JP6828638B2 - 鋼板および鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、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、高層建築物、その他の建築物、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。近年、建築構造物の高層化、及びコンテナ船の積載重量増大のため、溶接構造物の大型化が進められている。これに伴い、鋼板の板厚の厚肉化および高強度化が求められている。また、溶接部についても、より一層の安全性および信頼性の確保が必要とされ、溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と称する場合がある。）の靱性（以下、「溶接熱影響部の靱性」を「ＨＡＺ靱性」と称する場合がある。）の向上が要求されている。さらに、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性能（以下、「アレスト性」と称する場合がある。）が鋼板には求められる。

従来、高張力鋼板のＨＡＺ靱性に対して、オーステナイト（γ）の結晶粒径、変態組織、ＨＡＺの硬さ、粗大硬質相等が大きな影響を及ぼすことが知られており、種々の対策が提案されている。このうち、ＨＡＺ靱性の向上には、ＨＡＺ組織の微細化が最も有効であり、介在物を活用する方法が数多く提案されている。

介在物を活用したＨＡＺ組織の微細化には、例えば、結晶粒の成長を抑制するピン止め効果と、新たにフェライトを生成させる粒内変態とがある。粒内変態は、溶接時の熱影響によって粗大化したオーステナイト粒内に、介在物を核としてフェライトを生成させて組織を微細化する方法である。これまでに、ＴｉＮなどの窒化物、ＭｎＳなどの硫化物に加えて、高温でも化学的に安定な酸化物などをフェライト生成核として利用する技術が提案されている（例えば、特許文献１〜５参照）。

特許文献１に開示されている技術は、実質的にＡｌを含有しない鋼板に、粒内変態の核（以下、「ＩＧＦ核」と称する場合がある。）となるＴｉとＺｒとの複合酸化物を微細分散させることによって、溶接熱影響部の組織を微細化する方法を提案するものである。特許文献１に開示される方法では、ＩＧＦ核として有効に働くＴｉとＺｒとの複合酸化物を生成させるために、ＴｉとＺｒとを同時に添加し、かつＴｉ、ＺｒおよびＯ量のバランスを最適化している。

特許文献２に開示されている技術は、実質的にＡｌを含有しない鋼板に、ＲＥＭ、ＺｒおよびＴｉを添加することで、ＲＥＭとＺｒを含有する介在物によってＨＡＺ靱性を向上させる方法を提案するものである。

特許文献３に開示されている技術は、Ａｌを含有する鋼板に、ＲＥＭ、ＣａおよびＺｒを添加することで、Ｚｒ、ＲＥＭおよびＣａを含有する介在物によってＨＡＺ靱性を向上させる方法を提案するものである。

特許文献４に開示されている技術は、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの順に添加し、微細な酸化物を分散させることで、オーステナイト粒粗大化を抑制することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる方法を提案するものである。

特許文献５に開示されている技術は、ＴｉＮによるピン止め効果とＢＮによる粒内変態とによってＨＡＺを微細化し、Ｂによる焼入れ性の向上を利用してＨＡＺの軟化を抑制し、靱性を向上させる方法を提案するものである。

特開平０１−１５９３５６号公報 特開２００８−２９１３４７号公報 特開２０１４−００１４３２号公報 特開２００１−３４２５３７号公報 特開２００７−１７７３２７号公報

上記の特許文献１〜５に開示される技術について、本発明者らが検討したところ、次のような知見を得た。
特許文献１に開示される技術を検討した結果、ＴｉとＺｒとの複合酸化物を生成させるために、ＴｉとＺｒとを同時に添加し、かつＴｉ量、Ｚｒ量およびＯ量のバランスを最適化しただけでは、ＨＡＺ靱性をさらに向上させることは不十分であることが分かった。

特許文献２に開示される技術を検討した結果、ＲＥＭはＺｒよりも強脱酸であり、ＺｒおよびＴｉの酸化物生成を阻害することが分かった。

特許文献３に開示される技術を検討した結果、ＲＥＭ、Ｃａ共にＺｒより強脱酸であり、Ｚｒ酸化物の生成を阻害することが分かった。

特許文献４に開示される技術を検討した結果、大入熱溶接では、溶接金属に隣接した部位が高温に長時間晒されるため、酸化物を微細分散させたとしても、オーステナイト粒の粗大化が抑制できないため、ＨＡＺ靱性の劣化が抑制されないことが分かった。

