本发明涉及例如在船舶、海洋结构物、低温储罐、管路和建筑/土木结构物等大型结构中使用的脆性裂纹传播停止特性优异的钢板及其制造方法。特别是，上述结构物在因碰撞、大地震等而受到意外的大变形时以及之后也能够表现出优异的脆性裂纹传播停止特性的钢板及其制造方法。这里，脆性裂纹传播停止特性是指使脆性裂纹的传播停止的性能。
背景技术：
船舶、海洋结构物、低温储罐、管路和建筑/土木结构物等大型结构物伴随着脆性断裂的事故对经济、环境造成的影响很大。对这样的事故要求高度的安全性。因此，大多对这些结构物中使用的钢材要求低温韧性。最近，特别从即便结构物在因意外事故等产生裂纹的情况下也防止发生断裂的观点考虑，要求低温下的脆性裂纹传播停止特性、所谓的止裂性。在这样的背景下，在造船领域于2009年由日本海事协会发行“抗脆性裂纹设计指南”，还于2013年由国际船级社联合会在关于极厚钢板的应用的统一规则中公开了对高抗裂性钢的想法等，关注度不断提高。
通常，结构物常常会受到很大的塑性变形，因此认为假设实际发生意外事故时，即便钢材因塑性变形而受到损伤时及其以后也需要具有规定的低温韧性。特别是近年来，船舶用的钢材受到塑性变形后也具有高的脆性裂纹传播停止特性、例如受到10％的塑性变形后在－10℃的破坏韧性值、即kca(－10℃)为6000n/mm1.5以上的高破坏韧性值的要求不断增加。
另外，根据阪神淡路大地震中的大型建筑结构物的脆性断裂的破损事故的经验，从即便结构物受到很大的力而产生塑性变形时也确保对反复发生的地震的余震应力或其后的结构物的继续使用的安全性的方面考虑，要求建筑结构用钢材受到塑性变形后具有充分的低温韧性。
这样的高脆性裂纹传播停止特性即便在不经受塑性变形的轧制的状态下也不是容易实现的。另外，钢材受到塑性变形而加工硬化时通常其韧性会降低，可以说在塑性变形后的状态下，更难以实现优异的脆性裂纹传播停止特性。
作为使钢材的低温韧性、特别是脆性裂纹传播停止特性提高的方法，以往，已知有增加ni含量的方法，在液化天然气(lng)的储罐中以商业规模使用9％ni钢。但是，由于ni含量的增加迫使成本大幅上升，因此难以将其用于除lng储存罐以外的用途。
另一方面，如lng这样的不会达到极低温度的所谓的寒冷地区模式或日本的冬季模式的情况下，以往一直广泛使用组合了控制轧制和控制冷却的加工热处理方法、所谓的tmcp法(thermo－mechanicalcontrolprocess)。该方法的特征在于：(1)通过重复进行奥氏体的再结晶来实现奥氏体的细粒化；(2)通过使奥氏体的低温未再结晶区域的轧制中的累积压下率变大，使奥氏体晶粒的展伸增大，导入许多变形带而在其后的铁素体相变时增加铁素体的成核位点来实现铁素体的细粒化；以及(3)通过轧制后的控制冷却中的γ/α转变比的调整来实现铁素体的细粒化和微细贝氏体组织的导入。
tmcp法能够对船舶、管路中使用的钢板的板厚比较薄的钢材赋予极其优异的脆性裂纹传播停止特性。但是，钢材的板厚增加，例如为板厚超过40mm的钢材时，在脆性裂纹传播停止特性中仍留有改善的余地。
另外，还已知有通过在控制轧制中对相变的铁素体施加压下使织构发达来实现脆性裂纹传播停止特性的提高的tmcp法。这是一种通过在钢材的断裂面上沿着与板厚方向平行的方向产生分离，缓和脆性裂纹前端的应力来提高对脆性断裂的阻力的方法。但是，钢材的板厚变厚时，难以充分发挥这样的tmcp法的效果。另外，在相变点以下施加过度的加工时，存在钢材的板厚方向的韧性变差的问题。
另一方面，近年来，提出了在不使合金成本上升的情况下使钢材的表层部的组织超微细化的技术作为提高脆性裂纹传播停止特性的方法。例如，专利文献1中，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)对脆性裂纹传播停止特性的提高有效，公开了使剪切唇部分的晶粒微细化来吸收传播的脆性裂纹所具有的传播能量的方法。
