JP6536761B1 - 鋼板および鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

所定の化学組成を有し、特定の式で表される炭素当量が所定の数値範囲であり、鋼板表面から板厚方向の１／４位置（板厚１／４部）での金属組織が、面積分率で、フェライト相１０％〜７５％、ベイナイト相１０％〜９０％、パーライト相０％〜１５％、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相０％〜１％から構成され、全相の電子線後方散乱回折法により測定される平均粒径（直径）が２０μｍ以下であり、板厚１／４部に含有する、円相当径（直径）が２μｍ以上である、酸化物、硫化物、及び酸硫化物の合計が５０個／ｍｍ^２以下であり、板厚１／４部でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／４）}）に対する、鋼板表面から板厚方向の１／２位置（板厚１／２部）でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／２）}）の比（Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}）が、０．９０〜１．８０である鋼板。

Description

本開示は、鋼板および鋼板の製造方法に関する。

鋼板の用途として、例えば、船舶、建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンク、その他の大型タンク、ラインパイプ等が挙げられる（例えば、特許文献１〜３参照）。
これらの用途に適用される鋼板は、脆性破壊を抑制するために、万が一、脆性き裂が溶接継手箇所に発生した場合でも、脆性き裂を母材で停止させる脆性亀裂伝播停止特性（ＢＣＡ：Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｃｒａｃｋ Ａｒｒｅｓｔ；以下、「アレスト性」と称する場合がある。）が求められる。

船舶に適用される鋼板としては、例えば、コンテナ船の重要部材（例えば、Ｈａｔｃｈ Ｓｉｄｅ Ｃｏａｍｉｎｇ、Ｕｐｐｅｒ Ｄｅｃｋ）に適用される場合がある。
近年、コンテナ船は、環境負荷低減、海上輸送の高効率化等を目的として、大型化が進んでいる。コンテナ船の大型化に伴い、コンテナ船の重要部材には、厚板鋼板が使用される。板厚が厚くなると、溶接継手に脆性亀裂が発生した場合、亀裂が船体を貫通する場合があることが判明している。

日本国特許第５４４５７２０号公報 日本国特許第３６９９６５７号公報 日本国特許第５８４６３１１号公報

これまで、コンテナ船の建造において、使用する鋼材および溶接部の検査に特別な規定はなかった。しかしながら、国際船級協会連合会（ＩＡＣＳ：Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｌａｓｓｉｆｉｃａｔｉｏｎ Ｓｏｃｉｅｔｉｅｓ）において、コンテナ船の重要部材への脆性亀裂伝播停止特性を高めた高アレスト鋼の適用と、船舶建造時の溶接部超音波探傷検査方法に、従来実施されてきた検査方法よりも、さらに厳しい検査法の適用が規定化された。

これに伴い、安全性の向上及び厳格化された超音波探傷検査方法にも対応し得る鋼材が要求されている。このような鋼材として、アレスト性に優れるとともに、溶接継手からの脆性き裂の発生を抑制する脆性亀裂発生特性（ＣＴＯＤ：Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ；以下、「継手ＣＴＯＤ特性」と称する場合がある。）に優れた高強度である鋼材の開発が求められている。

特許文献１には、高強度鋼板の成分組成、ミクロ組織、板厚方向の結晶粒界密度、および板厚方向の集合組織を制御することにより、アレスト性に優れた高強度厚鋼板が開示されている。特許文献１に開示された鋼板は、具体的には、特定の化学組成を有し、面積率で、フェライト７０％以下およびベイナイト３０％以上のミクロ組織を有する。さらに、板厚の１／４部での結晶粒界密度が４００ｍｍ／ｍｍ^２〜１０００ｍｍ／ｍｍ^２、及び板厚の１／４部における｛１００｝面の面積率が１０％〜４０％である。また、板厚の１／２部での結晶粒界密度が３００ｍｍ／ｍｍ^２〜９００ｍｍ／ｍｍ^２、及び板厚の１／２部における｛１１０｝面の面積率が４０％〜７０％である。そして、降伏応力３９０ＭＰａ〜６９０ＭＰａである。

しかしながら、特許文献１に記載の技術は、アレスト性に着目されているが、継手ＣＴＯＤ特性については、特に着目されていなかった。また、溶製方法および鋳造方法については特に検討されていなかった。そして、本発明者らが特許文献１に開示される技術を検討した結果、特許文献１に開示される技術の鋼板には、アレスト性と継手ＣＴＯＤ特性との両特性を高レベルで満足させるために、さらなる改善の余地があることが分かった。

特許文献２には、溶融線近傍の溶接熱影響部のγ粒界に沿って生成する粒界フェライトおよびフェライトサイドプレートの微細化、溶融線近傍の溶接熱影響部のγ粒内を粒内変態フェライトの生成によって微細化、及び溶融線近傍の溶接熱影響部のマルテンサイト・オーステナイト混合相の生成量低減を同時に制御することが開示されている。それによって、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する鋼板が開示されている。特許文献２に開示された鋼板は、具体的には、特定の化学組成を有し、さらに、Ｍｇ−Ａｌ系酸化物を内包する特定のＴｉＮおよび酸化物と硫化物が複合した形態でＭｎを含有する特定の粒子が特定量存在する。

しかしながら、特許文献２に記載の技術は、継手ＣＴＯＤ特性には着目されているが、アレスト性については、特に着目されていなかった。また、溶製方法および鋳造方法については特に検討されておらず、さらに、製鋼方法も具体的に検討されていなかった。そして、本発明者らが特許文献２に開示される技術を検討した結果、特許文献２に開示される技術の鋼板にも、アレスト性と継手ＣＴＯＤ特性との両特性を高レベルで満足させるために、さらなる改善の余地があることが分かった。

特許文献３には、鋼板の中心偏析部の硬化を抑制、鋼中のＴｉＮを均一に微細分散、及びＣａの硫化物の晶出を利用することにより、降伏応力が４２０ＭＰａ以上で、多層溶接部の溶接熱影響部の低温靭性に優れる鋼板が開示されている。特許文献３に開示される鋼板は、具体的には、特定の化学組成を有し、Ｈ_Ｖｍａｘ／Ｈ_Ｖａｖｅ≦１．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００の関係を満足する。

しかしながら、特許文献３に記載の技術は、継手ＣＴＯＤ特性には着目されているが、アレスト性については、特に着目されていなかった。また、溶製方法および鋳造方法については特に検討されていなかった。そして、本発明者らが特許文献３に開示される技術を検討した結果、特許文献３に開示される技術の鋼板もまた、アレスト性と継手ＣＴＯＤ特性との両特性を高レベルで満足させるために、改善の余地があることが分かった。

上記の特許文献１〜３に開示される鋼板について、本発明者らが検討した結果、従来よりも厳格化された規格を満足する、アレスト性および継手ＣＴＯＤ特性の両特性を高レベルで併せ持ち、さらに高強度である鋼板とするには、さらなる改善の余地があることを知見した。
このように、より厳格化された規格を満足するような、従来の鋼板よりもアレスト性と継手ＣＴＯＤ特性がともに優れ、かつ高強度である鋼板は、未だ確立されていなかったのが実情である。

本開示は、このような実情に鑑みてなされたものであり、より厳格化された規格をも満足し得る、優れたアレスト性と優れた継手ＣＴＯＤ特性とを併せ持ち、かつ高強度である鋼板を提供するものである。

本開示は、以下の態様を含む。

（１）
質量％で、
Ｃ ：０．０３％〜０．１４％、
Ｓｉ ：０．０１％〜０．５０％、
Ｍｎ ：１．２０％〜２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、
Ｎｂ ：０．００３％〜０．０５０％、
Ｔｉ ：０．００３％〜０．０５０％、
Ａｌ ：０．００１％〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１０％〜０．００８０％、
Ｏ ：０．００５０％以下、
Ｃａ ：０％〜０．０１００％、
Ｍｇ ：０％〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０％〜０．０１００％、
Ｚｒ ：０％〜０．０１００％、
Ｔｅ ：０％〜０．０１００％、
Ｖ ：０％〜０．１５０％
Ｃｕ ：０％〜１．００％、
Ｎｉ ：０％〜２．００％、
Ｃｒ ：０％〜１．００％、
Ｍｏ ：０％〜０．５０％、
Ｂ ：０％〜０．００５０％、並びに、
残部 ：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが、０．３０％〜０．５５％であり、
板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置での金属組織が、面積分率で、フェライト相１０．０％〜７５．０％、ベイナイト相１０．０％〜９０．０％、パーライト相０％〜１５．０％、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相０％〜１．０％から構成され、フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の面積分率の合計が１００％であり、全相の電子線後方散乱回折法により測定される平均粒径（直径）が２０μｍ以下であり、
前記板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置に含有する、円相当径（直径）が２μｍ以上である、酸化物、硫化物、及び酸硫化物の合計が５０個／ｍｍ^２以下であり、
前記板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／４）}）に対する、前記板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／２位置でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／２）}）の比（Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}）が、０．９０〜１．８０である鋼板。
式（１） Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ただし、式（１）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、およびＮｉは、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。）

