阅读说明：本技术 结构用高强度厚钢板 (High-strength thick steel plate for structure ) 是由 崎本隆洋 半田恒久 伊木聪 于 2016-09-15 设计创作，主要内容包括：本发明提供板厚为70mm以上且脆性裂纹传播停止性能优良的结构用高强度厚钢板。本发明的高强度厚钢板由具备具有高的脆性裂纹传播停止性能的内部区域和在其两外侧脆性裂纹传播停止性能低的区域的三层构成。板厚t为70mm以上,板厚方向的1/6t、1/3t、1/2t各位置处的脆性裂纹传播停止性能指标Y(＝vTrs-12×I<Sub>(100)</Sub>-22×I<Sub>(211)</Sub>)满足Y<Sub>1/3t</Sub>≤0.9Y<Sub>1/2t</Sub>和Y<Sub>1/6t</Sub>≥0.8Y<Sub>1/2t</Sub>。需要说明的是,vTrs为V缺口夏比冲击试验的断口转变温度(℃),I<Sub>(100)</Sub>为与轧制面(板面)平行的(100)面的X射线衍射强度比,I<Sub>(211)</Sub>为与轧制面平行的(211)面的X射线衍射强度比。(The invention provides a structural high-strength thick steel plate with a plate thickness of 70mm or more and excellent brittle crack propagation stopping performance. The high-strength thick steel sheet of the present invention is composed of three layers including an inner region having a high brittle crack propagation stopping property and regions having a low brittle crack propagation stopping property on both outer sides thereof. A sheet thickness t of 70mm or more, and a brittle crack propagation stopping performance index Y (═ vTrs-12 xI) at 1/6t, 1/3t and 1/2t positions in the sheet thickness direction (100) ‑22×I (211) ) Satisfy Y 1/3t ≤0.9Y 1/2t And Y 1/6t ≥0.8Y 1/2t . In addition, vTrs is the fracture transition temperature (. degree. C.) of the V-notch Charpy impact test, I (100) Is the X-ray diffraction intensity ratio of a (100) plane parallel to the rolled plane (plate surface), I (211) The X-ray diffraction intensity ratio of the (211) plane parallel to the rolled surface was obtained.)

结构用高强度厚钢板

本申请是申请号为201680052939.X(国际申请号为PCT/JP2016/004223)、中国国家阶段进入日为2018年3月13日(国际申请日为2016年9月15日)、发明名称为“结构用高强度厚钢板及其制造方法”的中国发明专利申请的分案申请。

技术领域

本发明涉及适合作为船舶、海洋结构物、低温贮藏罐以及建筑/土木结构物等大型钢结构物用途的结构用厚钢板及其制造方法，特别是涉及板厚为70mm以上的厚钢板的脆性裂纹传播停止性能的提高。

背景技术

对于船舶、海洋结构物、低温贮藏罐以及建筑/土木结构物等大型钢结构物而言，如果发生与脆性断裂相伴的大规模损伤、损坏等事故，则对经济、环境带来很大影响。因此，特别是对于大型钢结构物而言，从防止脆性断裂的观点出发，通常要求提高结构物的安全性。

近年来，例如集装箱船大型化，6000～20000TEU这样的大型船正被建造或者规划。随着这样的船的大型化，被用作船体外板的钢板在厚壁化的同时高强度化，开始使用板厚为50～100mm、屈服强度为390N/mm²级、470N/mm²级的高强度厚钢板。需要说明的是，TEU(二十英尺当量单位，Twenty feet Equivalent Unit)表示换算成长度20英尺的集装箱的个数，表示集装箱船的运载能力的指数。

对于这样的船舶等大型钢结构物中所使用的厚钢板等钢材而言，从确保结构物的安全性的观点出发，要求在使用温度下具有优良的低温韧性、优良的脆性裂纹传播停止韧性值。尤其是需要即使在万一产生脆性裂纹的情况下也使脆性裂纹的传播在导致大规模断裂之前停止，因此，所使用的厚钢板等钢材的脆性裂纹传播停止韧性值(以下，也称为“止裂性能”)是重要的特性。

出于这样的状况，开发、制造了各种提高了“止裂性能”的钢材或者大型焊接结构体。

例如，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结构用高强度厚钢板。在专利文献1所记载的技术中，将以质量％计含有C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.5％、Mn：0.5～2.0％、Al：0.005～0.08％、或者进一步含有Ti：0.005～0.03％、Nb：0.005～0.05％、Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～1.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.01～0.5％、V：0.001～0.1％、B：0.003％以下、Ca：0.005％以下、REM：0.01％以下中的任意一种或两种以上的钢原材加热至900～1200℃的温度，进行在板厚中央部的温度为Ar₃点以上的温度下累积压下率为30％以上、在板厚中央部的温度为Ar₃点以下且Ar₃点-60℃以上的温度范围内累积压下率为30％以上的轧制，然后，以2℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下，由此，能够制成具有板厚中央部处的轧制面中的(100)面X射线强度比为2.0以上并且板厚1/4部处的轧制面中的(110)面X射线强度比为1.5以上的织构的厚钢板。将这样的厚钢板应用于T字接头的凸缘部时，能够使从腹板部开始发展的脆性裂纹在凸缘部停止。在专利文献1所记载的技术中，以使在板厚的1/2部、板厚的1/4部各位置处与轧制面平行的特定面的X射线强度比升高的方式使特定的织构发达，使脆性裂纹的传播方向改变，从而使止裂性提高。