特許文献５に開示される技術を検討した結果、大入熱溶接では、溶接金属に隣接した部位が高温に長時間晒されるため、ピン止め効果を利用したＴｉＮが固溶消失してしまい、ＨＡＺ靱性の劣化が抑制されないことが分かった。

ところで、溶接構造物の建造費全体に占める溶接施工費用は大きく、この費用を削減するためには高能率の溶接を行うことが求められる。具体的には、溶接を大入熱で行い、溶接パス数を減らすことが有効である。しかし、大入熱の溶接を行った場合、鋼板のＨＡＺの組織が粗大化し、靱性の劣化が避けられない。

従来、ＨＡＺ靱性の改善のために、鋼板の介在物などの分散粒子が利用されている。しかし、溶接の効率を高めるために、入熱４０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接を行った際に、鋼板のＨＡＺ靱性を安定して向上させることは困難であった。この原因として、例えば、酸化物等の介在物が溶鋼中で凝集し易く、鋼板に均一に分散し難いこと、及び、大入熱溶接時に高温で長時間晒されることにより介在物が変質し、粒内変態の核として作用し易いように制御することが難しいこと、などが考えられる。

上記のように、大入熱溶接時において、ＨＡＺ靱性を向上させる技術は確立されていなかったのが実情である。
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、大入熱溶接を行った際のＨＡＺにおいて優れた靱性を有し、かつ、ＨＡＺと溶接金属部以外の部分である母材において優れた機械的特性を有する鋼板の提供を課題とするものである。

本発明は、Ａｌを含有する鋼板において、ＨＡＺの組織を微細化することができる粒内フェライト生成核として、粒内変態核となる酸化物及び固溶Ｂに着目して鋭意検討を行った結果、上記課題を解決しうることを見出し、本発明を完成させた。

本発明の要旨は、以下のとおりである。

（１）
質量％で、
Ｃ ：０．０１％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０２％〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３０％〜２．５０％、
Ｔｉ：０．００３％〜０．０２４％、
Ｂ ：０．０００５％〜０．００５０％、
Ｎ ：０．００１０％〜０．００９０％、
Ｏ ：０．００１０％〜０．００５０％、
Ｚｒ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｓｏｌ．Ｚｒ：０％〜０．００２０％、
Ｃｕ：０．１％〜１．５％、
Ｎｉ：０．１％〜３．０％、
Ａｌ：０．００５５％〜０．０５５０％、
Ｐ ：０．０５０％以下、
Ｓ ：０．００８０％以下、
Ｎｂ：０％〜０．０３５％
Ｃｒ：０％〜１．０％、
Ｍｏ：０％〜１．００％、
Ｖ ：０％〜０．１０％
Ｃａ＋ＲＥＭ：０％〜０．０００５％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
下記式（１）で表されるＢ_Ｆが、０．０００５％〜０．００３０％であり、
下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が、０．３５％〜０．５０％であり、
圧延方向に垂直な断面の板厚方向の１／４位置の電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を用いた結晶方位解析において、有効結晶粒径が３０μｍ以下であり、
板厚方向の１／４位置のミクロ組織が面積率にして、フェライト分率が２０％〜７０％、ベイナイト分率が３０％〜７５％、およびパーライト分率が０％〜５％であり、
下記式（４）で表されるアレスト指数が−１０以下であり、
平均組成として、酸化物全体のＯ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量、およびＡｌ量の測定値から求められる、Ｔｉ、ＺｒおよびＡｌの元素による単独酸化物と仮定したときの前記Ｔｉ、前記Ｚｒ、および前記Ａｌの各元素の酸化物の質量換算値の合計に対する、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が５％〜７０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合が５％〜７０％以下、及びＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合の合計が５％〜７０％以下の範囲を満足し、円相当径が０．５μｍ〜１０μｍの個数密度が１０個／ｍｍ^２以上である酸化物を含有し、
前記酸化物のうち、前記酸化物全体にする個数割合として１０％以上が、下記組成Ａを有する酸化物Ａと、下記組成Ｂを有する酸化物Ｂとを有し、前記酸化物Ａと前記酸化物Ｂとは互いに接しており、
組成Ａ：前記各元素の酸化物の質量換算値の合計に対する、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が０％〜６０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合が１５％〜９５％以下、及びＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合が１５％〜９５％以下
組成Ｂ：前記各元素の酸化物の質量換算値の合計に対する、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が１５％〜９５％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合が０％〜６０％以下、及びＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合が１５％〜９５％以下
前記酸化物ＡのＺｒ含有量をＺｒ（Ａ）、前記酸化物ＢのＺｒ含有量をＺｒ（Ｂ）としたときの質量比がＺｒ（Ａ）／Ｚｒ（Ｂ）＞１、前記酸化物ＡのＡｌ含有量をＡｌ（Ａ）、前記酸化物ＢのＡｌ含有量をＡｌ（Ｂ）としたときの質量比がＡｌ（Ａ）／Ａｌ（Ｂ）＜１を満足し、
前記酸化物Ａの外周に対する、前記酸化物Ａと前記酸化物Ｂとの接する長さの割合（前記酸化物Ａと前記酸化物Ｂとが接する長さ／前記酸化物Ａの外周）が３０％〜１００％であり、
前記酸化物Ｂの外周に対する、前記酸化物Ｂと地鉄とが接する長さの割合（前記酸化物Ｂと地鉄とが接する長さ／前記酸化物Ｂの外周）が３０％〜１００％である鋼板。