（２）
（１）に記載の鋼板を製造する方法であって、
溶存酸素量を５０ｐｐｍ以下に調整した溶鋼を、最終溶存酸素量が２０ｐｐｍ以下になるように脱酸元素を添加して脱酸処理を行う工程と、
前記脱酸処理を経た溶鋼を、１分あたり０．８０トン〜５．００トンのスループットで連続鋳造し、前記連続鋳造するときの鋳片の中心固相率が０．５〜１．０の範囲であるとき、前記鋳片に対し、鋳造進行方向１ｍあたり１．０ｍｍ〜１．５ｍｍの圧下勾配で、圧下量が１ｍｍ〜１５ｍｍとなる軽圧下を行い鋼片を得る工程と、
前記鋼片を９５０℃〜１１５０℃の温度域で加熱し、加熱後の鋼片に粗圧延を行った後、粗圧延後の鋼板に、鋼板の表面温度がＡｒ_３点−３０℃〜再結晶温度Ｔ_ｒｅｘの温度域で、累積圧下率が５０％〜７５％の仕上圧延を行う工程と、
仕上圧延後の鋼板を、鋼板の板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置での温度が０℃〜６００℃の温度域になるまで、前記１／４位置での平均冷却速度が１℃／秒〜２０℃／秒で冷却する工程と、
を有する鋼板の製造方法。

（３）
さらに、冷却工程後の鋼板を、３５０℃〜６５０℃の温度域で焼戻しを行う工程を有する（２）に記載の鋼板の製造方法。

本開示によれば、より厳格化された規格にも満足し得る、優れたアレスト性と優れた継手ＣＴＯＤ特性とを併せ持ち、かつ高強度である鋼板を提供できる。

前述のように、従来の鋼板よりも、アレスト性及び継手ＣＴＯＤ特性がともに優れ、より厳格化された規格を満足する鋼板であって、高強度である鋼板が求められている。
本発明者らは、このような要求に対し、鋭意検討を行った結果、ミクロ組織（組織形態、組織の粒径、介在物の量、及び中心偏析）を制御することで、より厳格化された規格にも満足し得る、優れたアレスト性と優れた継手ＣＴＯＤ特性とを併せ持ち、かつ、高強度である鋼板が得られることを見出し、本開示に係る鋼板を完成させた。また、本発明者らは、ミクロ組織（組織形態、組織の粒径、介在物の量、及び中心偏析）を制御するために、鋼板の製造方法についても詳細に検討した。その結果、溶鋼から鋼板に至るまでの過程（溶製、鋳造、及び製鋼）を、それぞれ制御することで、より厳格化された規格にも満足し得る、優れたアレスト性と優れた継手ＣＴＯＤ特性とを併せ持ち、かつ、高強度である鋼板が得られる製造方法を見出し、本開示に係る鋼板の製造方法を完成させるに至った。

以下、本開示に係る鋼板及び鋼板の製造方法について、好ましい実施形態の一例について詳細に説明する。

なお、本開示において、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
本開示において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
本開示において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ量」と表記することがある。他の元素の含有量についても同様に表記することがある。
本開示において、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されるのであれば、本用語に含まれる。

以下、本開示に係る鋼板の好ましい態様の一例について説明する。
本開示に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ ：０．０３％〜０．１４％、Ｓｉ：０．０１％〜０．５０％、Ｍｎ：１．２０％〜２．５０％、Ｐ ：０．０３０％以下、Ｓ ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００３％〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００３％〜０．０５０％、Ａｌ：０．００１％〜０．１００％、Ｎ ：０．００１０％〜０．００８０％、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、Ｃａ：０％〜０．０１００％、Ｍｇ：０％〜０．０１００％、ＲＥＭ：０％〜０．０１００％、Ｚｒ：０％〜０．０１００％、Ｔｅ：０％〜０．０１００％、Ｖ：０％〜０．１５０％、Ｃｕ：０％〜１．００％、Ｎｉ：０％〜２．００％、Ｃｒ：０％〜１．００％、Ｍｏ：０％〜０．５０％、Ｂ：０％〜０．００５０％、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有する。

本開示に係る鋼板は、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＢからなる群から選択される少なくとも１種を含んでいてもよく、含んでいなくてもよい。そのため、これらの元素の下限値は０％である。これら元素を含有する場合における下限は０％超であってもよい。

まず、本開示に係る鋼板の化学組成の限定理由を述べる。
以下の説明において、各元素の説明における「％」は「質量％」を意味する。

（Ｃ：０．０３％〜０．１４％）
Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．０３％未満では、必要とする鋼板（以下、「母材」とも称する）の強度を確保することができない。しかし、Ｃ量が０．１４％を超えると、溶接性、及び要求される継手ＣＴＯＤ特性の確保が困難となる。そのため、Ｃ量は、０．０３％〜０．１４％とする。Ｃ量の好ましい下限は０．０４％以上、より好ましくは０．０５％以上である。Ｃ量の好ましい上限は０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下である。

（Ｓｉ：０．０１％〜０．５０％）
Ｓｉは、脱酸元素であり、固溶強化に有効な元素である。Ｓｉ量が０．０１％未満では、Ｓｉを含有する効果が得られないため、Ｓｉ量の下限は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると溶接性、及び要求される継手ＣＴＯＤ特性が劣位となる。そのため、Ｓｉ量は、０．０１％〜０．５０％とする。Ｓｉ量の好ましい下限は０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上である。Ｓｉ量の好ましい上限は０．４０％以下、より好ましくは０．３０％以下である。

（Ｍｎ：１．２０％〜２．５０％）
Ｍｎは、母材の強度及び靭性を向上させる有効な元素であり、Ｍｎの含有量は１．２０％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に含有すると、継手靭性および溶接割れ性が劣位となるため２．５０％を上限とする。そのため、Ｍｎ量は、１．２０％〜２．５０％とする。Ｍｎ量の好ましい下限は１．４０％以上、より好ましくは１．６０％以上である。Ｍｎ量の好ましい上限は２．２０％以下、より好ましくは２．００％以下である。

（Ｐ：０．０３０％以下）
Ｐは、不純物として鋼板に存在する。しかし、Ｐ量が過剰になると、継手ＣＴＯＤ特性および母材の靭性を低下させる。そのため、Ｐ量の上限を０．０３０％以下とする。Ｐ量の好ましい上限は０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｐ量は少ないほど好ましいため下限は特に規定しない。ただし、製造コストの観点から、０．００１％以上であってもよい。

（Ｓ：０．０２０％以下）
Ｓは、不純物として鋼板に存在する。しかし、Ｓ量が過剰になると、継手ＣＴＯＤ特性が劣位となる。このためＳ量の上限を０．０２０％以下とする。Ｓ量の好ましい上限は０．０１５％以下、より好ましい上限は０．０１０％以下、さらに好ましい上限は０．００５％以下、さらに好ましい上限は０．００２％以下である。Ｓ量は少ないほど好ましいため下限は特に規定しない。ただし、製造コストの観点から、０．００１％以上であってもよい。

（Ｎｂ：０．００３％〜０．０５０％）
Ｎｂは、再結晶温度を抑制し、微量の添加により組織微細化に寄与し、母材強度確保に有効な元素である。一方、０．０５０％を超えてＮｂを含有させると、溶接部を硬化させて著しく靭性を劣化させ、継手ＣＴＯＤ特性が劣位となる。そのため、Ｎｂ量は、０．００３％〜０．０５０％とする。Ｎｂ量の好ましい下限は０．００６％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｎｂ量の好ましい上限は０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。