另外，在专利文献2中记载了一种宽大脆性裂纹传播停止特性优良的板厚50mm以上的厚钢板及其制造方法。在专利文献2所记载的技术中，将以质量％计含有C：0.15％以下、Si：0.60％以下、Mn：0.80～1.80％、S：0.001～0.05％、且含有选自Ti：0.005～0.050％或Nb：0.001～0.1％中的至少一种、进一步含有选自Cu：2.0％以下、V：0.2％以下、Ni：2.0％以下、Cr：0.6％以下、Mo：0.6％以下、W：0.5％以下、B：0.0050％以下、Zr：0.5％以下中的一种或两种以上的钢原材加热至900～1300℃的温度，在以表面温度计为1000～850℃的温度范围内进行累积压下率为10％以上的轧制后，形成表面温度为900～600℃并且内部温度达到比表面温度高50～150℃的温度的状态，然后，实施每道次压下率为7％以上、累积压下率为50％以上并且轧制结束温度以表面温度计为800～500℃的热轧。需要说明的是，热轧结束后，可以以5℃/秒以上的冷却速度冷却至400℃。由此，能得到如下厚钢板：在板厚中央部处板厚的至少20％的区域中的部位的轧制面中的(211)面或(100)面的X射线强度比为1.5以上、作为板厚的1/4～1/10的区域或作为板厚的3/4～9/10的区域的轧制面中的(211)面或(100)面的X射线强度比为1.3以上，进行宽大ESSO试验时的断口的板厚方向截面中的脆性裂纹传播停止部的前端形状形成为板厚中央部的20％的宽度的区域中的停止裂纹长度相对于自钢板表面起为板厚的1/4～1/10或板厚的3/4～9/10的区域的最大裂纹长度至少以板厚的长度在脆性裂纹的行进方向上缩短而凹入的凹陥部，能够在厚钢板中使以往困难的宽大脆性裂纹在无应力反射的条件下也停止传播。在专利文献2所记载的技术中，以使在板厚的1/2部处板厚的至少20％的区域和板厚的1/4～1/10或板厚的3/4～9/10的区域中与轧制面平行的特定面的X射线强度比升高的方式进行调整，从而使宽大脆性裂纹传播停止特性提高。

另外，在专利文献3中，记载了板厚50mm以上的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法。在专利文献3所记载的技术中，将以质量％计含有C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.5％、Mn：0.5～2.2％、Al：0.005～0.08％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.0050％以下、Ti：0.005～0.03％、或者还含有选自Nb：0.005～0.05％、Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～1.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.01～0.5％、V：0.001～0.10％、B：0.0030％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.010％以下中的一种以上的钢原材加热至900～1150℃的温度，实施使奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围内的累积压下率的合计为65％以上、在板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围的状态下使累积压下率为20％以上、并且使每一道次的平均压下率为5.0％以下的轧制，接着，在板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态下，进行使累积压下率为40％以上、并且使每一道次的平均压下率为7.0％以上的轧制，然后以4.0℃/秒以上的冷却速度加速冷却至600℃以下。由此，可以得到如下所述的脆性裂纹传播停止特性优良的结构物用高强度厚钢板：具有组织为铁素体主体、表层部的RD//(110)面的集聚度为1.3以上、板厚中央部的RD//(110)面的集聚度为1.8以上的织构，表层部的夏比断口转变温度为-60℃以下、板厚中央部的夏比断口转变温度为-50℃以下。在专利文献3所记载的技术中，在表层部和板厚中央部使特定的织构发达从而提高厚钢板的脆性裂纹传播停止特性。在专利文献3中，“RD//(110)面的集聚度”是指将(110)面相对于轧制方向(RD)平行的取向的三维晶体取向密度函数的值进行累计而求出累计值、并除以累计的取向个数而得到的值。

另外，在专利文献4中记载了板厚50mm以上的脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板的制造方法。在专利文献4所记载的技术中，将以质量％计含有C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.5％、Mn：0.5～2.5％、Al：0.005～0.08％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.0050％以下、Ti：0.005～0.03％、或者进一步含有选自Nb：0.005～0.05％、Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～1.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.01～0.5％、V：0.001～0.10％、B：0.0030％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.010％以下中的一种以上的钢原材加热至1000～1200℃的温度，实施使奥氏体再结晶温度范围和奥氏体未再结晶温度范围内的累积压下率的合计为65％以上、使板厚中央部处于奥氏体再结晶温度范围的状态下的累积压下率为20％以上、接着使板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态下的累积压下率为40％以上、并且使板厚中央部处于奥氏体未再结晶温度范围的状态下的轧制中最初道次与最终道次的轧制温度之差为40℃以内的轧制，然后，以4℃/秒以上的冷却速度冷却至450℃以下。由此，可以得到具有组织为贝氏体主体、表层部的RD//(110)面的集聚度为1.5以上的织构、且表层部和板厚中央部的夏比断口转变温度为-40℃以下的脆性裂纹传播停止特性优良的结构物用高强度厚钢板。在专利文献4所记载的技术中，在表层部和板厚中央部，使特定的织构发达，从而提高厚钢板的脆性裂纹传播停止特性。在专利文献4中，“RD//(110)面的集聚度”是指将(110)面相对于轧制方向(RD)平行的取向的三维晶体取向密度函数的值进行累计而求出累计值、并除以累计的取向个数而得到的值。

另外，在专利文献5中记载了一种“止裂性优良的高强度厚钢板”。专利文献5所记载的厚钢板为如下所述的高强度厚钢板：具有以质量％计含有C：0.04～0.16％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.75～2.5％、Al：0.001～0.1％、Nb：0.003～0.05％、Ti：0.005～0.05％、N：0.001～0.008％、将P、S、Cu、Ni、Mo、V、B、Ca、Mg、REM限制为特定值以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成、碳当量Ceq为0.30～0.50％的组成，具有以面积率计包含70％以下的铁素体和30％以上的贝氏体的显微组织，在板厚的1/4部处，晶体取向差为15°以上的晶界的每单位面积的总长度、即晶界密度为400～1000mm/mm²，相对于与主轧制方向垂直的面具有15°以内的角度的(100)面的面积率为10～40％，在板厚的1/2部处，晶界密度为300～900mm/mm²，相对于与主轧制方向垂直的面具有15°以内的角度的(110)面的面积率为40～70％。需要说明的是，在专利文献5所记载的技术中，作为制造方法，优选将上述组成的钢片装入气氛温度为1000～1250℃的加热炉后，在以板厚中心温度计超过850℃且在1150℃以下实施4～15个道次的每道次压下率为3～30％、3个道次以内的每道次压下率小于3％、且累积压下率为15～70％的粗轧，并且在以板厚中心温度计为750～850℃下实施4～15个道次、形状比的平均值为0.5～1、累积压下率为40～80％的精轧，接着，从板厚中心温度为700℃以上开始以2～10℃/秒的板厚中心冷却速度冷却至550℃以下。在专利文献5所记载的技术中，在板厚的1/2部和板厚的1/4部处，使发达的织构变化，从而抑制脆性裂纹的传播。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2008-045174号公报