该方法中，将利用热轧后的控制冷却将表层部分冷却到ar3相变点以下、然后停止控制冷却使表层部分复热到相变点以上的工序重复进行1次以上，通过在该期间对钢材施加压下力来产生反复相变或加工再结晶，在表层部分生成超微细的铁素体组织或贝氏体组织。
另外，专利文献2中公开了如下内容：提高脆性裂纹传播停止特性的钢材的表层部的组织为平均圆当量直径3μm以下的微细铁素体晶粒或贝氏体组织，且该微细晶粒形成织构、晶粒扁平是有效的。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平4－141517号公报
专利文献2：日本特开平5－271863号公报
专利文献3：日本特开平8－225836号公报
专利文献4：日本特开平8－253812号公报
专利文献5：日本特开平11－256228号公报
非专利文献
非专利文献1：焊接学会论文集第15卷第1号148～154页(1997)
技术实现要素：
但是，认为上述的专利文献1、2中公开的技术通过仅将钢材表层部暂时冷却后使其复热，且复热中进行加工而得到对脆性裂纹传播停止特性有效的组织，在实际生产规模下其控制并不容易。另外，上述发明虽然通过铁素体的加工再结晶而得到微细组织，但容易引起加工再结晶铁素体的生长，缺乏组织稳定性。因此，存在因热历程的微妙变动而容易产生组织、材质不均匀的问题。
另一方面，专利文献3中采用改良附属于压延机的除鳞装置来控制冷却和轧制的时机的方法。专利文献3中提出了通过采用上述方法实现上述微细铁素体晶粒等不稳定组织等的稳定化的方案。
但是，该方法将配置于有限空间的除鳞装置扩大到与原本目的不同的用途而使用。因此，需要以大幅能力增强为目的的改造等，存在工程学上的制约。此外还认为尚未从根本上解决容易受到热历程的影响的铁素体组织的不稳定性。
这里，根据现有技术所记载，即便稳定地得到脆性裂纹传播停止特性优异的超微细组织，也如非专利文献1所公开的那样，上述超微细组织必然地会使表层部的硬度增加。即，相对于板厚中心部的维氏硬度160～170，表层部的维氏硬度约超过200等，与板厚中心部的硬度相比表层部的硬度明显变高。因此，存在上述表层部的超微细组织例如即便得到良好的脆性裂纹传播停止特性，也可能会抵消该特性的担忧。
因此，专利文献4中提出了如下方法：为了实现板厚方向的硬度分布的均匀化而使用添加了v的钢。通过对将上述钢加热后的板坯直接进行冷却来赋予温度差而使钢组织中生成铁素体，接着，对上述钢进行轧制，在轧制途中或轧制结束后再次在相变点附近的温度区域使其复热。该方法通过使v的析出固化仅在板厚中心部发挥作用来实现板厚方向的硬度分布的均匀化，实现脆性裂纹传播停止特性的提高。
但是，认为v化合物的适当析出需要使工序更复杂，因此不一定会解决上述组织的不稳定性。
如上所述，上述的现有技术为用于在钢材的表面形成超微细的组织来提高脆性裂纹传播停止特性的技术，但认为都难以以工业规模稳定地得到该组织。另外，这些现有技术中，虽然表明所公开的钢材本身具有优异的脆性裂纹传播停止特性，但没有提及受到塑性变形后的破坏韧性值。因此，并不清楚受到塑性变形后，脆性裂纹传播停止特性是否充分。
这里，专利文献5中记载了如下技术：不仅使铁素体晶粒的细粒化，形成于该铁素体晶粒内的亚晶粒也对脆性裂纹传播停止特性起到很大作用，以及阐明了这些铁素体晶粒及其亚晶粒组织与作为制造条件的tmcp法的条件的关系，从而解决上述各问题。
根据该技术，能够在工业规模上稳定地得到具有上述组织的钢板，成功地提高了受到塑性变形后的0℃下的断裂韧性值即kca(0℃)。然而，近年来，开始要求在受到塑性变形后的更低的温度区域表现高断裂韧性值。例如在期望提高－10℃下的断裂韧性值、即kca(－10℃)的方面，专利文献5中记载的技术仍留有改良的余地。
