本发明涉及用于船舶、海洋构筑物、低温储罐、建筑·土木构筑物等大型构筑物的、板厚为70mm以上的、脆性裂纹扩展停止特性优异的高强度极厚钢板及其制造方法。
背景技术：
对于船舶、海洋构筑物、低温储罐、建筑·土木构筑物等大型构筑物而言，若发生伴随脆性破坏的事故的话，则对社会经济、环境等造成的影响大。因此，常要求提高上述大型构筑物的安全性，对于成为大型构筑物的原料的钢板而言，以高水平要求使用温度下的脆性裂纹扩展停止特性。
对于集装箱船、散货船等船舶而言，在其构造上，船体外板使用高强度的厚钢板，最近，随着船体的大型化，要求进一步的高强度化、成为原料的厚钢板的厚壁化。
一般而言，关于钢板的脆性裂纹扩展停止特性有如下倾向：其强度变得越高、或壁变得越厚，则该特性越变差。因此，对大型构筑物中使用的厚钢板所提出的脆性裂纹扩展停止特性的要求也更加提高。
这里，作为提高钢板的脆性裂纹扩展停止特性的手段，以往已知增加钢中的ni含量的方法。例如，在液化天然气(lng)的储槽中，9％ni钢得以以商业规模使用。
然而，钢中ni含量的增加迫使制造成本大幅上升。因此，9％ni钢难以应用于lng储槽以外的用途。
另一方面，对于达不到lng这样的极低温的、例如船舶、干线用管中使用的板厚小于50mm的比较薄的钢板而言，通过利用tmcp法而实现晶粒细化、并提高低温韧性，由此能够实现优异的脆性裂纹扩展停止特性。
另外，为了在不升高合金成本的情况下、提高脆性裂纹扩展停止特性，在专利文献1中，提出了使表层部的组织变得超微细而得到的钢板。
上述专利文献1中记载的脆性裂纹扩展停止特性优异的钢板是着眼于当脆性裂纹扩展时，在钢板表层部产生的剪切唇(塑性变形区域)对于脆性裂纹扩展停止特性的提高有效、从而完成的。其特征在于，通过使剪切唇部分的晶粒变得微细，从而吸收扩展的脆性裂纹所具有的扩展能(propagationenergy)。
另外，同时，作为制造方法，上述专利文献1中记载了：通过热轧后的控制冷却而将表层部冷却至ar3温度以下，之后停止控制冷却从而使表层部复热至相变点以上，在将这样的工序重复进行1次以上的期间，对钢板进行压下，重复使之发生相变、或使之发生加工再结晶，从而在表层部分中生成超微细的铁素体组织或贝氏体组织。
专利文献2中记载了：在设为以铁素体-珠光体为主体的微组织的钢板中，为了提高脆性裂纹扩展停止特性，重要的是：钢板的两表面部由这样的层构成，所述层以面积百分数计具有50％以上的、具有当量圆粒径：5μm以下且纵横比：2以上的铁素体晶粒的铁素体组织；且抑制铁素体粒径的偏差。另外，作为抑制上述偏差的方法，记载了：通过将精轧中的每1道次的最大压下率设为12％以下，从而抑制局部的再结晶现象。
专利文献3中记载了通过不仅着眼于铁素体晶粒的微细化、还着眼于形成于铁素体晶粒内的亚晶，从而提高脆性裂纹扩展停止特性这样的、涉及tmcp的延长方面的某种技术。
具体而言，记载了如下技术：
对于板厚：30～40mm的钢板而言，无需钢板表层的冷却及复热等复杂的温度控制，并通过
(a)确保微细的铁素体晶粒的轧制条件，
(b)在钢板板厚的5％以上的部分生成微细铁素体组织的轧制条件，
(c)在微细铁素体中使织构发育，并且利用热能对通过加工(轧制)而引入的位错进行再配置从而形成亚晶的轧制条件，及
(d)抑制所形成的微细的铁素体晶粒和微细的亚晶粒的粗大化的冷却条件，
从而提高脆性裂纹扩展停止特性。
另外，在控制轧制中，通过对相变了的铁素体进行压下、并使织构发育，从而提高脆性裂纹扩展停止特性的方法也是已知的。通过在钢板的破坏面上在与板面平行的方向上发生分离(separation)、并缓和脆性裂纹前端的应力，从而提高对于脆性破坏的抵抗。
例如，专利文献4中记载了通过控制轧制而将(110)面x射线强度比设为2以上，且将当量圆直径20μm以上的粗大晶粒设为10％以下，从而提高耐脆性破坏特性。