专利文献2：日本特开2012-180590号公报

专利文献3：日本特开2013-151731号公报

专利文献4：日本特开2013-151732号公报

专利文献5：日本专利第5445720号公报

发明内容

发明所要解决的问题

在专利文献1～5所记载的技术中，使织构在板厚方向的特定位置发达，从而抑制脆性裂纹的传播，提高厚钢板中的脆性裂纹传播停止特性。但是，利用专利文献1～5所记载的技术还是存在如下问题：对于板厚70mm以上的高强度厚钢板而言，还没有实现保持即使在作为实际结构中最严格的条件的、裂纹经由完全熔透焊接部进入的无应力反射等的条件下也能够使宽大脆性裂纹停止这样的充分优良的脆性裂纹传播停止特性。

鉴于上述现有技术的问题，本发明的目的在于提供板厚为70mm以上且脆性裂纹传播停止性能优良的高强度厚钢板及其制造方法。需要说明的是，此处所述的“高强度”是指屈服强度为400N/mm²以上的情况。另外，此处所述的“脆性裂纹传播停止性能优良”是指船体设计温度：-10℃下的脆性裂纹传播停止韧性值Kca_-10℃为9500N/mm^3/2以上的情况。

用于解决问题的方法

为了达到上述目的，本发明人着眼于厚钢板的板厚方向各位置处的脆性裂纹传播停止性能的差异，对板厚方向各位置处的脆性裂纹传播停止性能的分布状态与厚钢板整体的脆性裂纹传播停止性能的关系进行了深入研究。其结果发现，对于板厚为70mm以上的厚钢板而言，存在能够显著地提高厚钢板整体的脆性裂纹传播停止性能的、板厚方向各位置处的脆性裂纹传播停止性能的适当的分布状态。

即，发现：为了提高厚钢板整体的脆性裂纹传播停止性能，首先，需要制成由具备具有高的脆性裂纹传播停止性能的内部区域(板厚中心部区域)和在其两外侧与其相比脆性裂纹传播停止性能相对较低的区域的三层构成的厚钢板。对于这样的厚钢板而言，发现：在脆性裂纹发展(传播)的情况下，在板厚中心部与其两外侧的部位的边界附近产生高差，裂纹前端以分支为三层的脆性裂纹的形式发展，因此，根据各层的厚度及其特性的组合，厚钢板整体的脆性裂纹传播停止性能大大地变化。

因此，本发明人想到，利用下述式所定义的指标Y(℃)能够简便地对板厚方向各位置的脆性裂纹传播停止性能进行评价。

Y＝vTrs-12×I₍₁₀₀₎-22×I₍₂₁₁₎…(A)

其中，vTrs：V缺口夏比冲击试验的断口转变温度(℃)、

I₍₁₀₀₎：与轧制面(板面)平行的(100)面的X射线衍射强度比、

I₍₂₁₁₎：与轧制面(板面)平行的(211)面的X射线衍射强度比。

该指标Y是基于夏比冲击试验的断口转变温度(vTrs)并且考虑到对脆性裂纹传播停止性能的提高带来影响的织构的发达程度而为了对用于提高脆性裂纹传播停止韧性所需的断口转变温度(vTrs)进行定义而由一部分本发明人导入的参数。有利于提高脆性裂纹传播停止性能的织构发达，I₍₁₀₀₎、I₍₂₁₁₎增大时，指标Y变为低温。

本发明人将该指标Y用作板厚方向各位置的脆性裂纹传播停止性能的指标，新发现了：特别是通过调整使得板厚的1/6位置处的脆性裂纹传播停止性能指标Y_1/6t、板厚的1/3位置处的脆性裂纹传播停止性能指标Y_1/3t以及板厚的1/2位置处的脆性裂纹传播停止性能指标Y_1/2t满足下述(1)式和(2)式，形成整个厚度的脆性裂纹传播停止韧性值Kca显著提高的厚钢板。

Y_1/3t≤0.9Y_1/2t…(1)

Y_1/6t≥0.8Y_1/2t…(2)

式(1)是指具有高的脆性裂纹传播停止性能的内部区域(板厚中心部区域)至少遍及两个板厚1/3位置间的区域而存在。另外，式(2)是指在该内部区域的两外侧存在具有相对较低的脆性裂纹传播停止性能的区域。在此，Y_1/2t、Y_1/3t和Y_1/6t小于零。

首先，对作为本发明的基础的实验结果进行说明。

为了使板厚方向各位置的特性发生变化，对组成、制造条件等进行各种变更，制作了板厚70mm以上的各种厚钢板。从所得到的各厚钢板上，裁取整个厚度的ESSO试验片(尺寸：t×500×500mm)，并且以板厚方向各位置作为中心裁取板厚20mm的减厚ESSO试验片(尺寸：20×500×500mm)。

然后，使用这些试验片，依据脆性裂纹止裂设计方针(财团法人日本海事协会、2009年9月)附录A，实施温度梯度型ESSO试验，求出各厚钢板的整个厚度以及板厚方向各位置处的、裂纹停止温度与脆性裂纹传播停止韧性值Kca的关系。

从所得到的结果中，将板厚85mm的厚钢板的例子示于图1中。

图1中显示出脆性裂纹传播停止性能的厚钢板是在板厚的1/2位置和板厚的1/3位置的板厚内部区域显示出高的脆性裂纹传播停止韧性值Kca、在其两外侧的板厚的1/6位置处显示出比上述低的脆性裂纹传播停止韧性值Kca的、由三层构成的、显示出板厚方向各位置处的脆性裂纹传播停止性能的分布的厚钢板。

需要说明的是，板厚方向各位置处的脆性裂纹传播停止韧性值Kca是使用板厚20mm的试验片得到的结果，为了排除板厚的影响，依据日本焊接协会标准WES 3003，使用由下式所定义的板厚效果系数f(t)，

f(t)＝1-0.05(t-30)；t≤35mm

＝54/65-3t/1300；35mm≤t≤100mm，

由使用板厚20mm的试验片得到的Kca(以下，Kca_t＝20mm)通过下式换算为板厚85mm的Kca_t＝85mm，示于图1中。

Kca_t＝85mm＝Kca_t＝20mm×f(85)/f(20)。

根据图1，对于这样的显示出板厚方向各位置处的脆性裂纹传播停止性能的分布的厚钢板而言，整个厚度的脆性裂纹传播停止韧性值Kca显示出显著高于板厚方向各位置处的脆性裂纹传播停止韧性值的值。