（ただし、式（１）中、Ｂ_ａｓＢＮは式（２）で表わされる。また、Ｂは、鋼板に含まれる前記Ｂ元素の含有量（質量％）であり０≦Ｂ_Ｆ≦Ｂの関係を満たす。）

ただし、式（２）中、０≦Ｂ_ａｓＢＮ≦Ｂの関係を満たし、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ、及びＡｌは、鋼板に含まれる前記Ｎ、Ｔｉ、Ｏ、及びＡｌの各元素の含有量（質量％）であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの含有量（質量％）であることを表す。

Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（３）

ただし、式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。

アレスト指数＝０．３４×ｔ＋０．４０×ｖＴｒｓ（表）＋０．１２×ＮＤＴＴ（ｔ／２）・・・（４）

ただし、式（４）中、ｔは板厚［ｍｍ］であり、ｖＴｒｓ（表）は表下５ｍｍ位置、圧延方向と平行方向のシャルピー衝撃試験における脆性延性遷移温度［℃］であり、ＮＤＴＴ（ｔ／２）は前記鋼板表面から板厚方向の１／２の位置のＮａｖａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ落重試験におけるＮｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ（無延性遷移）温度であることを表す。

（２）
板厚が５５ｍｍ以上であり、溶接熱影響部および溶接金属部以外の部分である、母材の降伏応力が４６０ＭＰａ以上であり、かつアレスト靱性値Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ^１．５になる温度が−１０℃以下である（１）に記載の鋼板。

（３）
板厚が５５ｍｍ〜８０ｍｍの場合に、入熱４０ｋＪ／ｍｍ〜６０ｋＪ／ｍｍで大入熱溶接を行ったときに発生する溶接熱影響部を、試験温度−４０℃で行うシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが、板厚方向で、板厚の表側、板厚中心の位置（ｔ／２）、及び板厚の裏側のすべての箇所において１００Ｊ以上であり、かつ、溶接熱影響部および溶接金属部以外の部分である、母材の脆性延性遷移温度が−４０℃以下である（１）又は（２）に記載の鋼板。