（Ｔｉ：０．００３％〜０．０５０％）
Ｔｉは、微量の添加により母材と溶接部の組織微細化を通じて靭性向上に寄与する元素である。また、Ｔｉは脱酸元素としても機能する。一方、Ｔｉを過剰に添加すると溶接部を硬化させ著しく靭性を劣化させ、継手ＣＴＯＤ特性が劣位となる。そのため、Ｔｉ量は０．００３％〜０．０５０％とする。Ｔｉ量の好ましい下限は０．００６％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｔｉ量の好ましい上限は０．０３５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。

（Ａｌ：０．００１％〜０．１００％）
Ａｌは、脱酸元素であるため、Ａｌ量は０．００１％以上とする。一方、Ａｌを過剰に添加すると鋼片の表面品位を損ない、靭性に有害な介在物を形成するため、Ａｌ量の上限は０．１００％とする。そのため、Ａｌ量は０．００１％〜０．１００％とする。Ａｌ量の好ましい下限は０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。Ａｌ量の好ましい上限は０．０６０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。

（Ｎ：０．００１０％〜０．００８０％）
Ｎは、Ａｌと共に窒化物を形成し継手靭性を向上させるため、Ｎ量の下限を０．００１０％以上とする。しかし、Ｎの含有量が過剰であると、固溶Ｎによる脆化および伸びの低下が生じるため、Ｎ量の上限を０．００８０％以下とする。そのため、Ｎ量は０．００１０％〜０．００８０％とする。Ｎ量の好ましい下限は０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。Ｎ量の好ましい上限は０．００６０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。

（Ｏ：０．００５０％以下）
Ｏ（酸素）は、酸化物を形成する。Ｏ量が０．００５０％を超えると、酸化物が粗大化して継手ＣＴＯＤ特性および母材の靭性が低下するため、Ｏ量の上限は０．００５０％以下とする。一方、Ｏは少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。ただし、Ｏを減らすには、例えば、ＲＨ真空脱ガス装置での還流作業が長時間となり現実的ではないため、Ｏ量の下限は０．０００５％以上であってもよい。Ｏ量の好ましい下限は０．０００７％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。Ｏ量の好ましい上限は０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。

（Ｃａ：０％〜０．０１００％）
Ｃａは、脱酸元素であり、硫化物を形成することで粗大な介在物の生成を抑制し、微細な酸化物を形成して、有害な介在物の生成を抑制する元素である。したがって、Ｃａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ量が０．０１００％を超えると、粗大な酸化物、硫化物、及び酸硫化物が形成され、継手ＣＴＯＤ特性が劣位となる。したがって、Ｃａ量は０％〜０．０１００％とする。Ｃａ量の好ましい上限は０．００７０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａ量の下限は０．０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上、特に好ましくは０．００２０％以上である。

（Ｍｇ：０％〜０．０１００％）
Ｍｇは、脱酸元素であり、硫化物を形成することで粗大な介在物の生成を抑制し、微細な酸化物を形成して、有害な介在物の生成を抑制する元素である。したがって、Ｍｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ量が０．０１００％を超えると、粗大な酸化物、硫化物、及び酸硫化物が形成され、継手ＣＴＯＤ特性が劣位となる。したがって、Ｍｇ量は０％〜０．０１００％とする。Ｍｇ量の好ましい上限は０．００７０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｍｇ量の下限は０．０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上、特に好ましくは０．００２０％以上である。

（ＲＥＭ：０％〜０．０１００％）
ＲＥＭは、脱酸元素であり、硫化物を形成することで粗大な介在物の生成を抑制し、微細な酸化物を形成して、有害な介在物の生成を抑制する元素である。したがって、ＲＥＭを含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ量が０．０１００％を超えると、粗大な酸化物、硫化物、及び酸硫化物が形成され、継手ＣＴＯＤ特性が劣位となる。したがって、ＲＥＭ量は０％〜０．０１００％とする。ＲＥＭ量の好ましい上限は０．００７０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭ量の下限は０．０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上、特に好ましくは０．００２０％以上である。
ここで、「ＲＥＭ」とはＳｃ、Ｙ、及びランタノイドの合計１７元素の総称である。ＲＥＭとしては、合計１７元素のうちの１種または２種以上の元素を含んでいればよい。ＲＥＭの含有量はこれら元素の合計含有量を指す。

（Ｚｒ：０％〜０．０１００％）
Ｚｒは、微量の添加により母材と溶接部の組織微細化を通じて靭性向上に寄与する元素である。また、Ｚｒは脱酸元素としても機能する。したがって、Ｚｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒ量が０．０１００％を超えると、溶接部を硬化させ、著しく靭性を劣化させ、継手ＣＴＯＤ特性が劣位となる。したがって、Ｚｒ量は０％〜０．０１００％とする。Ｚｒ量の好ましい上限は０．００７０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｚｒ量の下限は０．０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上、特に好ましくは０．００２０％以上である。

（Ｔｅ：０％〜０．０１００％）
Ｔｅは、細粒化により靭性の向上に寄与する元素である。したがって、Ｔｅを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅ量が０．０１００％を超えても、効果は飽和する。したがって、Ｔｅ量は０％〜０．０１００％とする。Ｔｅ量の好ましい上限は０．００７０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｅ量の下限は０．０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上、特に好ましくは０．００２０％以上である。

（Ｖ：０％〜０．１５０％）
Ｖは、析出強化により母材の強度上昇に寄与する元素である。したがって、Ｖを含有させてもよい。しかしながら、Ｖ量が０．１５０％を超えると、継手靭性を損なう。したがって、Ｖ量は０％〜０．１５０％とする。Ｖ量の好ましい上限は０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｖ量の下限は０．００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０１０％以上、特に好ましくは０．０２０％以上である。

（Ｃｕ：０％〜１．００％）
Ｃｕは、焼入れ性を向上させ、母材の高強度化に有効な元素である。したがって、Ｃｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ量が１．００％を超えると、継手の硬さの上昇に伴う靭性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｕ量は０％〜１．００％とする。Ｃｕ量の好ましい上限は０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｕ量の下限は０．０１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以上、特に好ましくは０．１０％以上である。

（Ｎｉ：０％〜２．００％）
Ｎｉは、母材の強度確保および靭性向上に有効な元素である。したがって、Ｎｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ量が２．００％を超えても、Ｎｉを含有する効果は飽和し、コストが上昇する。したがって、Ｎｉ量は０％〜２．００％とする。Ｎｉ量の好ましい上限は１．５０％以下、より好ましくは１．００％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｉ量の下限は０．０１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．１０％以上、特に好ましくは０．２０％以上である。

（Ｃｒ：０％〜１．００％）
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、母材の高強度化に有効な元素である。したがって、Ｃｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ量が１．００％を超えると、継手の硬さの上昇に伴って靭性が低下する。したがって、Ｃｒ量は０％〜１．００％とする。Ｃｒ量の好ましい上限は０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ量の下限は０．０１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以上、特に好ましくは０．１０％以上である。

（Ｍｏ：０％〜０．５０％）
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、母材の高強度化に有効な元素である。したがって、Ｍｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏ量が０．５０％を超えると、継手の硬さ上昇に伴って靭性が低下する。したがって、Ｍｏ量は０％〜０．５０％とする。Ｍｏ量の好ましい上限は０．４０％以下、より好ましくは０．３０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｍｏ量の下限は０．０１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５％以上、特に好ましくは０．１０％以上である。

（Ｂ：０％〜０．００５０％）
Ｂは、微量添加により焼き入れ性を高め母材強度向上に寄与する元素である。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｂ量が０．００５０％を超えると、継手ＣＴＯＤ特性が劣位となる。したがって、Ｂ量は０％〜０．００５０％とする。Ｂ量の好ましい上限は０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ量の下限は０．０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００５％以上、特に好ましくは０．００１０％以上である。

（残部）
残部はＦｅおよび不純物である。不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の過程で混入する成分であって、意図的に鋼板に含有させたものではない成分を指す。

（炭素当量Ｃｅｑ：０．３０％〜０．５５％）
本開示に係る鋼板は、下記式（１）により求められる炭素当量Ｃｅｑが、０．３０％〜０．５５％である。
式（１） Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
ただし、式（１）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、およびＮｉは、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
なお、含有量が０質量％の元素がある場合には、式（１）中の該当する元素の含有量として０質量％を代入して計算する。