本发明的目的在于通过弄清对即便受到塑性变形后也特别在－10℃的低温下具有高脆性裂纹传播停止特性所需的组织而提供具有优异的低温脆性裂纹传播停止特性的钢板。另外，本发明的目的在于一并提供能够在钢板中不使用昂贵的合金元素的情况下稳定地得到这样的组织的制造方法。
发明人等为了开发一种不仅在钢材被制造的状态下而且在受到塑性变形后脆性裂纹传播停止特性也优异的钢材，调查组织与脆性裂纹传播停止特性的关系。特别是发现了对脆性裂纹传播停止特性有效的稳定的组织，进行与tmcp法的条件(以下，简称为tmcp条件)的关系的研究。该研究中，使用特别是在大型结构物中大量使用的拉伸强度为400mpa级～510mpa级的结构用钢。对于供试钢而言，通过连续铸造而制成钢片后，以各种tmcp条件制造钢材。
反复深入进行上述研究，结果如下所述，完成了受到塑性变形后也具有优异的脆性裂纹传播停止特性的钢板和能够稳定地得到该钢板的制造方法。
即，本发明中，为了提高脆性裂纹传播停止特性，重要的是提高钢板韧性和利用由轧制得到的织构。
首先，作为韧性的提高方法，再次确认了在以铁素体相为主体的组织的钢材中，基于铁素体晶粒的细粒化的方法是有效的手段。这里所说的铁素体相为主体是指铁素体以面积率计占50％以上。另外，本发明的钢板的组织的剩余部分只要是在通常的钢板中确认的组织，就没有特别限定。作为剩余部分组织，可举出珠光体、贝氏体和马氏体等。
另一方面，对于织构的利用，大多采用使由产生分离所致的裂纹前端的应力缓和的方法。然而，对塑性变形后使kca(－10℃)变高、例如实现6000n/mm1.5以上所需的产生分离的轧制条件下，得到的钢材的韧性会降低的可能性高。
因此，本发明中，不是基于产生分离的方法来提高，而是采用使解理面在相对于裂纹的传播方向成为阻力的取向集聚的方法。具体而言，利用与织构不发达的、所谓的随机情况相比集聚5.5倍以上的{100}＜011＞取向的组织的织构。
本发明是基于上述见解而得到的，本发明的要旨构成如下。
1.一种钢板，具有如下成分组成和以铁素体为主体的组织，所述成分组成以质量％计，含有c：0.02～0.20％、si：0.05～0.50％、mn：0.5～2.0％、p：0.020％以下、s：0.010％以下和al：0.01～0.08％，剩余部分为fe和不可避免的杂质，上述组织中，板厚1/2处的{100}＜011＞取向强度为5.5以上，以及该板厚1/2处的铁素体相的晶粒的10％以上为长径比2以上且短轴直径5μm以下，进一步赋予10％的应变后的该钢板的kca(－10℃)为6000n/mm1.5以上。
这里，上述板厚1/2处是指距钢板表面(经轧制的面)为板厚的1/2的深度的位置。
2.根据上述1所述的钢板，其特征在于，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自nb：0.005～0.05％、cu：0.01～0.5％、ni：0.01～1.5％、cr：0.01～0.5％、mo：0.01～0.5％、v：0.001～0.100％、b：0.0030％以下、ti：0.015％以下、ca：0.0050％以下和rem：0.0100％以下中的1种或2种以上。
3.一种钢板的制造方法，至少对具有上述1或2所述的成分组成的钢坯材实施如下工序：以ac3点～1000℃进行加热的工序(a)，接着，在(ar3点－5℃)～(ar3点－150℃)的温度区域进行每1道次的压下率的平均值为4％以上且累积压下率50％以上的轧制的工序(b)，然后，以冷却速度5℃/s以上控制冷却到600℃以下的温度区域的工序(c)。
4.根据上述3所述的钢板的制造方法，其中，在上述工序(c)之后，进行ac1点以下的温度区域的回火。
根据本发明，即便受到塑性变形后，在低温区域也具有优异的脆性裂纹传播停止特性。因此，在大型结构物中使用时，即便在因意外事故等而使钢材受到较大变形的情况下，也能够防止结构物的大规模崩塌。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。根据本发明的钢板中，对成分组成、织构和钢板内部的组织进行如下规定。