在专利文献5中，作为接头部的脆性裂纹扩展停止特性优异的焊接结构用钢，公开了一种钢板，其特征在于，规定的轧制面上的(100)面的x射线面强度比为1.5以上，且记载了利用该织构发育而产生的应力负荷方向、与裂纹扩展方向上的角度的偏离，而脆性裂纹扩展停止特性优异。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公平7-100814号公报
专利文献2：日本特开2002-256375号公报
专利文献3：日本专利第3467767号公报
专利文献4：日本专利第3548349号公报
专利文献5：日本专利第2659661号公报
非专利文献
非专利文献1：厚造船用钢中的长大脆性裂纹扩展行为,日本船舶海洋工学会演讲论文集第3号,2006,第359-362页(日文：厚手造船用鋼における長大脆性き裂伝播挙動、日本船舶海洋工学会講演論文集第3号、2006、p359－362)
技术实现要素：
发明所要解决的问题
在上述专利文献1、2中记载的脆性裂纹扩展停止特性优异的钢板的发明中，在仅将钢板表层部暂时冷却后使之复热，且在复热中进行加工，从而得到特定的组织。因此，专利文献1、2中记载的技术在实际生产规模的控制不易，特别是对于板厚为70mm以上的厚壁材料制造而言，其是对轧制、冷却设备负荷大的工艺。
另外，在最近的、超过6,000teu的大型集装箱船中，使用了板厚：70mm以上的厚钢板。非专利文献1报告了对板厚：65mm的钢板的脆性裂纹扩展停止特性进行评价、在母材的大型脆性裂纹扩展停止试验中，脆性裂纹没有停止的结果。
此外，非专利文献1中，供测试材料的esso试验显示出于使用温度-10℃、kca的值不足3000n/mm3/2的结果，非专利文献1中教导了，在应用了超过50mm的板厚的钢板的船体结构的情况下，安全性确保还不能说是充分的。
另外，由制造条件、公开的实验数据可知，上述专利文献1～5中记载的钢板均以板厚：50mm左右为主要对象，而对于70mm以上的厚壁材料的适用，不知是否能得到规定的特性，且对于在船体结构中所需的、板厚方向的裂纹扩展特性而言，却完全没有验证。
本发明有利地解决了上述问题，特别是，本发明的目的在于提供板厚为70mm以上、脆性裂纹扩展停止特性优异的高强度极厚钢板及其制造方法。
用于解决问题的手段
为了解决上述问题，本申请的发明人对即便是板厚：70mm以上、也具有优异的脆性裂纹扩展停止特性的高强度极厚钢板及稳定地获得该钢板的制造方法进行了潜心研究。结果发现，当具有如下织构、且韧性(vtrs)为-60℃以下时，能够获得极优异的脆性裂纹扩展停止特性，其中所述织构为板厚中央的轧制面的(211)面聚集度为1.7以上、钢板表面(有时，简称为“表面”)的轧制面的(200)面聚集度为1.3以上的织构。
本发明是基于上述发现、并进一步进行研究而完成的，本发明的主旨构成如下所述。
[1]一种脆性裂纹扩展停止特性优异的高强度极厚钢板，其是板厚为70mm以上的高强度极厚钢板，所述高强度极厚钢板具有：
下述成分组成：所述成分组成以质量％计含有c：0.03～0.20％、si：0.03～0.5％、mn：0.5～2.2％、p：0.01％以下、s：0.005％以下、ti：0.005～0.03％、al：0.005～0.080％、ni：0.1～1.5％及n：0.0050％以下，且由下述式(1)定义的ceq为0.39以上，余部由fe及不可避免的杂质构成；和
板厚中央的轧制面的(211)面聚集度为1.7以上、钢板表面的(200)面聚集度为1.3以上的织构，
其中，使用从板厚1/4位置采集的jis4号冲击试验片而测得的韧性为vtrs：-40℃以下，
使用从表面采集的jis4号冲击试验片而测得的韧性为vtrs≤-60℃，
ceq＝c+mn/6+cu/15+ni/15+cr/5+mo/5+v/5(1)
其中，式(1)中的c、mn、cu、ni、cr、mo及v意为各元素的含量，所述含量以质量％计，在不含的情况下为0。
[2][1]所述的脆性裂纹扩展停止特性优异的高强度极厚钢板，其中，以质量％计，所述成分组成进一步含有nb：0.005～0.05％、cu：0.1～1.0％及cr：0.01～0.5％的1种或2种以上。