炭素当量が０．３０％未満になると、母材となる鋼板に要求される強度特性（引張強さ、降伏応力）を満足し難くなる。炭素当量が０．５５％を超えると、要求されるアレスト性、継手ＣＴＯＤ特性を満足し難くなる。炭素当量の下限値は、好ましくは０．３５％以上、より好ましくは０．４０％以上である。炭素当量の上限値は、好ましくは０．５２％以下、より好ましくは０．４９％以下である。

本開示に係る鋼板は、板厚方向に沿った断面の鋼板表面から板厚方向の１／４位置（以下、「板厚１／４部」と称する場合がある。）での金属組織（ミクロ組織）が、面積分率で、フェライト相１０．０％〜７５．０％、ベイナイト相１０．０％〜９０．０％、パーライト相０％〜１５．０％、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相（以下、「ＭＡ相」と称する場合がある。）０％〜１．０％の組織形態から構成される。そして、全相（フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、及びＭＡ相）の電子線後方散乱回折法により測定される平均粒径（直径）が２０μｍ以下である。
なお、フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、及びＭＡ相の面積分率の合計は、１００％である。
以下、本開示に係る鋼板のミクロ組織（組織形態、組織の平均粒径、介在物の量、及び中心偏析）の限定理由について説明する。
ここで、本開示において、板厚方向に沿った断面の鋼板表面から板厚方向の１／４位置は、１／４位置を中心として、２ｍｍ角の範囲を表す。

（フェライト相：１０．０％〜７５．０％）
フェライト相は、母材の強度およびアレスト性に寄与する。面積分率が７５．０％を超えると、母材の強度が劣位となる。一方、フェライト相の面積分率が１０．０％未満であると、アレスト性が劣位となる。そのため、フェライト相の面積分率は、１０．０％〜７５．０％とする。フェライト相の面積分率の好ましい範囲は、２０．０％〜５０．０％である。

（ベイナイト相：１０．０％〜９０．０％）
ベイナイト相は、主に母材の強度に寄与する。ベイナイト相の面積分率が１０．０％未満であると、母材の強度が劣位となる。一方、ベイナイト相の面積分率が９０．０％を超えると、アレスト性が劣位となる。そのため、ベイナイト相の面積分率は、１０．０％〜９０．０％とする。ベイナイト相の面積分率の好ましい範囲は、５０．０％〜８０．０％である。

（パーライト相：０％〜１５．０％）
パーライト相は、ミクロ組織中に含有してもよい。パーライト相の面積分率が過剰になると、母材の強度が劣位となる。そのため、パーライト相を含む場合、パーライト相の面積分率は１５．０％以下とする。パーライト相の面積分率の好ましい上限は、１０．０％以下である。なお、パーライト相は含有していなくてもよい。すなわち、パーライト相の下限値は０％である。

（ＭＡ相：０％〜１．０％）
ＭＡ相は、継手ＣＴＯＤ特性を低下させる為、ＭＡ相の面積分率が過剰になると、継手ＣＴＯＤ特性が劣位となる。そのため、ＭＡ相を含む場合、ＭＡ相の面積分率は１．０％以下とする。ＭＡ相は少ないほど好ましいため下限は特に規定しない。なお、ＭＡ相は含んでいない場合があってもよい。

フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、及びＭＡ相の面積分率は、以下のようにして測定する。
板厚１／４部の試料について、光学顕微鏡により、鋼板の圧延方向と垂直な方向の断面（いわゆるＣ方向断面）と、鋼板の幅方向と垂直な断面（いわゆるＬ方向断面）との金属組織を写真撮影して画像解析することによって求める。
具体的には、まず、鋼板の圧延方向と垂直な方向の断面（Ｃ方向断面）、及び鋼板の幅方向と垂直な方向の断面（Ｌ方向断面）の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置であって、鋼板の幅方向端面から１／４位置から、Ｌ方向断面観察用試料およびＣ方向断面観察用試料を採取する。
次に、採取した試料をナイタールエッチングし、エッチング後に、光学顕微鏡を用いて、Ｌ方向断面（４視野）およびＣ方向断面（４視野）の合計で８視野を５００倍で撮影する。そして、得られた組織写真に対し、画像解析ソフトにより二値化処理を行い、画像解析を行う。白色に見える相をフェライト相、黒色に見える相をパーライト相、灰色に見える相をベイナイト相、又はＭＡ相（マルテンサイト・オーステナイト混合相）として、それぞれの面積率を求める。次に、ナイタールエッチングした部分をレペラエッチングし、ナイタールエッチングで灰色に見えた部分について画像解析を行い、白色に見えるものをＭＡ相（マルテンサイト・オーステナイト混合相）とし面積率を求める。
そして、ナイタールエッチングして灰色に見えた面積率から、上記のＭＡ相（マルテンサイト・オーステナイト混合相）の面積率を引いたものを、ベイナイト相の面積率とする。

（平均粒径（直径）：２０μｍ以下）
フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、及びＭＡ相の全相の細粒化はアレスト性の向上に寄与する。これら全相の平均粒径（直径）が２０μｍを超えるとアレスト性が劣位となる。そのため、全相の平均粒径は２０μｍ以下（好ましくは、１５μｍ以下、より好ましくは１０μｍ以下）とする。全相の平均粒径は小さいほどアレスト性の向上に優位となる。全相の平均粒径の下限値は特に限定されず、例えば、１μｍ以上が挙げられ、５μｍ以上が挙げられる。

全相の平均粒径は、結晶方位の情報を広い視野で精度良く測定できる電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＰ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）により測定する。ＥＢＳＰ法を用いれば、ベイナイトのような複雑な組織の結晶粒径の測定も可能である。具体的には、以下の方法によって測定する。
ＥＢＳＰ法により、板厚１／４部の５００μｍ×５００μｍの領域について、測定位置を１μｍずつ動かしながら繰り返し測定する。
ここで、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、この結晶粒界に囲まれた円相当径（直径）の面積分率加重平均値を求め、これを平均粒径とする。

（円相当径が２μｍ以上の酸化物、硫化物、及び酸硫化物の合計が５０個／ｍｍ^２以下）
本開示に係る鋼板は、板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置に、円相当径が２μｍ以上である、酸化物、硫化物、及び酸硫化物のうちの少なくとも１種を含有している。そして、円相当径が２μｍ以上である、酸化物、硫化物、及び酸硫化物の含有量の合計は、個数密度として、５０個／ｍｍ^２以下である。
なお、酸硫化物は、酸化物と硫化物との複合物を表す。
これら、板厚１／４部に含まれる、酸化物、硫化物、及び酸硫化物は、介在物（以下、酸化物、硫化物、及び酸硫化物をまとめて、単に「介在物」と称する場合がある。）である。
以下、介在物の限定理由について説明する。

板厚１／４部に含まれる、円相当径が２μｍ以上の粗大な介在物である、酸化物、硫化物、及び酸硫化物は、脆性破壊の起点となり、継手ＣＴＯＤ特性を低下させる。そのため、円相当径が２μｍ以上である、酸化物、硫化物、及び酸硫化物の合計を５０個／ｍｍ^２以下（好ましくは４０個／ｍｍ^２以下、より好ましくは３０個／ｍｍ^２以下）とする。板厚１／４部での上記介在物の含有量は、少ないほうが継手ＣＴＯＤ特性の向上に優位となる。板厚１／４部に含まれる、上記介在物の含有量の下限値は特に限定されず、例えば、１０個／ｍｍ^２以上が挙げられる。