（４）
（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、
減圧雰囲気の二次精錬において、ＡｌおよびＣの少なくとも１種を溶鋼に添加し、溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．０１００％に調整し、溶存酸素量を調整した後の溶鋼に、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒを、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒの順序で添加した後、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒ添加後の溶鋼を鋳造して、鋳片を得る鋳造工程と、
前記鋳造工程後の鋼片を、１０００℃〜１１５０℃の温度域で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程後の鋼片を、６５０℃〜８５０℃の温度域で圧延を開始し、累積圧下率が５０％以上、仕上圧延完了から１ｓｅｃ後の温度が圧延開始温度−８０℃〜圧延開始温度＋８０℃となる圧延を実施する圧延工程と、
前記圧延工程後の鋼板を、６５０℃〜８５０℃の温度域であるときに水冷を開始し、鋼板表面から５ｍｍ位置と板厚方向の１／４位置の冷却速度を３℃／ｓｅｃ〜３０℃／ｓｅｃかつ、表面温度が５００℃以下の温度域で水冷を停止する冷却工程と、
を有する鋼板の製造方法。

（５）
（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、
減圧雰囲気の二次精錬において、ＡｌおよびＣを溶鋼に添加することなく、溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．０１００％に調整し、溶存酸素量を調整した後の溶鋼に、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒを、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒの順序で添加した後、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒ添加後の溶鋼を鋳造して、鋳片を得る鋳造工程と、
前記鋳造工程後の鋼片を、１０００℃〜１１５０℃の温度域で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程後の鋼片を、６５０℃〜８５０℃の温度域で圧延を開始し、累積圧下率が５０％以上、仕上圧延完了から１ｓｅｃ後の温度が圧延開始温度−８０℃〜圧延開始温度＋８０℃となる圧延を実施する圧延工程と、
前記圧延工程後の鋼板を、６５０℃〜８５０℃の温度域であるときに水冷を開始し、鋼板表面から５ｍｍ位置と板厚方向の１／４位置の冷却速度を３℃／ｓｅｃ〜３０℃／ｓｅｃかつ、表面温度が５００℃以下の温度域で水冷を停止する冷却工程と、
を有する鋼板の製造方法。

（６）
さらに、前記冷却工程後の鋼板を、３００℃〜６００℃の温度に再加熱する熱処理工程を有する（４）又は（５）に記載の鋼板の製造方法。

本実施形態によれば、大入熱溶接を行った際のＨＡＺにおいて優れた靱性を有し、かつ、ＨＡＺと溶接金属部以外の部分である母材において優れた機械的特性を有する鋼板を提供できる。

本実施形態の鋼板を走査型電子顕微鏡により撮影した一例を表す写真である。 本実施形態の鋼板におけるアレスト指数とアレスト靱性値Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ^１．５になる温度との関係を表すグラフである。

以下、本発明の好ましい実施形態の一例について詳細に説明する。
なお、本明細書中において、「〜」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。

従来、Ｔｉ酸化物およびＢ窒化物が溶接金属およびＨＡＺに分散した場合、粒内フェライトが生成し、その組織が微細化されることが知られている。また、従来、鋼板の旧オーステナイト粒界に偏析する固溶Ｂは、溶接時に粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、ＨＡＺ靱性を改善することは知られている。
しかし、Ｚｒは一般的に鋼板に添加される元素ではなく、Ｚｒが添加された鋼板として、過去に行われた研究は非常に限られたものであった。これまでに、Ｚｒを含有する酸化物（特にＺｒとＴｉとを含有する酸化物）を鋼板に分散させた場合、固溶ＢがＨＡＺ靱性向上に及ぼす効果について検討されたことはない。

本発明者らは、Ａｌを含有する鋼板において、ＨＡＺの組織を微細化することができる粒内フェライト生成核となる酸化物、固溶Ｂ、及びＢ窒化物に着目して鋭意検討を行った。その結果、主として下記の（Ａ）酸化物の組成と個数密度、（Ｂ）固溶Ｚｒ、（Ｃ）固溶Ｂ、（Ｄ）脱酸方法、及び（Ｅ）ミクロ組織について、新知見を得た。
以下、これらの新知見について説明する。