需要说明的是，对于该厚钢板，从板厚方向各位置(板厚的1/6位置、板厚的1/3位置、板厚的1/2位置)依据JIS Z 2242的规定以试验片长度方向为轧制方向的方式裁取V缺口夏比冲击试验片，求出板厚方向各位置处的断口转变温度vTrs。另外，以该厚钢板的板厚方向各位置(板厚的1/6位置、板厚的1/3位置、板厚的1/2位置)为测定面的方式裁取试验片，利用X射线衍射法，求出与轧制面(板面)平行的(100)面和(211)面的X射线衍射强度比。由这些值，使用上述(A)式计算板厚方向各位置处的指标Y(Y_1/6t、Y_1/3t、Y_1/2t)时，Y_1/6t＝-129℃、Y_1/3t＝-168℃、Y_1/2t＝-170℃，均满足上述(1)式、(2)式。

即，发现：对于板厚70mm以上的厚钢板而言，为了满足上述(1)式和(2)式，对板厚方向各位置处的脆性裂纹传播停止性能的分布状态进行调整，以形成配置有以板厚中央位置作为中心且具有总板厚的1/3的厚度的具有高的脆性裂纹传播停止性能的内部区域、和在其两外侧具有与内部区域相比相对较低的脆性裂纹传播停止性能的具有总板厚的1/3的厚度的区域的、在板厚方向上脆性裂纹传播停止性能不同的三层，这对于制成整个厚度的脆性裂纹传播停止韧性值Kca高的厚钢板而言是重要的。

本发明是基于上述见解并进一步加以研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。

[1]一种结构用高强度厚钢板，其特征在于，板厚t为70mm以上，下述(a)式所定义的板厚1/2t位置处的脆性裂纹传播停止性能指标Y_1/2t(℃)、下述(b)式所定义的板厚1/3t位置处的脆性裂纹传播停止性能指标Y_1/3t(℃)和下述(c)式所定义的板厚1/6t位置处的脆性裂纹传播停止性能指标Y_1/6t(℃)满足下述(1)式和(2)式。

Y_1/3t≤0.9Y_1/2t…(1)

Y_1/6t≥0.8Y_1/2t…(2)

Y_1/2t＝(vTrs)_1/2t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/2t-22×{I₍₂₁₁₎}_1/2t‥(a)

Y_1/3t＝(vTrs)_1/3t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/3t-22×{I₍₂₁₁₎}_1/3t‥(b)

Y_1/6t＝(vTrs)_1/6t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/6t-22×{I₍₂₁₁₎}_1/6t‥(c)

其中，(vTrs)_1/2t、(vTrs)_1/3t、(vTrs)_1/6t为板厚各位置处的V缺口夏比冲击试验的断口转变温度(℃)，

{I₍₁₀₀₎}_1/2t、{I₍₁₀₀₎}_1/3t、{I₍₁₀₀₎}_1/6t为板厚各位置处的与板面平行的(100)面的X射线衍射强度比，

{I₍₂₁₁₎}_1/2t、{I₍₂₁₁₎}_1/3t、{I₍₂₁₁₎}_1/6t为板厚各位置处的与板面平行的(211)面的X射线衍射强度比。

[2]如上述[1]所述的结构用高强度厚钢板，其中，板厚为100mm以下。

[3]如上述[1]或[2]所述的结构用高强度厚钢板，其中，上述脆性裂纹传播停止性能指标Y_1/3t(℃)为-150℃以下。

[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的结构用高强度厚钢板，其中，具有：

以质量％计含有C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.5％、Mn：0.5～2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.08％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.03％、N：0.0050％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；和

将以体积率计为80％以上的贝氏体相作为主体、第二相由合计体积率为20％以下(包括0％)的选自铁素体相、珠光体、马氏体中的一种或两种以上构成的组织。

[5]如上述[4]所述的结构用高强度厚钢板，其中，上述组成以质量％计还含有选自Ni：0.05～3％、Cu：0.05～1.5％、Cr：0.02～1.0％、Mo：0.005～1.0％、V：0.002～0.10％、B：0.0002～0.003％中的一种或两种以上。

[6]如上述[4]或[5]所述的结构用高强度厚钢板，其中，上述组成以质量％计还含有选自Ca：0.0005～0.003％、REM：0.0005～0.010％中的一种或两种。

[7]一种结构用高强度厚钢板的制造方法，其中，对钢原材实施加热工序和热轧工序，制成板厚t为70mm以上的厚钢板，所述制造方法的特征在于，

将上述钢原材设定为具有以质量％计含有C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.5％、Mn：0.5～2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.08％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.03％、N：0.0050％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成的钢原材，

将上述加热工序设定为将该钢原材加热至加热温度900～1200℃的温度的工序，

将上述热轧工序设定为如下工序：在以表面温度计为1000～850℃的温度范围内实施累积压下率为9％以下的一次轧制，接着，在以表面温度计为900～600℃的温度范围内实施每道次压下率为7％以上、累积压下率为55％以上且轧制结束温度以表面温度计为800～550℃的二次轧制，接着，按照以表面温度计为790～540℃的温度范围的平均为5℃/秒以上的冷却速度冷却至450～400℃的冷却停止温度，

制成板厚方向各位置的脆性裂纹传播停止性能指标Y满足下述(1)式和下述(2)式的厚钢板。

Y_1/3t≤0.9Y_1/2t…(1)

Y_1/6t≥0.8Y_1/2t…(2)

其中，Y_1/2t＝(vTrs)_1/2t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/2t-22×{I₍₂₁₁₎}_1/2t‥(a)

Y_1/3t＝(vTrs)_1/3t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/3t-22×{I₍₂₁₁₎}_1/3t‥(b)

Y_1/6t＝(vTrs)_1/6t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/6t-22×{I₍₂₁₁₎}_1/6t‥(c)

需要说明的是，(vTrs)_1/2t、(vTrs)_1/3t、(vTrs)_1/6t为板厚各位置处的V缺口夏比试验的断口转变温度(℃)，

{I₍₁₀₀₎}_1/2t、{I₍₁₀₀₎}_1/3t、{I₍₁₀₀₎}_1/6t为板厚各位置处的与板面平行的(100)面的X射线衍射强度比，

{I₍₂₁₁₎}_1/2t、{I₍₂₁₁₎}_1/3t、{I₍₂₁₁₎}_1/6t为板厚各位置处的与板面平行的(211)面的X射线衍射强度比。

[8]如上述[7]所述的结构用高强度厚钢板的制造方法，其中，上述组成以质量％计还含有选自Ni：0.05～3％、Cu：0.05～1.5％、Cr：0.02～1.0％、Mo：0.005～1.0％、V：0.002～0.10％、B：0.0002～0.003％中的一种或两种以上。