鋼板の板厚１／４部に含まれる酸化物、硫化物、及び酸硫化物の円相当径および含有量（個数密度）の測定は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、広い視野で測定することが好ましい。具体的には、以下の方法によって測定する。
具体的には、鋼板の圧延方向と垂直な方向の断面（Ｃ方向断面）及び鋼板の幅方向と垂直な方向の断面（Ｌ方向断面）の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置から試料を採取する。そして、鋼板の圧延方向と垂直な断面（いわゆるＣ方向断面）を研磨し観察する。また、鋼板の幅方向と垂直な断面（いわゆるＬ方向断面）を研磨し観察する。
ＳＥＭ／ＷＤＸ（波長分散型Ｘ線分析装置（ＷＤＸ：Ｗａｖｅｌｅｎｇｔｈ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を備える走査型電子顕微鏡（日本電子社製、ＪＸＡ−８５３０Ｆ）を用いて、上記介在物について、ＳＥＭ／ＷＤＸ解析による測定を行う。ＳＥＭ／ＷＤＸ解析は、加速電圧１５ｋＶ、電流を８９μＡ〜９１μＡとし、Ｌ方向断面およびＣ方向断面の合計で観察視野面積を１８０ｍｍ^２〜２００ｍｍ^２とする。なお、Ｌ方向断面およびＣ方向断面のそれぞれの観察視野面積は、９０ｍｍ^２〜１００ｍｍ^２とする。
ＳＥＭ／ＷＤＸ解析は、まず、観察視野内に認められる円相当径（直径）が２μｍ以上の粒子を識別する。次に、ＷＤＸで各粒子の組成を分析し、下記定義にしたがって、酸化物、硫化物、及び酸硫化物を識別する。さらに、粒子のＳＥＭ粒子像を撮影し、画像解析によって各粒子の個数を数えることで、上記介在物の個数密度を求める。なお、介在物の解析は、ＳＥＭに付属のソフトを用いて、自動で連続的に測定してもよい。

ここで、本開示において、上記方法で観察した介在物のうち、下記条件に該当する介在物を酸化物、硫化物、及び酸硫化物と判断する。
すなわち、介在物として、本開示に係る鋼板に含有するＦｅ以外の元素のすべてを解析対象の元素とし、分析対象ごとの質量％を算出する。分析対象すべての元素の合計は１００質量％となる。このとき、Ｏ（酸素）の含有量が１０質量％以上である介在物を酸化物、Ｓの含有量が３質量％以上である介在物を硫化物、Ｏ（酸素）の含有量が１０質量％以上、かつ、Ｓの含有量が３質量％以上である介在物を酸硫化物とする。

本開示に係る鋼板は、中心偏析が適度な範囲に制御されていることが重要である。
本開示に係る鋼板は、中心偏析を表す指標として、以下の指標を採用する。
本開示に係る鋼板は、板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／４）}）に対する、板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／２位置（以下、「板厚１／２部」と称する場合がある）でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／２）}）の比（Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}）が、０．９０〜１．８０である。
ここで、本開示において、板厚方向に沿った断面の鋼板表面から板厚方向の１／２位置は、１／２位置を中心として、２ｍｍ角の範囲を表す。また、板厚方向に沿った断面の鋼板表面から板厚方向の１／４位置は、１／４位置を中心として、２ｍｍ角の範囲を表す。
以下、中心偏析の限定理由について説明する。

（Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}：０．９０〜１．８０）
Ｍｎは連続鋳造時に中心偏析して、板厚中心部に脆化域を形成するため、継手ＣＴＯＤ特性に影響を及ぼす。そのため、板厚１／４部のＭｎの濃度（Ｍｎ_{（１／４）}）に対する板厚１／２部のＭｎの濃度（Ｍｎ_{（１／２）}）の比（Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}）を０．９０〜１．８０とする。（Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}）が１．８０を超えると板厚中心部のＭｎ濃度が濃くなりすぎるため、継手ＣＴＯＤ特性が低下する。Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}が０．９０未満の鋼板を安定的に得ることは、現実的に難しい。Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}の好ましい範囲は、０．９５〜１．７０であり、より好ましい範囲は１．００〜１．６０である。

Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}は、以下のようにして求める。
まず、板厚１／４部から採取したＭｎ濃度測定用試料および板厚１／２部から採取したＭｎ濃度測定用試料を準備する。次に、それぞれの試料について、試料の２ｍｍ角の範囲を測定範囲として、電子プローブ微小分析器（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ、測定条件；加速電圧：１５ｋＶ、ビーム径：２０μｍ、照射時間：２０ｍｓ、および測定ピッチ：２０μｍ）により、上記２ｍｍ角の測定範囲を測定したときのＭｎの濃度の最大値を測定する。そして、それぞれの試料から得られた最大濃度を、それぞれ、Ｍｎ_{（１／２）}およびＭｎ_{（１／４）}として、Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}を算出する。それぞれの試料は、Ｃ方向断面及びＬ方向断面から採取し、Ｃ方向断面及びＬ方向断面について測定を行う。

本開示に係る鋼板の板厚としては、特に限定されず、例えば、５０ｍｍ以上であることが挙げられ、さらに、５０ｍｍ〜１００ｍｍであることが挙げられる。

本開示に係る鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されず、高強度とする点で、５１０ＭＰａ以上（好ましくは５１０ＭＰａ〜７２０ＭＰａ、より好ましくは５７０ＭＰａ〜７２０ＭＰａ）であることがよい。また、降伏応力（ＹＰ）は、３９０ＭＰａ以上（好ましくは３９０ＭＰａ〜６５０ＭＰａ、より好ましくは４６０ＭＰａ〜６５０ＭＰａ）であることがよい。
ここで、本開示に係る鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の１Ｂ号引張試験片を用いて測定する。また、降伏応力（ＹＰ）はＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力を意味する。

また、本開示に係る鋼板は、温度勾配型ＥＳＳＯ試験における試験温度マイナス１０℃での脆性亀裂伝播停止靭性値Ｋ_ｃａ（以下、「アレスト靱性値Ｋ_{ｃａ−１０℃}」と称する場合がある。）が６０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上（好ましくは、８０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上）であることがよい。この特性を満足することで、鋼板は優れたアレスト性を有する。
アレスト靱性値Ｋ_{ｃａ−１０℃}は、ＮＫ船級協会 鋼船規則検査要領 Ｋ編 付属書 Ｋ３．１２．２−１．（２０１６年）の「温度勾配型ＥＳＳＯ試験及び温度勾配型二重引張試験に関する検査要領」に準拠して測定を行う。

さらに、本開示に係る鋼板は、溶接部の亀裂先端開口変位試験（以下、「溶接部のＣＴＯＤ試験」と称する場合がある。）における試験温度マイナス１０℃での開口変位δｃ（以下、「開口変位δｃ_−１０℃」と称する場合がある）が０．１０ｍｍ以上（好ましくは、０．２０ｍｍ以上）であることがよい。この特性を満足することで、鋼板は優れた継手ＣＴＯＤ特性を有する。
開口変位δｃ_−１０℃は、ＢＳ７４４８規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）Ｐａｒｔ１（１９９１）、及びＢＳ７４４８規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）Ｐａｒｔ２（１９９７）に準拠して測定を行う。具体的には、レ形開先の加工した鋼板突き合わせ部に、入熱量５ｋＪ／ｍｍでサブマージアーク溶接（ＳＡＷ溶接）を実施し、溶接部のＣＴＯＤ試験片の疲労ノッチが、レ形開先の垂直側の溶接線となるよう加工し、ＣＴＯＤ試験を−１０℃として実施する。

なお、本開示に係る鋼板は、金属組織の形態、金属組織の各相の平均粒径、介在物の量、及び中心偏析が、前述の条件を満足するように制御されていることで、例えば、板厚が５０ｍｍ以上（例えば、５０ｍｍ〜１００ｍｍ）であっても、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＰ）、アレスト靱性値Ｋ_{ｃａ−１０℃}、及び開口変位δｃ_−１０℃が全て、上記範囲の値を満足し得る。

次に、本開示に係る鋼板の製造方法における好ましい態様の一例について説明する。

本開示に係る鋼板は、例えば、下記の各工程を有する製造方法によって得ることができる。
溶存酸素量を５０ｐｐｍ以下に調整した溶鋼を、最終溶存酸素量が２０ｐｐｍ以下になるように脱酸元素を添加して脱酸処理を行う工程（脱酸処理工程）、
脱酸処理を経た溶鋼を、１分あたり０．８０トン〜５．００トン（０．８０ｔｏｎ／ｍｉｎ〜５．００ｔｏｎ／ｍｉｎ）のスループットで連続鋳造し、連続鋳造するときの鋳片の中心固相率が０．５〜１．０の範囲であるとき、鋳片に対し、鋳造進行方向１ｍあたり１ｍｍ〜１．５ｍｍ（１ｍｍ／ｍ〜１．５ｍｍ／ｍ）の圧下勾配で、圧下量が１ｍｍ〜１５ｍｍとなる軽圧下を行い、鋼片を得る工程（鋳造工程）、
鋼片を９５０℃〜１１５０℃の温度域で加熱し、加熱後の鋼片に粗圧延を行った後、粗圧延後の鋼板に、鋼板の表面温度がＡｒ_３点−３０℃〜再結晶温度Ｔ_ｒｅｘの温度域で、累積圧下率が５０％〜７５％の仕上圧延を行う工程（圧延工程）、
仕上圧延後の鋼板を、鋼板の板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置での温度が０℃〜６００℃の温度域になるまで、前記１／４位置での平均冷却速度が１℃／秒〜２０℃／秒で冷却する工程（冷却工程）。
以下、各工程について説明する。