（Ａ）：酸化物の組成と個数密度
本発明者らは、粒内フェライトの核となる酸化物について、個々の酸化物毎に詳細に調査し、ＨＡＺ靱性の向上に及ぼす効果について調査検討を行った。
その結果、次の酸化物を含有していることで、ＨＡＺ靱性が改善することが判明した。
酸化物は、平均組成として、Ｔｉ酸化物、Ｚｒ酸化物、及びＡｌ酸化物の質量換算値の合計に対して特定範囲であり、特定の円相当径（円形と仮定したときの円の直径に相当するもの）を有する酸化物を含有する。そして、この酸化物のうち、ＺｒとＴｉを主成分とする酸化物Ａと、酸化物Ａよりも、Ｚｒ酸化物の含有量が多く、Ａｌ酸化物の含有量が少ない酸化物Ｂとを有する。この酸化物Ａは、酸化物Ａの周囲の少なくとも一部（３０％以上）が、酸化物Ｂと接している状態となり、酸化物Ｂの周囲の少なくとも一部（３０％以上）が、地鉄と接する状態となる酸化物である。

具体的には、平均組成として、Ｔｉ酸化物、Ｚｒ酸化物、及びＡｌ酸化物の質量換算値の合計に対して、下記の組成を有する酸化物を含む。なお、Ｔｉ酸化物、Ｚｒ酸化物、及びＡｌ酸化物の質量換算値の合計は１００％である。
Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合：５％〜７０％
Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合：５％〜７０％
Ｔｉ酸化物の質量換算値の含有割合：５％〜７０％
（各酸化物の下限は、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上、さらに好ましくは２０％以上。各酸化物の下限は、好ましくは６５％以下、より好ましくは６０％以下、さらに好ましくは５５％以下である。）

前記の平均組成を有する酸化物は、円相当径が０．５μｍ〜１０μｍであり、個数密度が１０個／ｍｍ^２以上である。
円相当径が０．５μｍより小さいと、粒内フェライトの生成核（ＩＧＦ核）としての機能が低下する。一方、円相当径が１０μｍより大きいと、粗大な酸化物自体が破壊の起点として作用する可能性が高まる。そして、円相当径が０．５μｍ〜１０μｍである前記の組成を有する酸化物の個数密度が、１０個／ｍｍ^２以上（好ましくは２０個／ｍｍ^２以上、より好ましくは３０個／ｍｍ^２以上、さらに好ましくは５０個／ｍｍ^２以上、最も好ましくは６０個／ｍｍ^２以上）の場合には、Ｚｒを含まない鋼板と比較して、ＨＡＺ組織の微細化によりＨＡＺ靱性を改善することが明らかとなった。なお、第一の酸化物の個数密度の上限は特に限定されるものではないが、例えば、２００個／ｍｍ^２以下が挙げられる。

また、前記の平均組成を有する酸化物うち、個数割合にして１０％以上が、互いに接している酸化物Ａと酸化物Ｂとを有する。また、酸化物Ａは下記組成Ａを有し、酸化物Ｂは下記組成Ｂを有する。なお、下記組成Ａおよび下記組成Ｂにおいて、Ｚｒ酸化物、Ｔｉ酸化物、およびＡｌ酸化物の質量換算値の合計は１００％である。
さらに、酸化物ＡのＺｒ含有量をＺｒ（Ａ）、酸化物ＢのＺｒ含有量をＺｒ（Ｂ）としたときの質量比がＺｒ（Ａ）／Ｚｒ（Ｂ）＞１、酸化物ＡのＡｌ含有量をＡｌ（Ａ）、酸化物ＢのＡｌ含有量をＡｌ（Ｂ）としたときの質量比がＡｌ（Ａ）／Ａｌ（Ｂ）＜１を満足する。

組成Ａ；酸化物全体のＯ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量、およびＡｌ量の測定値から求められる、Ｔｉ、ＺｒおよびＡｌの元素による単独酸化物と仮定したときのＴｉ、Ｚｒ、およびＡｌの各元素の酸化物の質量換算値の合計に対して、
Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合：１５％〜９５％
Ｔｉ酸化物の質量換算値の含有割合：１５％〜９５％
Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合：０％〜６０％

組成Ｂ；酸化物全体のＯ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量、およびＡｌ量の測定値から求められる、Ｔｉ、ＺｒおよびＡｌの元素による単独酸化物と仮定したときのＴｉ、Ｚｒ、およびＡｌの各元素の酸化物の質量換算値の合計に対して、
Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合：０％〜６０％
Ｔｉ酸化物の質量換算値の含有割合：１５％〜９５％
Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合：１５％〜９５％