[9]如上述[7]或[8]所述的结构用高强度厚钢板的制造方法，其中，上述组成以质量％计还含有选自Ca：0.0005～0.003％、REM：0.0005～0.010％中的一种或两种。

发明效果

根据本发明，能够容易地制造板厚为70mm以上、屈服强度为400N/mm²以上、并且船体设计温度：-10℃下的脆性裂纹传播停止韧性值Kca_-10℃为9500N/mm^3/2以上的脆性裂纹传播停止性能优良的高强度厚钢板，在产业上发挥显著的效果。另外，通过将本发明的高强度厚钢板应用于大型的集装箱船、散装货船的强力甲板部结构中的舱口边围板、甲板构件中，还具有有助于提高船舶的安全性这样非常大的效果。

附图说明

图1是将ESSO试验结果通过脆性裂纹传播停止韧性值Kca与脆性裂纹传播停止温度Tk的关系示出的图。

具体实施方式

本发明的高强度厚钢板是在板厚方向截面中在包含板厚中央位置且板厚的1/3厚度的板厚中央部区域具有高的脆性裂纹传播停止性能、在其两外侧的板厚的1/3厚度的各外侧区域具有相对较低的脆性裂纹传播停止性能的、在三层的板厚方向上显示出脆性裂纹传播停止性能的分布的厚钢板。通过使板厚中央部的两外侧的区域中存在显示出与板厚中央部的区域不同的脆性裂纹发展的区域，脆性裂纹的发展在各层不同，其结果是，例如，与在整个厚度具有与板厚中央部相同的脆性裂纹传播停止性能的均匀的厚钢板相比，厚钢板整体的脆性裂纹传播停止韧性值提高。

对于本发明的高强度厚钢板而言，如上所述，在三层的板厚方向上显示出脆性裂纹传播停止性能的分布、即各板厚方向各位置处的脆性裂纹传播停止性能指标Y满足下述(1)式以及下述(2)式。

Y_1/3t≤0.9Y_1/2t…(1)

Y_1/6t≥0.8Y_1/2t…(2)

在此，Y_1/2t是板厚1/2t位置处的脆性裂纹传播停止性能指标，以下述(a)式来定义。

Y_1/2t＝(vTrs)_1/2t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/2t-22×{I₍₂₁₁₎}_1/2t‥(a)

(在此，(vTrs)_1/2t：板厚1/2t位置处的V缺口夏比试验的断口转变温度(℃)、{I₍₁₀₀₎}_1/2t：板厚1/2t位置处的与板面平行的(100)面的X射线衍射强度比、{I₍₂₁₁₎}_1/2t：板厚1/2t位置处的与板面平行的(211)面的X射线衍射强度比)。需要说明的是，对于本发明的高强度厚钢板而言，为了在整个厚度确保高的脆性裂纹传播韧性值，优选Y_1/2t满足-150℃以下。

另外，Y_1/3t是板厚1/3t位置处的脆性裂纹传播停止性能指标，以下述(b)式来定义。

Y_1/3t＝(vTrs)_1/3t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/3t-22×{I₍₂₁₁₎}_1/3t‥(b)

(在此，(vTrs)_1/3t：板厚1/3t位置处的V缺口夏比试验的断口转变温度(℃)、{I₍₁₀₀₎}_1/3t：板厚1/3t位置处的与板面平行的(100)面的X射线衍射强度比、{I₍₂₁₁₎}_1/3t：板厚1/3t位置处的与板面平行的(211)面的X射线衍射强度比)。

另外，Y_1/6t是板厚1/6t位置处的脆性裂纹传播停止性能指标，以下述(c)式来定义。

Y_1/6t＝(vTrs)_1/6t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/6t-22×{I₍₂₁₁₎}_1/6t‥(c)

(在此，(vTrs)_1/6t：板厚1/6t位置处的V缺口夏比试验的断口转变温度(℃)、{I₍₁₀₀₎}_1/6t：板厚1/6t位置处的与板面平行的(100)面的X射线衍射强度比、{I₍₂₁₁₎}_1/6t：板厚1/6t位置处的与板面平行的(211)面的X射线衍射强度比)。

在不满足上述(1)式的情况下，板厚1/3位置的脆性裂纹传播停止性能降低，具有高的脆性裂纹传播停止性能的板厚中央部区域的厚度变薄，因此，不能确保期望的整个厚度的脆性裂纹传播停止韧性值Kca。需要说明的是，板厚1/3t位置处的脆性裂纹传播停止性能Y_1/3t优选为-150℃以下。

另一方面，在不满足上述(2)式的情况下，板厚1/6位置的脆性裂纹传播停止性能过度提高，脆性裂纹的发展变得与板厚中央部区域相同，无法形成分支成三层的脆性裂纹断口，因此，不能确保期望的整个厚度的脆性裂纹传播停止韧性值Kca。

出于上述情况，在本发明中，限定为板厚1/3t位置处的脆性裂纹传播停止性能Y_1/3t、板厚1/2t位置处的脆性裂纹传播停止性能Y_1/2t以及板厚1/6t位置处的脆性裂纹传播停止性能Y_1/6t满足上述(1)式和(2)式的厚钢板。这样的厚钢板是在整个厚度具有期望的高的脆性裂纹传播停止韧性值Kca的厚钢板。此外，为了稳定地制成呈现出裂纹前端分支为三层的脆性裂纹断口、在整个厚度具有高的脆性裂纹传播韧性值的厚钢板，优选进一步满足Y_1/6t≤0.7Y_1/2t。

需要说明的是，如果是满足上述条件的厚钢板，其组成、组织无需特别限定，优选制成具有：以质量％计含有C：0.03～0.20％、Si：0.03～0.5％、Mn：0.5～2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.08％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.03％、N：0.0050％以下、或者任选地含有选自Ni：0.05～3％、Cu：0.05～1.5％、Cr：0.02～1.0％、Mo：0.005～1.0％、V：0.002～0.10％、B：0.0002～0.003％中的一种或两种以上、和/或、选自Ca：0.0005～0.003％、REM：0.0005～0.010％中的一种或两种、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；和将以体积率计为80％以上的贝氏体相作为主相、第二相由体积率合计为20％以下(包括0％)的选自铁素体相、珠光体、马氏体中的一种或两种以上构成的组织的高强度厚钢板。