（脱酸処理工程）
脱酸元素を添加する前の溶鋼中の溶存酸素量を所定の量になるように調整した後、脱酸元素を添加して、溶鋼中の最終溶存酸素量を所定の量以下に調整する。この工程によって、介在物の個数密度が調整される。この工程は、継手ＣＴＯＤ特性に影響を及ぼす。

まず、溶鋼から炭素を除く１次精錬を行った後、溶鋼の成分調整をするにあたり、脱酸元素を添加する前の溶鋼中の溶存酸素量の調整を行う。溶鋼中の溶存酸素量が５０ｐｐｍを超えた状態では、後述の脱酸元素を添加して、溶鋼中の最終溶存酸素量を２０ｐｐｍ以下に調整することは難しくなる。そのため、脱酸元素を添加する前の溶鋼中の溶存酸素量の調整は、５０ｐｐｍ以下（好ましくは４０ｐｐｍ以下、より好ましくは３０ｐｐｍ以下）とする。脱酸元素を添加する前の溶鋼中の溶存酸素量の下限は特に限定されず、例えば、２０ｐｐｍを超える程度にまで調整してもよい。なお、ｐｐｍは質量基準である。

溶鋼の溶存酸素量を５０ｐｐｍ以下に調整する方法としては、特に限定されず、例えば、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈｅｒａｅｕｓ）真空脱ガス装置を用いて行うことが挙げられる。ＲＨ真空脱ガス装置による溶存酸素量の調整は、例えば、真空度が１ｔｏｒｒ〜５ｔｏｒｒ（≒１３３Ｐａ〜６６７Ｐａ）で、溶鋼を１分〜３分還流することがよい。

次に、溶鋼の溶存酸素量が５０ｐｐｍ以下となった後の溶鋼に対し、脱酸元素を添加して、脱酸元素添加後の溶鋼中の最終溶存酸素量を２０ｐｐｍ以下に調整する。脱酸元素添加後の溶鋼中の最終溶存酸素量が２０ｐｐｍを超えている場合は、酸化物、硫化物、及び酸硫化物の介在物の個数密度を所定量以下に制御することが難しくなる。
脱酸元素添加後の溶鋼中の最終溶存酸素量は少ないほどよい。脱酸元素添加後の溶鋼中の最終溶存酸素量の上限としては、例えば、１５ｐｐｍ以下が好ましく、１０ｐｐｍ以下がより好ましい。脱酸元素添加後の溶鋼中の最終溶存酸素量の下限としては、特に限定されず、例えば、５ｐｐｍ以上とすることがよい。

ここで、脱酸元素としては、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種を用いる。これら脱酸元素を２種以上の複数の元素を用いる場合、脱酸元素の添加順序は、特に限定されない。例えば、ＡｌとＡｌ以外の脱酸元素とを同時に添加してもよく、Ａｌを添加した後、Ａｌ以外の脱酸元素を添加してもよい。

溶鋼の最終溶存酸素量を２０ｐｐｍ以下に調整する方法としては、特に限定されず、例えば、脱酸元素添加後の溶鋼に対し、ＲＨ真空脱ガス装置を用いて行うことが挙げられる。ＲＨ真空脱ガス装置による脱酸元素添加後の溶鋼の最終溶存酸素量の調整は、例えば、真空度が１ｔｏｒｒ〜５ｔｏｒｒ（≒１３３Ｐａ〜６６７Ｐａ）で、溶鋼を１０分〜６０分還流することがよい。

そして、各元素が所望の含有量となるように、歩留まりを考慮して化学組成を調整する。各元素の添加方法については、化学組成が上記条件を満足するように鋼板に含有できる方法であれば、特に限定されない。

なお、脱酸元素を添加する前での溶存酸素量、及び脱酸元素添加後の最終溶存酸素量の測定は、他の化合物と化合して酸化物となっていない、酸素単体として存在するフリー状態の酸素を測定する。
具体的には、脱酸元素を添加する前における溶存酸素量、及び脱酸元素添加後における最終溶存酸素量は、公知の起電力測定法によって求める（例えば、「起電力測定による転炉炉中溶鋼酸素の迅速分析」（井樋田ら、鉄と鋼、社団法人日本鉄鋼協会、１９７２年、第１０号、Ｐ１２５〜Ｐ１３２）を参照。）。

（鋳造工程）
脱酸処理を経た溶鋼を、所定のスループットで連続鋳造し、連続鋳造するときの鋳片の中心固相率が所定の範囲であるとき、所定の軽圧下を行って鋼片を得る工程である。この工程によって、介在物の個数密度が調整されるとともに、中心偏析が抑制される。この工程は、継手ＣＴＯＤ特性に影響を与える工程となる。

まず、脱酸処理を経た、所定の化学組成を有する溶鋼を、０．８０ｔｏｎ／ｍｉｎ〜５．００ｔｏｎ／ｍｉｎのスループットで連続鋳造する。溶鋼のスループットが５．００ｔｏｎ／ｍｉｎを超えると、酸化物、硫化物、及び酸硫化物の介在物の浮上分離効果が低下しやすくなるため、鋳片中に介在物が存在しやすくなる。その結果、得られた鋼板における鋼板中の介在物の個数密度を所定量以下に制御することが難しくなる。一方、溶鋼のスループットが０．８０ｔｏｎ／ｍｉｎ未満の場合は生産性が低下する。上記介在物の個数密度をより制御する点で、溶鋼のスループットは、３．００ｔｏｎ／ｍｉｎ〜４．５０ｔｏｎ／ｍｉｎが好ましい。

なお、本開示において、「スループット」は、１分間あたりに生産される鋳片の製造速度（ｔｏｎ／ｍｉｎ）を表す。スループットは、下記式で求められる。
スループット（ｔｏｎ／ｍｉｎ）＝鋳造幅（ｍｍ）×鋳造厚（ｍｍ）×鋳造速度（ｍｍ／ｍｉｎ）×溶鋼密度（ｔｏｎ／ｍｍ^３）
ここで、溶鋼密度は、溶鋼の金属種によって決まるが、本開示では、溶鋼密度は、７．８５×１０^−９（ｔｏｎ／ｍｍ^３）とする。

次に、所定のスループットで連続鋳造するときの鋳片を所定の条件で軽圧下を行う。軽圧下は、鋳片の凝固末期である鋳片の中心固相率が０．５〜１．０の範囲であるとき、鋳片に対し、１．０ｍｍ／ｍ〜１．５ｍｍ／ｍ（好ましくは１．１ｍｍ／ｍ〜１．４ｍｍ／ｍ、より好ましくは１．２ｍｍ／ｍ〜１．３ｍｍ／ｍ）の圧下勾配で、圧下量が１ｍｍ〜１５ｍｍ（好ましくは３ｍｍ〜１２ｍｍ、より好ましくは５ｍｍ〜１０ｍｍ）となるように行う。この条件で軽圧下を行うことで、Ｍｎ等の濃化溶鋼を鋳造方向の上流側に排出させ、Ｍｎの中心偏析が低減する。

なお、軽圧下は、中心固相率が０．５〜１．０の範囲である間、常に、１．０ｍｍ／ｍ〜１．５ｍｍ／ｍの圧下勾配で、圧下量が１ｍｍ〜１５ｍｍとなる軽圧下を行う必要はない。軽圧下は、中心固相率が０．５〜１．０の範囲となる間のいずれかのタイミングにおいて、１．０ｍｍ／ｍ〜１．５ｍｍ／ｍの圧下勾配で、圧下量が１ｍｍ〜１５ｍｍとなる軽圧下を行えばよい。例えば、中心固相率が０．５〜０．８の範囲となる間、０．６〜０．８の範囲となる間、０．６〜０．７の範囲となる間など、いずれかのタイミングであるときに、圧下勾配を１．０ｍｍ／ｍ〜１．５ｍｍ／ｍの範囲とし、圧下量が１ｍｍ〜１５ｍｍとなるように、軽圧下を行えばよい。