[成分组成]
首先，对本发明中限定钢的成分组成的理由进行说明。应予说明，关于成分组成的“％”的记载只要没有特别说明，就表示“质量％”。
c：0.02～0.20％
c是提高钢的强度的元素，本发明中，为了确保所期望的强度，需要含有0.02％以上。另一方面，如果c含量超过0.20％，则不仅焊接性变差而且还对韧性造成不良影响。因此，c含量为0.02～0.20％。应予说明，c含量优选为0.035～0.15％。
si：0.05～0.50％
si作为脱氧元素和钢的强化元素有效，但含量小于0.05％时没有该效果。另一方面，如果si含量超过0.50％，则不仅损害钢的表面性状，而且使韧性极端变差。因此，si含量为0.05～0.50％。应予说明，si含量优选为0.05～0.40％。
mn：0.5～2.0％
mn作为提高铁素体组织的强度的元素而含有。如果mn含量小于0.5％，则其效果并不充分。另一方面，如果mn含量大于2.0％，则不仅焊接性变差，而且还会使钢材成本上升。因此，本发明中的mn含量为0.5～2.0％。
p：0.020％以下
p为钢中的不可避免的杂质，如果含量变多，则韧性会变差。因此，本发明中，为了在板厚超过50mm这样的钢板中也保持良好的韧性，将p含量抑制为0.020％以下。p含量优选为0.010％以下，更优选为0.006％以下。另一方面，下限可以为0％，但越降低成本越高。因此，本发明中，优选将可在不成为高成本的范围降低的浓度、即0.005％作为下限。
s：0.010％以下
s为钢中的不可避免的杂质，如果含量变多，则韧性会变差。因此，为了保持良好的韧性，将s含量抑制为0.010％以下。s含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。另一方面，下限可以与p同样为0％，但优选将可在不成为高成本的范围降低的浓度、即0.0005％作为下限。
al：0.01～0.08％
al是作为脱氧材料而添加的元素，为了得到该效果，需要添加0.01％以上。另一方面，如果al含量超过0.08％，则韧性降低，而且在焊接的情况下焊接金属部的韧性降低。因此，al含量为0.01～0.08％。应予说明，al含量优选为0.02～0.04％。
根据本发明的钢板的成分组成将由上述元素以及剩余部分的fe和不可避免的杂质构成的成分组成作为基本成分组成。
另外，本发明中，为了使特性进一步提高，可以在上述基本成分组成中进一步如下所述地含有选自nb、cu、ni、cr、mo、v、b、ti、ca和rem中的1种或2种以上的元素。
nb：0.005～0.05％
nb以nbc的形式在铁素体相变时或再加热时在钢组织中析出，有助于钢的高强度化。另外，nb具有在奥氏体区域的轧制中扩大未再结晶区域的效果，有助于铁素体的细粒化，因此对钢的韧性的改善也有效。其效果通过含有0.005％以上而得到发挥。另一方面，如果含有超过0.05％，则由于粗大的nbc析出，反而导致韧性的降低。因此，含有nb时，其范围为0.005～0.05％。
cu：0.01～0.5％
cu是提高钢的淬透性的元素，除了提高轧制后的强度，还有助于韧性、高温强度、耐候性等钢的功能提高。这些效果通过含有0.01％以上而得以发挥，但过量含有时反而使韧性、焊接性变差。因此，含有cu时，其范围为0.01～0.5％。
ni：0.01～1.5％
ni是提高钢的淬透性的元素，除了提高轧制后的强度，还有助于韧性、高温强度、耐候性等钢的功能提高。这些效果通过含有0.01％以上而得到发挥。另一方面，过量含有时反而使韧性、焊接性变差，而且导致合金的成本增加。因此，含有ni时，其范围为0.01～1.5％。
cr：0.01～0.5％