以下，首先，对优选组成的限定原因进行说明。以下，与组成相关的质量％简记为％。

C：0.03～0.20％

C是有助于强度增加的元素，为了确保本发明的厚钢板的期望的强度，需要含有0.03％以上。另一方面，含有超过0.20％时，焊接热影响部的韧性降低。因此，C含量限定为0.03～0.20％的范围。需要说明的是，从织构控制的观点出发，优选为0.05～0.09％。进一步优选为0.05～0.07％。

Si：0.03～0.5％

Si是作为脱氧剂发挥作用、并且发生固溶而有助于强度增加的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.03％以上。另一方面，超过0.5％的大量含有会使焊接热影响部的韧性降低。因此，Si含量限定为0.03～0.5％的范围。需要说明的是，优选为0.14～0.28％。进一步优选为0.14～0.17％。

Mn：0.5～2.5％

Mn是通过固溶强化、淬透性的提高而有助于强度增加、并且也有助于韧性的提高、以及相变织构的发达的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.5％以上。另一方面，含有超过2.5％时，有可能导致母材韧性的降低。因此，Mn含量限定为0.5～2.5％的范围。需要说明的是，优选为1.5～2.4％。进一步优选为1.8～2.0％。

P：0.03％以下

P是作为杂质存在于钢中、在晶界等发生偏析而对母材韧性带来不良影响的元素，优选尽可能减少。但是，可以允许至0.03％。因此，P含量限定为0.03％以下。需要说明的是，优选为0.006％以下。另一方面，从脱磷成本的观点出发，在工业上为0.0001％以上。

S：0.01％以下

S是在钢中以硫化物系夹杂物的形式存在、使热加工性、母材韧性、母材延展性等降低的元素，优选尽可能减少。但是，可以允许至0.01％。因此，S含量限定为0.01％以下。需要说明的是，优选为0.003％以下。另一方面，从脱硫成本的观点出发，在工业上为0.0001％以上。

Al：0.005～0.08％

Al作为脱氧剂发挥作用，并且与氮结合而以AlN的形式析出，具有抑制晶粒的粗大化的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超过0.08％而大量含有时，氧化物系夹杂物量增加，钢的洁净度降低。因此，Al含量限定为0.005～0.08％的范围。需要说明的是，优选为0.02～0.04％。

Nb：0.005～0.05％

Nb是通过析出强化而有助于强度增加、并且具有抑制奥氏体的再结晶的作用、使得奥氏体未再结晶温度范围内的加工(轧制)变得容易、有助于晶粒的微细化的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超过0.05％的大量含有会形成析出物量变得过量、韧性降低的倾向。因此，Nb含量限定为0.005～0.05％的范围。需要说明的是，优选为0.02～0.04％。

Ti：0.005～0.03％

Ti形成氮化物而抑制奥氏体晶粒的粗大化、有助于母材的晶粒微细化、使母材韧性提高，并且还有助于焊接热影响部的组织微细化，使焊接热影响部的韧性提高。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，含有超过0.03％时，导致韧性的降低。因此，Ti含量限定为0.005～0.03％的范围。需要说明的是，优选为0.008～0.015％。

N：0.0050％以下

N与Ti、Nb等结合而以氮化物的形式有助于晶粒的微细化，有助于母材韧性、焊接热影响部的韧性的提高。为了得到这样的效果，需要含有0.002％以上，但含有超过0.0050％时，导致焊接部的韧性降低。因此，N含量限定为0.0050％以下。

上述成分为基本成分，但是，在本发明中，可以在基本组成的基础上进一步含有选自Ni：0.05～3％、Cu：0.05～1.5％、Cr：0.02～1.0％、Mo：0.005～1.0％、V：0.002～0.10％、B：0.0002～0.003％中的一种或两种以上、和/或、选自Ca：0.0005～0.003％、REM：0.0005～0.010％中的一种或两种作为任选元素。

选自Ni：0.05～3％、Cu：0.05～1.5％、Cr：0.02～1.0％、Mo：0.005～1.0％、V：0.002～0.10％、B：0.0002～0.003％中的一种或两种以上

Ni、Cu、Cr、Mo、V、B均是使强度增加的元素，可以根据需要选择含有一种或两种以上。

Ni是在发生固溶而增加强度的基础上还具有提高韧性、以及在含有Cu的情况下防止热裂纹的作用的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.05％以上。另一方面，超过3％的大量含有会导致材料成本的高涨。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量优选限定为0.05～3％的范围。需要说明的是，更优选为0.2～1％。

Cu是发生固溶而有助于强度增加的元素，为了得到这样的效果，需要含有0.05％以上。另一方面，含有超过1.5％时，强度过度增加而韧性降低。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量优选限定为0.05～1.5％的范围。需要说明的是，更优选为0.2～0.5％。

Cr是发生固溶而有助于强度增加的元素，为了得到这样的效果，需要含有0.02％以上。另一方面，超过1.0％而大量含有时，焊接热影响部的韧性降低。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量优选限定为0.02～1.0％的范围。需要说明的是，更优选为0.1～0.6％。

Mo发生固溶或者进一步形成碳化物而具有抑制强度降低的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超过1.0％的大量含有会使得焊接热影响部的韧性降低。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量优选限定为0.005～1.0％的范围。需要说明的是，更优选为0.005～0.01％。

V是发生固溶或者进一步形成析出物(碳化物)而有助于强度增加的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.002％以上。另一方面，即使含有超过0.10％，效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此，在经济上变得不利。因此，在含有V的情况下，V含量优选限定为0.002～0.10％的范围。需要说明的是，更优选为0.002～0.02％。

B是在晶界发生偏析、以微量的含有使淬透性提高并有助于强度增加的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0002％以上。另一方面，超过0.003％而大量含有时，韧性反而降低。因此，在含有B的情况下，B含量优选限定为0.0002～0.003％的范围。需要说明的是，更优选为0.0002～0.001％。

选自Ca：0.0005～0.003％、REM：0.0005～0.010％中的一种或两种

Ca、REM均是通过硫化物系夹杂物的形态控制作用而有助于延展性、韧性提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有Ca：0.0005％以上、REM：0.0005％以上。另一方面，即使Ca：超过0.003％、REM：超过0.010％而含有，效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，因此，在经济上变得不利。因此，在含有Ca、REM中的一者或两者的情况下，优选限定为Ca：0.0005～0.003％、REM：0.0005～0.010％的范围。