ここで、本開示において、鋳造進行方向１ｍあたりの１．０ｍｍ〜１．５ｍｍ圧下勾配とは、鋳造進行方向１ｍにつき、鋳造ロールの間隙を１．０ｍｍ〜１．５ｍｍに狭めて軽圧下することを表す。
また、中心固相率とは、鋳片厚み方向の中心部で、かつ、鋳片幅方向の溶融部分の固相率と定義できる。中心固相率は、伝熱・凝固計算によって求めることができる。伝熱・凝固計算としては、エンタルピー法、等価比熱法などが広く知られており、いずれの方法を用いてもよい。中心固相率は、簡易的には、下記式が知られており、下記式を用いて求めてもよい。
中心固相率＝（溶鋼の液相線温度−鋼片の中心部温度）／（溶鋼の液相線温度−溶鋼の固相線温度）

（圧延工程）
次に、鋳造工程を経て得られた鋼片を所定の温度で加熱し、加熱後の鋼片に粗圧延を行う。そして、粗圧延後の鋼板に、鋼板の表面温度が所定の温度で、所定の累積圧下率となるように仕上圧延を行う。この工程は、鋼片の加熱により、オーステナイト粒を細粒化し、所定の仕上圧延により、オーステナイトに効率的に歪を蓄積して、ミクロ組織の細粒化に寄与する工程である。そして、この工程は、アレスト性に影響を及ぼす。

まず、鋼片を、９５０℃〜１１５０℃（好ましくは１０００℃〜１１００℃）の温度域で加熱する。鋼片の加熱温度を９５０℃以上とすることで、オーステナイト化が十分となり、オーステナイト粒が微細化される。一方、鋼片の加熱温度を１１５０℃以下とすることで、オーステナイトの粗大化が抑制され、オーステナイト粒が微細化される。そして、この温度範囲とすることで、優れたアレスト性が得られる。
なお、加熱温度は、鋼片の全厚の平均温度を表す。

次に、加熱後の鋼片を粗圧延し、粗圧延後の鋼板に仕上圧延を施す。仕上圧延は、鋼板の表面温度がＡｒ_３点−３０℃〜再結晶温度Ｔ_ｒｅｘの温度域で、累積圧下率が５０％〜７５％となるように行う。
なお、仕上圧延の温度域は、鋼板の表面温度を表し、鋼板の表面温度がＡｒ_３点−３０℃〜再結晶温度Ｔ_ｒｅｘに達してから圧延を開始する。

鋼板の表面温度がＡｒ_３点−３０℃〜再結晶温度Ｔ_ｒｅｘの温度域であることで、ミクロ組織の各相の粗大化が抑制される。特に、フェライトが細粒化され、良好なアレスト性が得られる。仕上圧延の開始温度がＡｒ_３−３０℃以上であると、二相域圧延（フェライト＋オーステナイトの二相が存在する温度域での圧延）とならないため、粗大な加工フェライト（圧延中生成したフェライト）の生成が抑制される。一方、再結晶温度Ｔ_ｒｅｘ温度以下であると、未再結晶域圧延となり、フェライトの粗大化が抑制される。

また、累積圧下率が５０％以上とすることで、オーステナイトに効率的に歪を蓄積することができ、ミクロ組織の各相の細粒化に寄与する。特に、オーステナイト中のフェライト核生成サイトが増え、フェライトが細粒化される。一方、累積圧下率が７５％を超えると、設備能力により圧延が困難であったり、圧延温度調整時間等により生産性が低下する。そのため、累積圧下率は５０％〜７５％（好ましくは５５％〜６５％）とする。

ここで、Ａｒ_３は、下記式（２）、及び再結晶温度Ｔ_ｒｅｘは、下記式（３）で表される。
式（２） Ａｒ_３＝９１０−３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］
−５５［Ｎｉ］−１５［Ｃｒ］−８０［Ｍｏ］
式（３） Ｔ_ｒｅｘ＝−９１９００［Ｎｂ＊］^２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０
（ただし、式（３）中、［Ｎｂ＊］は、下記式（４）で表される。式（４）中、Ｔは鋼片の加熱温度、単位は摂氏温度（℃）を表す。
式（４） Ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０（^{−６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６}））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）
また、［Ｎｂ］≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合は、［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］、
及び［Ｎｂ］＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合は、［Ｎｂ＊］＝［Ｎｂ］の関係を満たす。
なお、［Ｎｂ］は、Ｎｂ含有量（質量％）を表し、［Ｓｏｌ．Ｎｂ］は式（４）で求めたＳｏｌ．Ｎｂ（固溶Ｎｂ）（質量％）を表す。）

ここで、本開示において、仕上圧延の累積圧下率とは、下記式で表される。
仕上圧延の累積圧下率＝（（粗圧延後の板厚−仕上圧延後の板厚）／粗圧延後の板厚）×１００
なお、粗圧延後の板厚は、仕上圧延を開始するときの板厚と同じである。

（冷却工程）
次に、仕上圧延を施した後の鋼板を、所定の冷却速度で、所定の温度になるまで冷却する。この条件での冷却により、ミクロ組織が細粒化されるとともに、組織形態（前述の全相の面積分率）が制御される。この工程は、アレスト性および強度に影響を及ぼす。

仕上圧延後の鋼板を、鋼板の板厚１／４部での冷却速度が１℃／秒〜２０℃／秒で、鋼板の板厚１／４部での温度が０℃〜６００℃の温度域になるまで冷却する。つまり、冷却停止温度が、鋼板の板厚１／４部での温度として０℃〜６００℃の温度域である。冷却方法は、特に限定されず、例えば、水冷等の方法が挙げられる。板厚１／４部での冷却速度を１℃／秒〜２０℃／秒で、鋼板の板厚１／４部での温度が０℃〜６００℃の温度域になるまで冷却することで、所定量のフェライト相及び所定量のベイナイト相が得られる。
なお、冷却速度および冷却停止温度は、板厚１／４部における計算冷却速度および計算冷却停止温度である。また、冷却速度は、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度である。

本開示に係る鋼板を得るための好ましい製造方法は、必要に応じて、さらに、冷却工程後の鋼板を、３５０℃〜６５０℃の温度域で焼戻しを行う工程（焼戻し工程）を有していてもよい。

（焼戻し工程）
鋼板の冷却後に、必要に応じて、３５０℃〜６５０℃（好ましくは４５０℃〜５５０℃）の温度域で焼戻して熱処理を行い、鋼板の強度と靭性を調整してもよい。焼き戻しを行う場合、焼戻しの温度が３５０℃以上であると、ひずみ除去による靭性改善効果が高まる。一方、焼戻しの温度が６５０℃以下とすると、強度低下を抑制することができる。

なお、本開示に係る鋼板の製造方法は、上述の製造方法に限定されない。鋼板の製造方法が上述以外の製造方法であっても、その鋼板が規定範囲内にあれば、その鋼板は、本開示に係る鋼板の範囲に包含されると見なされる。

以下、本開示に係る鋼板及び鋼板の製造方法における好ましい実施形態の一例について、実施例によってさらに詳細に説明する。ただし、下記実施例は本開示に係る鋼板及び鋼板の製造方法を限定する性質のものではない。また、本開示に係る鋼板及び鋼板の製造方法は、前記または後記した趣旨に適合し得る範囲で適用に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本開示の技術範囲に含まれる。

＜実施例１＞
表１に鋼板の化学成分を示す。まず、表２に示す値となるように、脱酸元素添加前の溶存酸素量、及び脱酸元素添加後の溶鋼の最終溶存酸素量を調整し、鋼板の化学成分が表１に示す値となるように、溶鋼の化学成分を調整した。次に、調整後の溶鋼を、表２に示すスループット、圧下勾配、及び圧下量となるように、連続鋳造して鋼片を得た。その後、鋼片に対して、表２に示す加熱条件で加熱し、表２に示す仕上圧延条件および冷却条件で、仕上圧延及び冷却を行い、鋼板を得た。そして、得られた鋼板の一部について、表２に示す温度で焼き戻しを行った。得られた各鋼板の板厚を表３に示す。