また、酸化物Ａの外周に対する、酸化物Ａと酸化物Ｂとが接する長さの割合（酸化物Ａと酸化物Ｂとが接する長さ／酸化物Ａの外周）が３０％〜１００％を満足する。さらに、酸化物Ｂの外周に対する、酸化物Ｂと地鉄とが接する長さの割合（酸化物Ｂと地鉄とが接する長さの割合／酸化物Ｂの外周）が３０％〜１００％を満足する。

前記の平均組成を有する酸化物のうち、個数割合として１０％以上の酸化物が、上記条件を満足する酸化物Ａおよび酸化物Ｂを有していることで、粒内フェライトの生成核（ＩＧＦ核）として機能し得ることが判明した。
ＨＡＺ靱性のさらなる向上の点で、上記条件を満足する酸化物Ａおよび酸化物Ｂの個数割合は、２０％以上であることが好ましく、３０％以上であることがより好ましい。
なお、個数割合は、分析対象とした上記平均組成、円相当径、及び個数密度を満足する酸化物（酸化物１とする）の個数に対する、上記条件を満足する酸化物Ａおよび酸化物Ｂ（特定酸化物とする）の個数［（酸化物１の個数／特定酸化物の個数）］の百分率で表される。

ここで、酸化物（酸化物Ａおよび酸化物Ｂを含む）が、上記条件の範囲から外れると、粒内フェライトの生成核とはならなかった。Ｚｒを含有していないと、粒内フェライトの生成核（ＩＧＦ核）となる個数が減少し、ＨＡＺ靱性が劣化した。また、Ｚｒが過剰になると、Ｚｒクラスターが生成し、同様にＩＧＦ核が減少し、ＨＡＺ靱性が確保できなかった。

本実施形態に係る鋼板に含まれるＡｌ、Ｔｉ、及びＺｒを含有する酸化物の円相当径、個数密度、及び組成、並びに酸化物Ａと酸化物Ｂとが接している個数割合、酸化物Ａと酸化物Ｂと接する長さの割合、酸化物Ｂが地鉄と接する長さの割合、及び酸化物Ａと酸化物Ｂとの組成は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた解析により決定する。

具体的には、まず、鋼板の幅中央、板厚方向のｔ／４の位置で、板厚方向１２ｍｍ×板幅方向１２ｍｍ×圧延方向７０ｍｍの熱サイクル試験片を採取する。そして、試験片を１４００℃で２５秒間加熱保持した後、冷速１℃／ｓｅｃの条件で冷却した鋼板の圧延方向と垂直な方向の断面を鏡面研磨して、ＳＥＭ／ＥＤＸ（走査型電子顕微鏡／エネルギー分散型Ｘ線分光法）解析で観察し、観察視野内に認められる介在物を定量分析して測定する。ＳＥＭ／ＥＤＸ解析は、例えば、加速電圧１５ｋＶ、電流を８９μＡ〜９１μＡとし、観察面積にして２５ｍｍ^２（５ｍｍ×５ｍｍ）以上（好ましくは、観察面積にして１００ｍｍ^２（１０ｍｍ×１０ｍｍ））とする。一例として、図１に、ＳＥＭによる写真を示す。１１は地鉄、１２は介在物を表す。図１に示す写真のように、地鉄１１（背景）に対して色調の明暗差（コントラスト）により粒状に見える介在物１２について、これらの介在物毎に介在物の全体の平均組成を定量分析する。

分析対象とする介在物の大きさは、円相当径（直径）で０．５μｍ〜１０μｍとして、分析個数は少なくとも５００個以上を分析する。

分析対象元素は、Ｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、及びＡｌとし、既知の物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係をあらかじめ検量線として求めておく。そして、分析対象とする介在物から得られたＸ線強度と前記検量線から分析対象とする介在物に含まれる元素濃度を定量する。介在物のうち、酸化物と判断するものは、酸素のピークが明瞭に認められるものとし、その下限は測定条件、測定装置に依存する。
例えば、ＳＥＭ／ＥＤＸ解析を、加速電圧１５ｋＶ、電流を８９μＡ〜９１μＡで測定した場合について述べる。Ｏ含有量、Ｔｉ含有量、Ｚｒ含有量、及びＡｌ含有量の質量％の合計を求めて、その合計に対して、Ｏ含有量が１．０質量％以上である場合、この介在物を酸化物とする。そして、この酸化物について、下記式（５）〜下記式（７）を用いて、各元素の質量％から、これらの元素による単独酸化物と仮定したときの各元素の酸化物の質量換算値を算出する。
Ｔｉ_２Ｏ_３＝Ｔｉ×３．００３・・・（５）
ＺｒＯ_２＝Ｚｒ×１．３５１・・・（６）
Ａｌ_２Ｏ_３＝Ａｌ×３．７７９・・・（７）