上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以允许As：0.03％以下、Sb：0.01％以下、Sn：0.02％以下、Pb：0.01％以下、Bi：0.01％以下。

接着，对本发明的高强度厚钢板的组织限定的原因进行说明。

本发明的高强度厚钢板具有上述组成和在除钢板表层以外的板厚方向整个区域将以体积率计为80％以上的贝氏体相作为主相、第二相由合计体积率为20％以下(包括0％)的选自铁素体相、珠光体、马氏体中的一种或两种以上构成的组织。

为了在板厚70mm以上的条件下保持屈服强度为400N/mm²以上的高强度和高韧性，本发明的高强度厚钢板以贝氏体相作为主相。主相为贝氏体相以外的相时，对于板厚70mm以上这样的厚钢板而言，难以兼具上述的高强度和高韧性。需要说明的是，此处所述的“主相”是指以体积率计占80％以上的相。

对于本发明的高强度厚钢板而言，主相以外的第二相设定为合计体积率为20％以下(包括0％)的选自铁素体相、珠光体、马氏体中的一种或两种以上。第二相以体积率计超过20％而变得大量时，不能确保期望的高强度。因此，第二相限定为合计体积率为20％以下(包括0％)的选自铁素体相、珠光体、马氏体中的一种或两种以上。需要说明的是，第二相包括以体积率计为0％。即，可以为100％的贝氏体相。

接着，对本发明的高强度厚钢板的优选的制造方法进行说明。

在本发明中，对上述组成的钢原材实施加热工序和热轧工序而制成板厚70mm以上的厚钢板。需要说明的是，钢原材的制造方法无需特别限定，从生产率的观点出发，优选如下方法：将上述组成的钢水利用转炉等常用的熔炼炉进行熔炼，通过连铸法等常用的铸造方法制成铸片，制成钢原材。需要说明的是，当然也可以通过铸锭-开坯轧制法制成钢片而制成钢原材。

对所得到的钢原材接着实施用于热轧的加热工序。在加热工序中，将钢原材加热至加热温度为900～1200℃的温度。

加热温度：900～1200℃

加热温度低于900℃时，热变形阻力变得过高，对轧机的负荷增大，难以制成预定形状的厚钢板。另一方面，加热温度超过1200℃而变为高温时，氧化变得显著而成品率降低，并且晶粒粗大化，不能确保期望的高韧性。因此，加热温度限定为900～1200℃范围的温度。需要说明的是，从形成具有期望的集聚度的相变织构的观点出发，优选为1050～1150℃。另外，在钢原材的温度保持能够实施热轧的程度的高温的情况下，可以在不对该钢原材另外进行加热的状态下或者进行短时间的炉内装入后实施热轧。

对加热后的钢原材实施热轧工序。热轧工序设定为包括一次轧制、二次轧制以及轧制后的冷却的工序。

一次轧制设定为在以表面温度计为1000～850℃的温度范围内累积压下率为9％以下的轧制。

通过在该温度范围内实施一次轧制，奥氏体晶粒不会粗大化而均匀化，因此，相变织构的不均降低。轧制温度以表面温度计为超过1000℃的温度时，奥氏体晶粒过度粗大化，即使通过之后的热轧也不能形成期望的组织。另一方面，轧制温度以表面温度计低于850℃时，成为奥氏体未再结晶温度范围，对晶粒的均匀化带来不良影响。因此，一次轧制设定为在以表面温度计为1000～850℃的温度范围内进行。

另外，该温度范围内的累积压下率增大而超过9％时，不能确保二次轧制中的期望的压下率，不能实现期望的板厚方向的脆性裂纹传播停止性能的分布。出于上述原因，一次轧制限定为在以表面温度计为1000～850℃的温度范围内累积压下率为9％以下的轧制。需要说明的是，在一次轧制中，从奥氏体晶粒的整粒化的观点出发，每道次的压下率优选设定为约3％～约5％。

另外，二次轧制设定为在以表面温度计为900～600℃的温度范围内每道次压下率为7％以上、累积压下率为55％以上、且轧制结束温度为800～550℃的轧制。

通过在该温度范围内实施二次轧制，能够促进板厚内部区域中使脆性裂纹传播停止性能提高的织构的发达。

在以表面温度计为900～600℃的温度范围内，钢板表面附近变为双相温度范围，在钢板内部为奥氏体区域，实施每道次压下率为7％以上的轧制时，轧制应变被集中地导入钢板内部，能促进织构的发达。其结果是，在板厚中央部区域，对于提高脆性裂纹传播停止性能有效的、与板面(轧制面)平行的(100)面、(211)面的X射线衍射强度比提高。每道次压下率小于7％时，轧制应变向钢板内部的导入弱，无法形成期望的织构。需要说明的是，从确保期望的板厚中央部中的织构发达区域的宽度的观点出发，每道次压下率优选设定为9％以上。

另外，该温度范围内的压下率累积小于55％时，在板厚中央部区域对于提高脆性裂纹传播停止性能有效的、相变后与板面(轧制面)平行的(100)面、(211)面的X射线衍射强度比低于期望的值，不能确保期望的脆性裂纹传播停止性能。因此，二次轧制限定为在以表面温度计为900～600℃的温度范围内每道次压下率为7％以上、累积压下率为55％以上的轧制。需要说明的是，优选的是，每道次压下率为9％以上，并且累积压下率为60％以上。另一方面，从对轧机的过大载荷负荷的观点出发，每道次压下率优选为15％以下，另外，累积压下率优选为75％以下。

需要说明的是，二次轧制的轧制结束温度设定为800～550℃的温度。轧制结束温度为超过800℃的高温时，织构的发达变得不充分。另一方面，轧制结束温度低于550℃时，在晶粒内蓄积的塑性应变变得过多，韧性降低，因此，不能确保期望的脆性裂纹传播停止性能。

热轧后，按照以表面温度计790～540℃的温度范围的平均为5℃/秒以上的冷却速度冷却至450～400℃的冷却停止温度。

热轧后的冷却速度小于5℃/秒时，冷却过慢，即使在本发明范围内的组成下也不能使到板厚1/2t位置为止的组织成为贝氏体相为主相的组织。需要说明的是，冷却速度的上限无需特别限定，从抑制马氏体相的生成的观点出发，优选设定为30℃/秒以下。另外，平均冷却速度优选为5～15℃/秒。