[3][1]或[2]所述的脆性裂纹扩展停止特性优异的高强度极厚钢板，其中，以质量％计，所述成分组成进一步含有mo：0.01～0.5％、v：0.001～0.10％、b：0.0030％以下、ca：0.0050％以下、rem：0.0100％以下的1种或2种以上
[4]一种脆性裂纹扩展停止特性优异的高强度极厚钢板的制造方法，其是板厚为70mm以上的、脆性裂纹扩展停止特性优异的高强度极厚钢板的制造方法，
将具有上述[1]～[3]中任一项所述的成分组成的钢原料加热至1000～1200℃的温度，之后，
在如下条件下进行热轧，即，板厚中央为奥氏体再结晶温度范围时的累积压下率：10％以上；板厚中央为奥氏体未再结晶温度范围时的累积压下率：50％以上；表面为ar3温度以下且板厚中央温度为ar3温度以上的温度范围时的累积压下率：10％以上，之后，
以0.5℃/秒以上的冷却速度冷却至500℃以下的冷却停止温度，或者，以0.5℃/秒以上的冷却速度冷却至400℃以下的冷却停止温度、并在冷却后于ac1点以下的温度进行回火。
发明效果
根据本发明，由于板厚方向的织构被适当地控制，因此本发明的高强度极厚钢板即便是板厚：70mm以上，脆性裂纹扩展停止特性也是优异的。例如，通过将本发明的高强度极厚钢板在造船领域中应用于集装箱船、散货船的强力甲板部结构中的、接合于舱口边缘围板的甲板部件，能够有助于提高船舶的安全性。如上所述，本发明在产业上极为有用。
另外，根据本发明的制造方法，能够通过将轧制条件最优化从而制造上述有用的高强度极厚钢板。本发明的高强度极厚钢板能够通过工业上极简便的工艺来稳定地制造。
另外，如如上所述，本发明的高强度极厚钢板的脆性裂纹扩展停止特性优异，并且韧性也优异且为高强度。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下实施方式。
<成分组成>
本发明的高强度极厚钢板以质量％计含有c：0.03～0.20％、si：0.03～0.5％、mn：0.5～2.2％、p：0.01％以下、s：0.005％以下、ti：0.005～0.03％、al：0.005～0.080％、ni：0.1～1.5％及n：0.0050％以下，且由下述式(1)定义的ceq：0.39以上。
ceq＝c+mn/6+cu/15+ni/15+cr/5+mo/5+v/5(1)
其中，式(1)中的元素符号意为各元素的含量(质量％)，在不含的情况下为0。
另外，作为上述成分以外的选择元素，以质量％计，还可进一步含有nb：0.005～0.05％、cu：0.1～1.0％及cr：0.01～0.5％的1种或2种以上、mo：0.01～0.5％、v：0.001～0.10％、b：0.0030％以下、ca：0.0050％以下、rem：0.0100％以下的1种或2种以上。
上述必须成分以外的余部为fe及不可避免的杂质。
以下，对各成分进行说明。本说明书中，表示成分的含量的“％”意思是“质量％”。
c：0.03～0.20％
c为提高钢的强度的元素。在本发明中，为了确保所期望的强度，将c含量设为0.03％以上。另外，若c含量大于0.20％的话，不仅焊接性会变差、对韧性也存在不良影响。因此，c含量设为0.03～0.20％的范围。需要说明的是，对于下限而言，优选的c含量为0.05％以上，对于上限而言，优选的c含量为0.15％以下。
si：0.03～0.5％
si作为脱氧元素、或钢的强化元素是有效的。当si含量小于0.03％时，不能获得上述效果。另一方面，若si含量大于0.5％的话，则不仅会损伤钢的表面性状，韧性也会极端变差。因而，将其含量设为0.03～0.5％的范围。
mn：0.5～2.2％
包含mn作为强化元素。若mn含量小于0.5％，则其效果不充分，另一方面，若大于2.2％，则焊接性变差、且钢板成本也将上升。因此，mn含量设为0.5～2.2％。
p：0.01％以下、s：0.005％以下
p、s是钢中不可避免的杂质。若它们的含量变多，则韧性变差。对于板厚：70mm以上的钢板而言，为了保持良好的韧性，p含量抑制为0.01％以下，s含量抑制为0.005％以下。需要说明的是，分别为0.006％以下、0.003％以下为更优选的范围。