また、得られた各鋼板について、フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の面積率、これらの全相の平均粒径（直径）、並びに円相当径（直径）が２μｍ以上の介在物（酸化物、硫化物、及び酸硫化物）の個数密度を、既述の方法に従って測定した。
さらに、前記板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／４）}）に対する、前記板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／２位置でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／２）}）の比（Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}）を、既述の方法に従って測定した。
そして、鋼板の引張り強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＰ）、温度勾配型ＥＳＳＯ試験における試験温度マイナス１０℃での脆性亀裂伝播停止靭性値Ｋ_ｃａ（アレスト靱性値Ｋ_{ｃａ−１０℃}）、及び溶接部の亀裂先端開口変位試験における試験温度マイナス１０℃での開口変位δｃ（開口変位δｃ_−１０℃）を、既述の方法に従って測定した。
これら特性について測定した結果を表３に示す。

表１中、「−」は、意図的に添加していないことを表す。

表２中、焼き戻し欄の「−」は、焼き戻し無しであることを、冷却欄のうち、冷却速度欄の「−」は、冷却速度が１℃／秒（１℃／ｓ）未満であることを、それぞれ表す。
なお、冷却速度が１℃／秒未満の冷却は、冷却水等を用いない空冷による冷却である。
冷却水等を用いない空冷であるので、冷却停止温度欄も「−」として表記した。
詳細には、空冷での冷却の場合（冷却速度欄が「−」の場合）、冷却速度が１℃／秒未満の冷却で、鋼板は最終的には常温（室温：２５℃）まで冷却される。このように、冷却欄は、冷却速度が１℃／秒以上であるもののみ、冷却停止温度欄に停止温度を表記している。

表３中、「α分率」はフェライト相の面積分率を、「Ｂ分率」はベイナイト相の面積分率を、「Ｐ分率」はパーライト相の面積分率を、「ＭＡ分率」はマルテンサイト・オーステナイト混合相の面積分率を、それぞれ表す。
「平均粒径」は、フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の全相の平均粒径（直径）を表す。
「２μｍ以上介在物個数」は、円相当径（直径）が２μｍ以上である、酸化物、硫化物、及び酸硫化物の合計の個数密度を表す。
「ｔ／２Ｍｎ÷ｔ／４Ｍｎ」は、板厚１／４部でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／４）}）に対する、板厚１／２部でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／２）}）の比（Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}）を表す。

表３から明らかなように、番号１〜番号２１は、板厚が５０ｍｍ〜１００ｍｍであり、アレスト靱性値Ｋ_{ｃａ−１０℃}が、６０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上であり、かつ、開口変位δｃ_−１０℃が、０．１０ｍｍ以上であることが分かる。さらに、番号１〜番号２１は、引張強さが５１０ＭＰａ〜７２０ＭＰａ、および降伏応力が３９０ＭＰａ〜６５０ＭＰａであることがわかる。すなわち、本開示に係る鋼板で規定される範囲内である番号１〜番号２１は、板厚が５０ｍｍ〜１００ｍｍであっても、優れたアレスト性と優れた継手ＣＴＯＤ特性とを併せ持ち、高強度である鋼板であることがわかる。

一方、本開示に係る鋼板で規定される成分範囲を外れる番号３３〜番号３９は、いずれの鋼板も、特に継手ＣＴＯＤ特性が劣位であった。また、番号２２、番号２４〜番号２７、及び番号２９〜番号３２は、本開示に係る鋼板で規定される成分範囲内ではあったが、ミクロ組織が規定範囲を外れる組織であったため、アレスト性および継手ＣＴＯＤ特性の少なくとも一方が劣位であった。さらに、番号２３および番号２８は、本開示に係る鋼板で規定される成分範囲内ではあったが、番号２８は、フェライト相が規定範囲外であり、番号２３はベイナイト相の面積率が０％である。そのため、優れたアレスト性と優れた継手ＣＴＯＤ特性とを併せ持ってはいるが、鋼板の強度（引張強さ及び降伏応力の少なくとも一方）が劣位であった。

以上より、本開示に係る鋼板は、より厳格化された規格にも満足し得る、優れたアレスト性と優れた継手ＣＴＯＤ特性とを併せ持ち、高強度である鋼板である。そのため、本開示に係る鋼板によれば、特に、コンテナ船の重要部材（例えば、Ｈａｔｃｈ Ｓｉｄｅ Ｃｏａｍｉｎｇ、Ｕｐｐｅｒ Ｄｅｃｋ）にも、好適に適用され得る。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３％〜０．１４％、
   Ｓｉ ：０．０１％〜０．５０％、
   Ｍｎ ：１．２０％〜２．５０％、
   Ｐ ：０．０３０％以下、
   Ｓ ：０．０２０％以下、
   Ｎｂ ：０．００３％〜０．０５０％、
   Ｔｉ ：０．００３％〜０．０５０％、
   Ａｌ ：０．００１％〜０．１００％、
   Ｎ ：０．００１０％〜０．００８０％、
   Ｏ ：０．００５０％以下、
   Ｃａ ：０％〜０．０１００％、
   Ｍｇ ：０％〜０．０１００％、
   ＲＥＭ：０％〜０．０１００％、
   Ｚｒ ：０％〜０．０１００％、
   Ｔｅ ：０％〜０．０１００％、
   Ｖ ：０％〜０．１５０％
   Ｃｕ ：０％〜１．００％、
   Ｎｉ ：０％〜２．００％、
   Ｃｒ ：０％〜１．００％、
   Ｍｏ ：０％〜０．５０％、
   Ｂ ：０％〜０．００５０％、並びに、
   残部 ：Ｆｅ及び不純物からなり、
   下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑが、０．３０％〜０．５５％であり、
   板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置での金属組織が、面積分率で、フェライト相１０．０％〜７５．０％、ベイナイト相１０．０％〜９０．０％、パーライト相０％〜１５．０％、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相０％〜１．０％から構成され、フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、及びマルテンサイト・オーステナイト混合相の面積分率の合計が１００％であり、全相の電子線後方散乱回折法により測定される平均粒径（直径）が２０μｍ以下であり、
   前記板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置に含有する、円相当径（直径）が２μｍ以上である、酸化物、硫化物、及び酸硫化物の合計が５０個／ｍｍ^２以下であり、
   前記板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／４）}）に対する、前記板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／２位置でのＭｎ濃度（Ｍｎ_{（１／２）}）の比（Ｍｎ_{（１／２）}／Ｍｎ_{（１／４）}）が、０．９０〜１．８０である鋼板。
   式（１） Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
   （ただし、式（１）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、およびＮｉは、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。）
2. 請求項１に記載の鋼板を製造する方法であって、
   溶存酸素量を５０ｐｐｍ以下に調整した溶鋼を、最終溶存酸素量が２０ｐｐｍ以下になるように脱酸元素を添加して脱酸処理を行う工程と、
   前記脱酸処理を経た溶鋼を、１分あたり０．８０トン〜５．００トンのスループットで連続鋳造し、前記連続鋳造するときの鋳片の中心固相率が０．５〜１．０の範囲であるとき、前記鋳片に対し、鋳造進行方向１ｍあたり１．０ｍｍ〜１．５ｍｍの圧下勾配で、圧下量が１ｍｍ〜１５ｍｍとなる軽圧下を行い鋼片を得る工程と、
   前記鋼片を９５０℃〜１１５０℃の温度域で加熱し、加熱後の鋼片に粗圧延を行った後、粗圧延後の鋼板に、鋼板の表面温度がＡｒ_３点−３０℃〜再結晶温度Ｔ_ｒｅｘの温度域で、累積圧下率が５０％〜７５％の仕上圧延を行う工程と、
   仕上圧延後の鋼板を、鋼板の板厚方向に沿った断面の、鋼板表面から板厚方向の１／４位置での温度が０℃〜６００℃の温度域になるまで、前記１／４位置での平均冷却速度が１℃／秒〜２０℃／秒で冷却する工程と、
   を有する鋼板の製造方法。
3. さらに、冷却工程後の鋼板を、３５０℃〜６５０℃の温度域で焼戻しを行う工程を有する請求項２に記載の鋼板の製造方法。