cr与cu同样是提高钢的淬透性的元素，除了提高轧制后的强度，还有助于韧性、高温强度、耐候性等钢的功能提高。这些效果通过含有0.01％以上而得到发挥，过量含有时反而使韧性、焊接性变差。因此，含有cr时，其范围为0.01～0.5％。
mo：0.01～0.5％
mo与cu、cr同样是提高钢的淬透性的元素，除了提高轧制后的强度，还有助于韧性、高温强度、耐候性等钢的功能提高。这些效果通过含有0.01％以上而得到发挥，但过量含有时反而使韧性、焊接性变差。因此，含有mo时，其范围为0.01～0.5％。
v：0.001～0.100％
v为通过以v(cn)形式在钢组织中析出的析出强化来提高钢的强度的元素。该效果通过含有0.001％以上的v而得以发挥。另一方面，如果v含有超过0.100％，则反而导致韧性降低。因此，含有v时，其范围为0.001～0.100％。
b：0.0030％以下
b是微量就具有提高钢的淬透性的效果的元素，可以任意含有。但是，如果b含量超过0.0030％，则焊接部的韧性降低。因此，含有b时，使其含量为0.0030％以下。应予说明，b含量的下限没有特别限定，从得到良好的淬透性的观点考虑，优选为0.0006％以上。
ti：0.015％以下
ti具有通过微量含有而形成氮化物、碳化物或碳氮化物、使晶粒微细化来提高钢板的韧性的效果。因此，ti优选含有0.005％以上。另一方面，如果ti含量超过0.015％，则钢板本身和钢板的焊接热影响部的韧性也降低。因此，含有ti时，其含量为0.015％以下。另外，ti含量更优选为0.013％以下。
ca：0.0050％以下
ca是具有使焊接热影响部的组织微细化来提高钢板的韧性的效果的元素，如果适量含有，则有助于本发明的效果。因此，可以根据需要含有ca。但是，如果过量含有ca，则会形成粗大的夹杂物而使母材的韧性变差。因此，含有ca时，使其含量为0.0050％以下。另一方面，ca含量的下限值没有特别限定，为了充分地得到其含有效果，优选使其含量为0.0001％以上。
rem：0.010％以下
rem(稀土金属)是与ca同样具有使焊接热影响部的组织微细化而提高韧性的效果的元素，如果适量含有，则有助于本发明的效果。因此，可以任意含有rem。但是，如果过量含有rem，则会形成粗大的夹杂物而使母材的韧性变差。因此，含有rem时，使其含量为0.010％以下。另一方面，rem含量的下限没有特别限定，为了充分得到其含有效果，优选使其含量为0.0005％以上。
[织构]
本发明中，为了提高对在轧制方向或轧制直角方向等平行于板面的方向传播的裂纹的脆性裂纹传播停止特性，重要的是在钢板的板厚1/2处形成与织构不发达的所谓的随机情况的组织相比集聚5.5倍以上的{100}＜011＞取向的组织的(本发明中也称为{100}＜011＞取向强度为5.5以上)织构。即，在板厚1/2处使{100}＜011＞取向晶粒发达时，使解理面有效地相对于裂纹进展的方向对角对齐，成为裂纹进展的阻力。
即，本发明中，形成板厚1/2处的{100}＜011＞取向强度为5.5以上的织构。通过以满足上述条件的方式控制织构，能够在受到塑性变形后也得到kca(－10℃)≥6000n/mm1.5这样优异的脆性裂纹传播停止特性。这里，kca(－10℃)如前所述是指钢板的温度为－10℃时的脆性裂纹传播停止韧性值，可以通过后述的实施例的温度梯度型标准esso试验进行测定。应予说明，要求更优异的裂纹传播停止性能时，优选使板厚1/2处的{100}＜011＞取向强度为6.3以上。也就是说，通过使{100}＜011＞取向强度为6.3以上而容易使裂纹传播变为之字形。因此，钢板的应力扩大系数变小，钢板产生的裂纹变得容易停止。另一方面，板厚1/2处的{100}＜011＞取向强度的上限没有特别限定，越高越好。
本发明中，{100}＜011＞取向强度可以通过x射线极点图法而作为随机强度比求出，具体而言，可以通过下述实施例所记载的方法进行测定。应予说明，本发明中的{100}＜011＞取向强度的测定中，使用从板厚的1/2处采取的试验片进行测定。