ti：0.005～0.03％
通过含有微量的ti，从而具有形成氮化物、碳化物、或碳氮化物，使晶粒变得微细从而提高母材韧性的效果。上述效果通过将ti含量设为0.005％以上而得到。另外，若ti含量大于0.03％，则母材及焊接热影响区的韧性降低。因此，ti含量设为0.005～0.03％。
al：0.005～0.080％
al作为脱氧剂而发挥作用，为了使al作为脱氧剂而使用，需要将al含量设为0.005％以上。另外，若al含量大于0.080％，则韧性降低，且经焊接的情况下，焊接金属部的韧性降低。因此，al含量规定为0.005～0.080％的范围。需要说明的是，对于下限而言，优选的al含量为0.020％以上，对于上限而言，优选的al含量为0.040％以下。
ni：0.1～1.5％
ni为提高钢的淬透性的元素。ni直接有助于轧制后的强度提高，并且能够为了韧性、高温强度、或耐候性等功能提高而含有。上述效果均通过将ni含量设为0.1％以上而得以发挥。另外，过度的ni含有会使韧性、焊接性变差。作为在板厚：70mm以上的钢板的情况下能够保持充分的强度、且不使韧性、焊接性变差的范围，ni含量设为0.1～1.5％。
n：0.0050％以下
n与钢中的al键合，调节轧制加工时的晶体粒径、并使钢强化。为了得到上述效果，优选的是，将n含量设为0.0010％以上。另外，若n含量大于0.0050％，则韧性变差。因此，n含量设为0.0050％以下。
以上为本发明的基本成分组成，余部为fe及不可避免的杂质。在本发明中，为了进一步提高特性，可含有nb、cu、cr、mo、v、b、ca、rem的一种或两种以上。需要说明的是，在以下的任意成分中，包括规定了下限值的成分，但当不足该下限值的情况下，由于不损害本发明的效果，当任意元素以不足下限值而含有的情况下，该任意元素作为不可避免的杂质而含有。
nb：0.005～0.05％
关于nb，当铁素体相变时或再加热时其以nbc的形式析出，从而有助于高强度化。另外，nb具有在奥氏体区域的轧制中使未再结晶区域扩大的效果，且有助于铁素体的晶粒细化。因此，nb的含有对于韧性的改善也是有效的。其效果通过将nb含量设为0.005％以上而得以发挥。若nb含量大于0.05％，则粗大的nbc析出，从而有时会导致韧性的降低。因此，当含有nb时，优选将其含量设为0.05％以下。
cu：0.1～1.0％
cu为提高钢的淬透性的元素。该元素直接有助于轧制后的强度提高，并且能够为了韧性、高温强度、或耐候性等功能提高而含有。通过含有该元素而带来的上述效果通过含有0.1％以上而得以发挥，但过度含有会使韧性、焊接性变差。作为即便在板厚：70mm以上的情况下也能保持充分的强度且不使韧性、焊接性变差的范围，cu含量优选设为0.1～1.0％。
cr：0.01～0.5％
cr为提高钢的淬透性的元素。该元素直接有助于轧制后的强度提高，并且能够为了韧性、高温强度、或耐候性等功能提高而含有。通过含有该元素而带来的上述效果通过含有0.01％以上而得以发挥，但过度含有会使韧性、焊接性变差。作为即便在板厚：70mm以上的情况下也能保持充分的强度且不使韧性、焊接性变差的范围，cr含量优选设为0.01～0.5％。
mo：0.01～0.5％
mo均为提高钢的淬透性的元素。该元素直接有助于轧制后的强度提高，并且能够为了韧性、高温强度、或耐候性等功能提高而含有。上述效果通过含有0.01％以上而得以发挥，但过度含有会使韧性、焊接性变差。作为即便在板厚：70mm以上的情况下也能保持充分的强度且不使韧性、焊接性变差的范围，mo含量优选设为0.01～0.5％。
v：0.001～0.10％
v为通过以v(cn)的形式析出而析出强化从而提高钢的强度的元素。上述效果通过v含量为0.001％以上而得以发挥。但是，若v含量大于0.10％，则韧性有时降低。因此，当含有v时，优选将v含量设为0.001～0.10％的范围。
b：0.0030％以下