ただし、式（５）〜式（７）中、Ｔｉ、Ｚｒ、及びＡｌは、ＳＥＭ／ＥＤＸ解析により測定された各元素の含有量（質量％）である。なお、これらのＳＥＭ／ＥＤＸ解析により測定された各元素の含有量を合計すると、１００質量％となる。
式（５）〜式（７）から求めたＴｉ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、およびＡｌ_２Ｏ_３の質量換算値の合計を求め、その合計に対する各元素の酸化物の割合を、酸化物に含まれる各元素の酸化物の含有割合（％）とする。

Ｔｉ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、及びＡｌ_２Ｏ_３の含有割合は、下記式（８）〜下記式（１０）で表わされる。
Ｔｉ_２Ｏ_３の含有割合（％）＝Ｔｉ_２Ｏ_３／（Ｔｉ_２Ｏ_３＋ＺｒＯ_２＋Ａｌ_２Ｏ_３）・・・（８）
ＺｒＯ_２の含有割合（％）＝ＺｒＯ_２／（Ｔｉ_２Ｏ_３＋ＺｒＯ_２＋Ａｌ_２Ｏ_３）・・・（９）
Ａｌ_２Ｏ_３の含有割合（％）＝Ａｌ_２Ｏ_３／（Ｔｉ_２Ｏ_３＋ＺｒＯ_２＋Ａｌ_２Ｏ_３）・・・（１０）

次に、個数密度を測定した上記の酸化物のうち、上記の酸化物Ａに該当する領域（ＳＥＭの組成像では、酸化物のうち、相対的に明るい（例えば白色）コトントラストを呈する領域）と、上記の酸化物Ａの少なくとも一部に接する酸化物Ｂに該当する領域（ＳＥＭの組成像では、酸化物のうち、地鉄より暗い（例えば黒色の）コトントラストを呈する領域）のＴｉ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、及びＡｌ_２Ｏ_３含有割合と、個数割合を測定する。酸化物Ａ、及び酸化物Ａに接する酸化物Ｂの分析個数は、上記の個数密度を測定した酸化物のうちの少なくとも２０個とする。そして、Ｏ含有量、Ｔｉ含有量、Ｚｒ含有量、及びＡｌ含有量の質量％の合計を求めて、上記の式（５）〜式（１０）を用いて、Ａｌ酸化物、Ｚｒ酸化物およびＴｉ酸化物の量を求める。

また、ＳＥＭの組織像から、酸化物Ａに該当する領域と酸化物Ｂに該当する領域とが接する長さを測定し、酸化物Ａに該当する領域の外周長を測定し、酸化物Ａと酸化物Ｂとが接する長さを酸化物Ａの外周で除した値（酸化物Ａと酸化物Ｂとが接する長さ／酸化物Ａの外周）を算出する。そして、酸化物Ｂに該当する領域と地鉄とが接する長さを測定し、酸化物Ｂに該当する領域の外周長を測定し、酸化物Ｂに該当する領域と地鉄とが接する長さを酸化物Ｂに該当する領域の外周長で除した値（酸化物Ｂと地鉄とが接する長さの割合／酸化物Ｂの外周）を算出する。