[钢板的组织]
本发明中的钢板的组织以铁素体为主体的组织。铁素体为主体是指铁素体相以面积率计占50％以上，优选占70％以上，剩余部分的组织优选为珠光体、贝氏体和马氏体中的任一者或两者以上的相。铁素体当然可以为100％。这样规定组织是因为这是适于确保大型结构物中常用的400mpa级～510mpa级的拉伸强度的组织。应予说明，上述铁素体相以外的组织的面积率小于30％左右。
本发明的钢板中，通过将上述的铁素体主体组织的板厚1/2处的铁素体相的晶粒(本发明中也简记为铁素体晶粒或晶粒)中的轧制方向的长径比为2以上且短轴直径为5μm以下的晶粒以面积率计为10％以上、优选为26％以上，从而有效地实现韧性的提高。
这里，长径比为晶粒的长轴与短轴之比。长轴是指晶粒的最长的直径，短轴是指与其长轴垂直的宽度中的最大的宽度。满足以上规定的晶粒的存在比率可以通过下述实施例中记载的方法求出。
而且，如果使铁素体晶粒中的长径比为2以上且短轴直径为5μm以下的晶粒以面积率计为10％以上，则短轴直径为5μm以下的微细组织变多，能够提高止裂性，因此使该晶粒以面积率计为10％以上。因此，上限无需特别限定，可以为100％。另外，将轧制方向的最大长度作为长轴来规定长径比是为了在晶粒中确认可靠地实施加工(轧制)而有助于织构的形成的晶粒。
应予说明，上述长径比、上述短轴直径和上述铁素体相的面积率分别可以通过后述实施例中记载的方法而得到。
[钢板的韧性]
本发明可以通过如上所述地控制成分组成和组织而得到具有优异的韧性的高强度的钢板。钢板具有优异的韧性在抑制裂纹的进展方面很重要。具体而言，一般使在钢板中表现出最低韧性的板厚1/2处的－40℃时的夏比吸收能：ve(－40℃)优选为250j以上，更优选为280j以上，进一步优选为300j以上。另一方面，上述ve(－40℃)的上限没有特别限定，从吸收能量的上平台的观点考虑，可以为420j以下，也可以为400j以下。
[脆性裂纹传播停止特性]
如上所述，本发明的钢板通过如上所述地控制规定的织构，并且进一步实现铁素体晶粒的微细化，从而能够在受到塑性变形后也实现kca(－10℃)为6000n/mm1.5以上这样优异的脆性裂纹传播停止特性。
[拉伸强度]
本发明的钢板的拉伸强度(ts)优选为400mpa级～510mpa级。因为这是最能得到本发明的效果的拉伸强度。
[板厚]
本发明的钢板的板厚优选为10～45mm的范围。因为这是最能得到本发明的效果的板厚。
[制造方法]
接下来，例示本发明的钢板的制造方法的一个实施方式进行说明。
本发明的钢板可以通过将具有上述成分组成的钢坯材在特定的条件下进行热轧来制造。具体而言，重要的是依次进行以下的(a)～(c)的工序。
(a)对钢坯材以ac3点～1000℃进行加热的工序。
(b)接着，在(ar3点－5℃)～(ar3点－150℃)的温度区域进行每1道次的压下率的平均值为4％以上且累积压下率50％以上的热轧的工序。
(c)进而，以冷却速度5℃/s以上冷却到600℃以下的温度区域的工序。
另外，也可以在上述(c)的工序之后，任意地进行以下的(d)的工序。
(d)进行ac1点以下的温度区域的回火。具体而言，将冷却至比ac1点以下的任意的回火温度低100℃以上的温度的钢板再次升温，以ac1点以下的温度进行回火的工序。
此外，作为上述(a)的后工序，在上述(b)的工序之前任意地进行以下的(e)的工序。
(e)在奥氏体区域(具体而言，超过ar3点－5℃且在上述工序(a)的加热温度以下)施加累积压下率30％～98％以下的压下的工序。
以下，对上述各工序(a)～(e)中的条件的限定理由进行说明。应予说明，本发明中，上述各工序(a)～(e)中的条件以外的钢板的制造条件按照常规方法即可。
[上述(a)的加热工序]