b为提高钢的淬透性的元素，且即便当b含量为0.0030％以下这样的微量，也能获得上述效果。另外，若b含量大于0.0030％，则焊接部的韧性降低，因此当含有b时，优选将b含量设为0.0030％以下。需要说明的是，从获得上述效果的观点考虑，b含量的下限优选设为0.0006％。
ca：0.0050％以下、rem：0.0100％以下
ca、rem使焊接热影响区的组织变得微细从而提高韧性。由于即便含有上述成分也不会有损本发明的效果，因此根据需要，也可含有。但是，若过度地含有，则存在形成粗大的夹杂物、使母材的韧性变差的情况。因此，当含有上述成分时，优选将含量的上限分别设为0.0050％、0.0100％。
ceq：0.39以上
在本发明涉及的高强度极厚钢板中，除了上述各成分在上述含量的范围内，还将由下述式(1)表示的ceq调节为0.39以上。若ceq<0.39，则板厚中央的轧制面的(211)面聚集度的提高变得困难。另外，ceq的上限没有特别限制，但为了确保焊接性，优选ceq为0.51以下。
ceq＝c+mn/6+cu/15+ni/15+cr/5+mo/5+v/5(1)
这里，式(1)中的c、mn、cu、ni、cr、mo及v意为各元素的含量(质量％)，在不含的情况下为0。
<织构>
本发明的高强度极厚钢板具有如下织构，该织构满足板厚中央的轧制面的(211)面聚集度为1.7以上、表面(从顶面起至表面下1mm的范围)的轧制面的(200)面聚集度为1.3以上。通过采用上述的成分组成、且以后述的制造条件以织构满足上述范围的方式进行控制，能够得到脆性裂纹扩展停止特性优异的高强度极厚钢板。
<韧性>
在本发明中，使用从板厚1/4位置采集的jis4号冲击试验片而测得的韧性为vtrs：-40℃以下，且使用从表面采集的jis4号冲击试验片而测得的韧性为vtrs≤-60℃。特定位置的韧性为上述范围，由此改善脆性裂纹扩展停止特性。
另外，通过上述的成分组成的调节、织构、特定的位置的韧性控制，本发明的高强度极厚钢板满足高强度及高韧性(脆性裂纹扩展停止特性等)。
另外，即便是70mm以上的厚度，本发明的高强度极厚钢板也具有脆性裂纹扩展停止特性优异等上述效果。
<制造方法>
将上述成分组成的钢水通过转炉等熔炼、通过连续铸造等而制成钢原料(钢坯)，在加热至1000～1200℃后，进行热轧。
当加热温度小于1000℃时，不能充分确保奥氏体再结晶温度范围内进行轧制的时间。另一方面，当加热温度大于1200℃的情况下，奥氏体晶粒变得粗大，不仅会导致韧性的降低，氧化损耗也会变得显著，成品率降低。因而，钢原料的加热温度设为1000～1200℃的范围。从提高钢板的韧性的观点考虑，优选的加热温度的范围为1000～1150℃。需要说明的是，钢原料的温度意为钢板的板厚中央温度。
在热轧中，首先，进行将板厚中央的温度为奥氏体再结晶温度范围的累积压下率设为10％以上的轧制。通过将上述温度范围的累积压下率设为10％以上，板厚1/4位置的夏比断面转变温度(vtrs)能够达到-40℃以下。若累积压下率小于10％，则奥氏体的晶粒细化不充分、韧性不会提高，板厚1/4位置的夏比断面转变温度不能达到-40℃以下。对上述累积压下率的上限没有特别限定，但由于晶粒细化的提高效果减小，因此上述累积压下率优选为45％以下。需要说明的是，在本发明的成分组成的情况下，关于上述条件，优选将上述热轧中的包含在1100～950℃的温度范围的累积压下率设为10％以上。
此外，进行将板厚中央的温度为奥氏体未再结晶温度范围时的累积压下率设为50％以上的轧制。通过将在该温度范围的累积压下率设为50％以上，能够获得板厚中央位置的轧制面的(211)面聚集度为1.7以上的织构。相反，若在该温度范围的累积压下率小于50％，则不能得到板厚中央位置的轧制面的(211)面聚集度为1.7以上的织构。对上述累积压下率的上限没有特别限制，但为了不妨碍轧制效率，上述累积压下率优选为75％以下。需要说明的是，在本发明的成分组成的情况下，关于上述条件，优选在热轧中将包含在小于950℃且700℃以上的温度范围的累积压下率设为50％以上。
