径[极大值(1)、极大值(2)]。作为模拟进行潜弧焊(2kJ/mm)时的热循环的HAZ韧性评价法，以加热温度140(TC下保持5秒，其后冷却为80050(TC的冷却时间(Tc):25秒的热循环，对各供试钢板进行热处理后，测定温度一15'C下的摆锤吸收能(V切口)。还有，作为试验片，使用的是从板厚t/4部(t:板厚)的位置提取的尺寸10mmX10mmX55mm的棒状，在中央部单面形成有深2mm的V切口的试验片。这时V摆锤冲击值(vE-15)在50J以上为合格。54[疲劳龟裂进展抑制特性(疲劳龟裂进展速度)]依据ASTME647,使用小型试验片，实施疲劳龟裂进展试验，由此求得疲劳龟裂进展速度。还有，试验片从t/4(t:板厚)的位置以12mm厚度提取，在龟裂进展部对正背都实施镜面研磨。这时，将下式(28)所规定的帕里斯法则成立的稳定成长区域AK二(10MPa*(m)的值作为代表值进行评价。还有，疲劳龟裂进展速度的评价标准，根据上述宗旨表明，在5.0x10—6mm/cyde以下为合格。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>由这些结果可知，实验No.l22是满足第四发明的钢板所规定的要件的例子，能够得到满足高强度，并且脆性龟裂传播停止特性和疲劳龟裂进展抑制特性优异的厚钢板。相对于此，在实验No.2345中，是脱离第四发明的钢板规定的某一要件的例子，可知无法获得某种特性。还有，实验No,46、47是参照例，其虽然满足第一发明的钢板所规定的条件，但是，因最终轧道中的累积压下率比制造第四发明的钢板的条件大，所以，尽管一1(TC下的Kca满足3500N/mm3/2以上，但疲劳龟裂进展抑制特性不充分。权利要求1.一种厚钢板，其特征在于，以质量％计含有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％，在距表面深度为t/4～t/2的位置的显微组织中，准多边铁素体的平均面积率为30～85％，其中，t表示板厚。2.根据权利要求1所述的厚钢板，其特征在于，将距表面深度为t/4和t/2的位置的平均晶粒直径分别设为d(t/4)和d(t/2)时，由下式(1)规定的Ko满足(KQ>6750)的关系，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.根据权利要求1所述的厚钢板，其特征在于，在距表面深度为t/4的位置，设由邻接的2个结晶的方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的粒径为有效晶粒直径D(pm)时，在岛状马氏体的平均当量圆直径d(iam)和钢板的屈服应力YS(MPa)的关系中满足下式(2)，—215+1.56xD+9.79xd+0.24xYS<-60...(2)。4.根据权利要求1所述的厚钢板，其特征在于，从距表面深度为2mm的位置至所述t/4的位置的区域中的平均晶粒直径为50|im以下，并且距表面深度为2mm的位置中的钢组织的晶粒直径与由该晶粒直径计数的晶粒数的关系由直方图表示时，晶粒数为极大的2个晶粒直径的差异为1030jam。5.根据权利要求14中任一项所述的厚钢板，其特征在于，除所述组成以外，以质量％计还含有以下(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种以上；(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)稀土类元素0.010°/。以下但不含0%。全文摘要提供一种脆性龟裂传播停止特性优异的厚钢板，其不会招致制造成本的增大，即使在板厚超过50mm时，仍满足高强度(抗拉强度为490MPa以上)，并且-10℃下的Kca值满足3500N/mm^3/2以上。本发明的厚钢板，通过适当调整化学成分组成，并且在距表面深t/4～t/2(t表示板厚，下同)的位置的显微组织中，准多边铁素体的平均面积率为30～85％。文档编号C22C38/14GK101665888SQ20091017282公开日2010年3月10日申请日期2009年9月3日优先权日2008年9月4日发明者冈崎喜臣,田村荣一,高冈宏行申请人:株式会社神户制钢所