加热温度：ac3点～1000℃
在热轧之前，对具有上述成分组成的钢坯材进行加热。此时，加热温度小于ac3时，会变为铁素体－奥氏体双相组织，板整体变为不均匀的组织，其后的轧制工序中无法充分得到所期望的效果。另一方面，如果加热温度超过1000℃，则奥氏体晶粒粗大化，无法实现本发明中要求的晶粒的形状。因此，钢坯材的加热温度为ac3点～1000℃。应予说明，从提高钢板的韧性的观点考虑，使上述加热温度优选为(ac3点+10)℃以上、980℃以下，进一步优选为950℃以下。
应予说明，供于上述加热工序的钢坯材没有特别限定，可以通过以往公知的任意方法来制造。例如，可以将利用转炉等对具有上述成分组成的钢水进行熔炼、通过连续铸造得到的钢片(板坯)作为上述钢坯材使用。
[上述(b)的热轧工序]
接下来，进行上述(b)的热轧工序。该热轧工序中，在(ar3点－5℃)～(ar3点－150℃)的温度区域进行每1道次的压下率的平均值为4％以上且累积压下率50％以上的轧制。
限定在上述温度区域的原因是高于(ar3点－5℃)时得不到目标织构。另一方面，由于成为低于(ar3点－150℃)的温度时，加工条件过于严酷而导致钢板韧性降低。
另外，使累积压下率为50％以上的原因是小于50％时，无法实现板厚1/2处的l截面中的晶粒的10％以上为长径比：2以上且短轴直径：5μm以下中的任一目标值。另外，为了使板厚1/2处的{100}＜011＞取向强度为5.5以上，还需要使累积压下率为50％以上。应予说明，上述累积压下率的上限没有特别限定，从避免韧性降低的观点考虑，优选为80％以下。
此外，规定每1道次的平均压下率的原因是通过控制板厚方向的剪切应变分布而进一步完善板厚1/2处的{100}＜011＞取向强度。即，除了使上述的累积压下率：50％以上，还使每1道次的平均压下率为4％以上，从而能够确保{100}＜011＞取向强度为5.5以上。
本发明中，作为上述(a)的后工序，在上述(b)的工序之前在奥氏体区域施加累积压下率30％以上的压下，能够实现组织的进一步微细化(上述(e)的工序)。其结果，能够得到板厚1/2处的韧性值为300j以上这样高的值。
[上述(c)的冷却工序]
冷却速度：以5℃/s以上冷却到600℃以下的温度
热轧结束后的钢板，从保持热轧时得到的织构的观点考虑，以5℃/s以上的冷却速度冷却到600℃以下的冷却停止温度。应予说明，上述冷却速度的上限没有特别限定，从制造成本等观点考虑，优选为50℃/s以下。另外，上述冷却停止温度的下限没有特别限定，从制造成本等观点考虑，优选为0℃以上。
[上述(d)的回火工序]
回火温度：ac1点以下
本发明中，可以在上述冷却工序之后进行回火温度为ac1点以下的回火处理。该回火处理时，优选将冷却至比该回火温度低100℃以上的温度的钢板再次升温，以ac1点以下的温度进行回火。这是由于回火温度高于ac1点时，存在轧制时发达的织构消失的情况。回火温度的下限没有特别限定，为了得到上述回火的效果，优选为350℃以上。
以上，通过适当控制加热温度、(ar3点－5℃)～(ar3点－150℃)的温度区域的累积压下率和每1道次的平均压下率、以及轧制后的冷却速度，能够确保所需的组织和织构，能够稳定地实现kca(-10℃)≥6000n/mm3/2。
应予说明，以上说明中的钢板的温度为用辐射温度计测定的钢板表面温度。
另外，ac3点、ar3点和ac1点可以通过下述的经验简易公式(式1、式2和式3)求出。应予说明，式中[元素符号]为该元素符号的元素在钢中的含量(％)。另外，式2中的t为钢板的板厚(mm)。
ac3＝937.2-436.5×[c]+56×[si]-19.7×[mn]-16.3×[cu]-26.6×[ni]-4.9×[cr]+38.1×[mo]+124.8×[v]+136.3×[ti]-19.1×[nb]+198.4×[al]+3315×[b]···式1