另外，冷却停止温度超过450℃时，贝氏体相以外的第二相的量以体积率计超过20％，不能确保期望的厚钢板组织。另一方面，低于400℃时，出现马氏体相，不能确保期望的厚钢板组织。出于上述原因，热轧后的冷却设定为按照以表面温度计790～540℃的温度范围的平均为5℃/秒以上的冷却速度冷却至450～400℃的冷却停止温度。

实施例

将表1所示组成的钢水利用转炉进行熔炼，利用连铸法制成铸片(壁厚：300mm)，制成钢原材。对这些钢原材实施表2所示条件的加热工序和包括一次轧制、二次轧制和冷却的热轧工序，制成表2所示板厚的厚钢板。

表2

*)以表面温度计为1000～850℃的温度范围内的累积压下率

**)以表面温度计为900～600℃的温度范围内的累积压下率

***)表面温度****)以表面温度计为790～540℃的温度范围内的平均冷却速度

从所得到的厚钢板裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验、冲击试验、织构测定试验，对各厚钢板的强度、脆性裂纹传播停止性能指标Y进行评价。需要说明的是，试验方法如下所述。

(1)组织观察

从所得到的厚钢板的板厚方向各位置(板厚的1/6t、1/3t、1/2t)裁取组织观察用试验片，以在板厚方向截面中与轧制方向平行的截面为观察面的方式，进行研磨、腐蚀(腐蚀液：硝酸乙醇溶液)，利用光学显微镜(倍率：500倍)或扫描电子显微镜(倍率：1000倍)观察组织，进行拍摄。需要说明的是，组织的观察设定为各2个视野以上。

利用所得到的组织照片，通过组织的鉴定和图像解析对各个视野求出各相的组织百分率(体积％)，将各视野中的组织百分率进行算术平均，作为该厚钢板的该位置的组织百分率。

(2)拉伸试验

以试验片长度方向为轧制方向的方式从所得到的厚钢板的板厚方向各位置(板厚的1/6t、1/3t、1/2t)裁取JIS 4号试验片，依据JIS Z 2241的规定进行拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS)。

(3)冲击试验

依据JIS Z 2242的规定以试验片长度方向与轧制方向平行的方式从所得到的厚钢板的板厚方向各位置(板厚的1/6t、1/3t、1/2t)裁取V缺口夏比冲击试验片，依据JIS Z2242的规定实施夏比冲击试验，求出断口转变温度vTrs(℃)。

(4)织构测定试验

从所得到的厚钢板的板厚方向各位置(板厚的1/6t、1/3t、1/2t)与板面平行地裁取X射线衍射用试验片(尺寸：1.5mm厚度×24mm宽度×25mm长度)，以测定面(24×25mm)为板厚方向各位置的方式，实施机械研磨和化学研磨，除去加工层后，利用X射线衍射法测定(100)面、(211)面的X射线衍射强度。需要说明的是，准备随机试验片，同样地测定X射线衍射强度。分别求出所得到的X射线衍射强度与随机试验片的X射线衍射强度之比，作为板厚方向各位置处的与板面平行的(100)面的X射线衍射强度比、(211)面的X射线衍射强度比。

关于所得到的结果，将板厚1/6t位置的结果示于表3中，将板厚1/3t位置的结果示于表4中，将板厚1/2t位置的结果示于表5中。

接着，根据所得到的结果，利用下述式对各厚钢板的板厚方向各位置(板厚的1/6t、1/3t、1/2t各位置)的脆性裂纹传播停止性能指标Y进行评价。

Y＝vTrs-12×I₍₁₀₀₎-22×I₍₂₁₁₎…(A)

其中，vTrs：夏比冲击试验的断口转变温度(℃)、

I₍₁₀₀₎：与轧制面(板面)平行的(100)面的X射线衍射强度比、I₍₂₁₁₎：与轧制面(板面)平行的(211)面的X射线衍射强度比。

将所得到的板厚方向各位置处的指标Y一并示于表3～5中。接着，使用所得到的板厚方向各位置处的指标Y，对是否符合下述(1)式、(2)式进行评价，将符合的情况评价为“○”，将除此以外的情况评价为“×”。将所得到的评价结果示于表6中。

Y_1/3t≤0.9Y_1/2t…(1)

Y_1/6t≥0.8Y_1/2t…(2)

另外，从各厚钢板裁取ESSO试验片(整个厚度)，依据脆性裂纹止裂设计方针(财团法人日本海事协会(2009))的附录A，实施温度梯度型ESSO试验，求出船体设计温度：-10℃下的整个厚度的脆性裂纹传播停止韧性值Kca_-10℃。将所得到的ESSO试验的结果与脆性裂纹传播停止性能指标Y的结果一起示于表6中。

表3

*)B：贝氏体相、F：铁素体相、P：珠光体、M：马氏体相

**)Y_1/6t＝(vTrs)_1/6t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/3t-22×[I₍₂₁₁₎}_1/6t··(c)

表4

*)B：贝氏体相、F：铁素体相、P：珠光体、M：马氏体相

**)Y_1/3t＝(vTrs)_1/3t-12x{I₍₁₀₀₎}_1/3t-22x{I₍₂₁₁₎}_1/3t··(b)

表5

*)B：贝氏体相、F：铁素体相、P：珠光体、M：马氏体相**)Y_1/2t＝(vTrs)_1/2t-12×{I₍₁₀₀₎}_1/2t-22×{I₍₂₁₁₎}_1-2t··(a)

表6

*)Y_1/3t≤0.9Y_1/2t…(1)

**)Y_1/6t≥0.8Y_1/2t…(2)

***)将(1)式和(2)式都满足的情况设定为“○”，将除此以外设定为“×”

板厚方向各位置(1/6t、1/3t、1/2t)的脆性裂纹传播停止性能指标Y满足(1)式和(2)式的特定关系的本发明例均是屈服强度YS为400N/mm²以上并且温度：-10℃下的整个厚度的脆性裂纹传播停止韧性值Kca_-10℃为9500N/mm^3/2以上的具有高的脆性裂纹传播停止性能的高强度厚钢板。另一方面，板厚1/3t部的脆性裂纹传播停止性能指标Y为高温、板厚方向各位置(1/6t、1/3t、1/2t)的脆性裂纹传播停止性能指标Y不满足(1)和(2)式的特定关系的比较例中，Kca_-10℃小于9500N/mm^3/2，脆性裂纹传播停止性能降低。