此外，在本发明中，在热轧中，当表面为ar3温度以下且板厚中央温度为ar3温度以上的温度范围时，进行累积压下率为10％以上的压下。通过上述条件，能够得到表面的轧制面的(200)面聚集度为1.3以上、使用从表面采集的试验片而测得的韧性(vtrs)为-60℃以下的组织。当表面为该温度范围时，若累积压下率小于10％，则不能获得所期望的织构及韧性。这里，ar3由ar3温度＝910-310c-80mn-20cu-15cr-55ni-80mo(式中的元素符号意为各元素的含量(质量％)，不含的情况为0)表示。需要说明的是，在表面的温度为ar3温度以下之中的、适于轧制的温度范围为ar3～ar3-80℃。另外，在板厚中央温度为ar3温度以上之中的、适于轧制的温度范围为ar3+80℃～ar3℃。
需要说明的是，在本发明中的热轧中，并不限制上述规定的温度范围外的轧制，至少在上述规定的温度范围中进行规定的累积压下率的压下即可。
轧制结束的钢板以0.5℃/秒以上的冷却速度冷却至500℃以下的冷却停止温度。当冷却速度小于0.5℃/秒的情况下，不能确保板厚中央位置的轧制面的(211)面聚集度为1.7以上。
在轧制及冷却后进行回火处理时，需要将紧邻回火之前的冷却的冷却停止温度设为400℃以下，并且在板厚中央温度为ac1温度以下进行回火处理。这是由于，当回火处理大于ac1温度时，会失去轧制时发育而成的织构。这里，ac1由ac1温度＝751-26.6c+17.6si-11.6mn-169al-23cu-23ni+24.1cr+22.5mo+233nb-39.7v-5.7ti-895b(式中的元素符号意为各元素的含量(质量％)，当不含的情况下为0)。
需要说明的是，在以上说明中，板厚中央温度为由利用辐射温度计测得的钢板表面温度、经传热计算而算出。另外，关于轧制后的冷却条件中的温度条件意为板厚中央温度、冷却速度也是基于板厚中央温度而算出的平均冷却速度。
实施例
下面，对本发明的实施例进行说明。
将表1所示的各成分组成的钢水(钢记号：1～19)用转炉熔炼，利用连续铸造法制成钢原料，在热轧成板厚：70～120mm后，进行冷却从而得到no.1～27的供试验用钢。表2中示出加热条件、热轧条件和冷却条件。另外，对于进行了回火的实施例，也示出回火温度。
[表1]
[表2]
对于所得的钢板，从板厚1/4位置采集φ14的jis14a号试验片，进行拉伸试验，从而测定屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)。将ys为390mpa以上、ts为510mpa以上的试验片评价为良好。
以试验片的纵轴方向与轧制方向平行的方式，从板厚的1/4位置及钢板表面采集jis4号冲击试验片，进行夏比冲击试验，从而求出断面迁移温度(vtrs)。将1/4位置的vtrs为-40℃以下、表面的vtrs为-60℃以下的试验片评价为良好。
另外，为了评价钢板的织构，测定板厚中央的轧制面的(211)面聚集度、及钢板表面(从顶面至表面下1mm的范围)的(200)面聚集度。
关于面聚集度，使用x射线衍射装置(理学电机株式会社制)，并使用mo射线源进行测定。
接下来，为了评价脆性裂纹扩展停止特性，进行温度梯度型esso试验，从而求出-10℃的kca值(以下，也记为kca(-10℃)n/mm3/2)。将kca(-10℃)为6000n/mm3/2以上的试验片评价为良好。
表3中示出上述试验结果。
[表3]
由表3所示的结果可知，对于按照本发明的供试验用钢no.1～10，27的情况，具有板厚中央的轧制面的(211)面聚集度为1.7以上，且钢板表面的轧制面的(200)面聚集度为1.3以上的织构，韧性为(vtrs)-60℃以下，且获得了板厚1/4位置的夏比断面转变温度为-40℃以下，kca(-10℃)为6000n/mm3/2以上这样的、优异的脆性裂纹扩展停止特性。
另一方面，对于本发明范围之外的供试验用钢no.11～26(除no.18外)的情况，不满足上述任一规定，且kca的值为5500n/mm3/2以下。no.18的强度不足。