ar3＝910-310×[c]-80×[mn]-20×[cu]-15×[cr]-55×[ni]-80×[mo]+0.35×(i-8)···式2
ac1＝750.8-26.6[c]+17.6[si]-11.6[mn]-22.9[cu]-23[ni]+24.1[cr]+22.5[mo]-39.7[v]-5.7[ti]+232.4[nb]-169.4[al]-894.7[b]···式3
实施例
以下示出根据本发明制造的受到塑性变形后也具有良好的脆性裂纹传播停止特性的钢板的实施例(包含偏离发明范围的比较例)。
表1中示出供试钢的化学成分。进行由具有这些化学成分的钢坯制成板厚10～45mm的钢板的热轧，对所得到的钢板的特性进行评价。将供试钢板的制造条件示于表2。该表中还一并示出通过计算求出的ac3点和ar3点温度。
分别通过以下方法对得到的钢板评价韧性、拉伸强度、织构、长径比为2以上且短轴直径为5μm以下的铁素体晶粒的比例(面积比率)和脆性裂纹传播停止特性。将评价结果示于表3。
[韧性]
为了评价得到的钢板的韧性，进行夏比冲击试验，测定各钢板的板厚1/2处的－40℃时的夏比吸收能ve(－40℃)。上述夏比冲击试验使用jis(日本工业标准)中规定的4号冲击试验片(长度55mm，宽度10mm，厚度10mm)，上述试验片以该试验片的长边方向与钢板的轧制方向平行的方式、而且以该试验片的厚度的1/2位置位于采样源的钢板的厚度的1/2位置的方式采取。应予说明，厚度为10mm的钢板除去表面的氧化皮(黑皮)而直接作为试验片。
[拉伸强度]
从得到的钢板的任意位置以试验片的长边方向与轧制方向垂直且试验片的中央位于钢板的板厚1/2处的方式采取jis14b号试验片。使用上述试验片，按照jisz2241的规定进行拉伸试验，求出拉伸强度(ts)。
[织构]
为了评价得到的钢板的织构，按照以下方法对板厚1/2处的{100}＜011＞取向强度进行测定。首先，采取包含板厚1/2处的厚度1mm的样品。接着，与所采取的样品的板面平行地实施机械研磨和电解研磨，将板厚1/2处作为研磨面，作为x射线衍射用的试验片。
利用使用mo射线源的x射线衍射装置对各个得到的试验片实施x射线衍射测定，求出(200)、(110)和(211)正极点图。由得到的正极点图计算三维晶体取向密度函数，由此算出{100}＜011＞取向强度与随机强度之比。
[钢板的组织]
在与板厚方向和轧制方向平行的面采取包含板厚1/2处的试样。接着，对上述试样的表面进行镜面研磨而使板厚1/2处成为研磨面后，通过蚀刻而使上述研磨面的金属组织显露。接着，拍摄该金属组织的光学显微镜照片，根据求积法求出铁素体相和珠光体相的面积率。进而，求出上述金属组织中的晶粒的个数和该晶粒的长径比和短轴直径，计算长径比为2以上且短轴直径为5μm以下的晶粒的比例。应予说明，晶粒的长径比和短轴直径的测定是在以上述试样的光学显微镜照片中的板厚1/2处为中心的500×500μm的区域通过图像解析求出该区域内的各晶粒的短轴和长轴的长度，求出上述范围的晶粒的存在比率。
[脆性裂纹传播停止特性]
为了评价脆性裂纹传播停止特性，对轧制状态下的钢材和给予10％预应变的钢材进行温度梯度型标准esso试验，求出上述钢板的0℃和－10℃时的kca值。应予说明，直接以总厚度供于上述温度梯度型esso试验。
由表3可知根据本发明的no.1～8、19～23、28、30、33、34即便赋予10％的塑性变形后也表现出kca(0℃)和kca(－10℃)为6000n/mm1.5以上的优异的脆性裂纹传播停止特性。另一方面，偏离本发明的比较例的no.9～18、24～27、29、31、32、35、36在受到塑性变形后的脆性裂纹传播停止特性、特别是kca(－10℃)不充分。
产业上的可利用性
应予说明，上述实施例是对通过厚板轧制制造的钢板应用本发明的例示，但本发明也可以用于其它钢材制造工序。