（Ｂ）：固溶Ｚｒ（Ｓｏｌ．Ｚｒ）
ＨＡＺ組織の微細化に寄与するＺｒを含有する酸化物の条件としては、酸化物中にＺｒが一定量以上含有する必要がある。一方、酸化物を形成せず鋼板に残存するＺｒ（固溶Ｚｒ（固溶Ｚｒを「Ｓｏｌ．Ｚｒ」と表記される）は、ＨＡＺのみならず鋼板自体の靱性を著しく劣化させるため、鋼板におけるＳｏｌ．Ｚｒを低減する必要がある。Ｓｏｌ．Ｚｒが少ないほど靱性は改善する傾向にあり、ＨＡＺ靱性に優れる鋼板を得るためには、Ｓｏｌ．Ｚｒは０．００２０質量％以下に制限することが重要である。より一層のＨＡＺ靱性の改善のためには０．００１０質量％以下（より好ましくは０．０００５質量％以下）に制限することが好ましい。ここで、Ｓｏｌ．Ｚｒは酸可溶性Ｚｒであって、電解抽出残渣分析法などで測定可能な、鋼板に固溶しているＺｒに相当する。なお、酸不溶性Ｚｒは、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ（式（２）中のＩｎｓｏｌ．Ｚｒ）であり、鋼板中のＺｒ量は、酸可溶性Ｚｒと酸不溶性Ｚｒの合計量である。

（Ｃ）：固溶Ｂ（Ｂ_Ｆ）
鋼板の旧オーステナイト粒界に偏析する固溶Ｂは、溶接時に粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、ＨＡＺ靱性を改善する。酸化物中にＺｒを含有する酸化物を分散させた鋼板では、Ｚｒを含有しない酸化物を分散させた鋼板よりも固溶Ｂが増加することを見出した。酸化物中にＺｒ酸化物を含有させた鋼板における固溶Ｂの質量％（Ｂ_Ｆ）は、鋼板に含まれるＢの含有量からＢ窒化物となるＢの質量％を引くことで求められる。すなわち、Ｂ_Ｆは下記式（１）で表される。この値が０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）のとき、固溶ＢによるＨＡＺ靱性改善効果が得られる。Ｂ_Ｆが過剰になると、ＨＡＺ靱性が劣化する懸念がある。そのため、Ｂ_Ｆの上限は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。

ただし、式（１）中のＢは鋼板に含まれるＢの含有量（質量％）であり、Ｂ_ａｓＢＮはＢ窒化物となるＢの質量％である。また、Ｂ_Ｆは、０≦Ｂ_Ｆ≦Ｂの関係を満たす。
さらに、Ｂ_Ｆ＜０になる場合は、Ｂ_Ｆ＝０とし、Ｂ_Ｆ＞Ｂになる場合はＢ_Ｆ＝Ｂとする。つまり、Ｂ_ａｓＢＮの値が負の値となる場合には、Ｂ_Ｆ＝Ｂとし、Ｂ_ａｓＢＮの値がＢよりも大きくなる場合には、Ｂ_Ｆ＝０とする。

鋼板ではＢ以外にもＴｉが窒化物形成元素として作用する。ただし、Ｔｉは酸化物も形成する。したがって、Ｂ_ａｓＢＮを求めるためには、酸化物、窒化物を含めた介在物の生成を考慮して求める必要がある。

ここで、酸化物は、脱酸力が強い元素から形成されるので、まず、溶鋼中において、Ａｌよりも脱酸力が強いＺｒが優先的に酸化され、Ｚｒ酸化物が形成される。次に、余った酸素とＡｌが結合してＡｌ酸化物が形成され、さらに余った酸素がＴｉと結合してＴｉ酸化物が形成されると考えられる。そして、酸化物を生成せずに余ったＴｉが窒素と結合してＴｉ窒化物を形成し、更に余った窒素がＢと結合してＢ窒化物を生成すると考えられる。

ＺｒはＺｒＯ_２、ＡｌはＡｌ_２Ｏ_３、ＴｉはＴｉ_２Ｏ_３、及びＴｉＮ、ＢはＢＮを形成すると考えられる。このため、Ｂ窒化物となるＢの質量％（Ｂ_ａｓＢＮ）は、これらの原子量又は分子量を基に、下記式（２）を用いて求められる。

ただし、式（２）中のＮ、Ｔｉ、Ｏ、及びＡｌは、鋼板に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、及びＡｌの各元素の含有量（質量％）であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの含有量（質量％）である。Ｂ_ａｓＢＮは、式（１）中のＢと０≦Ｂ_ａｓＢＮ≦Ｂの関係を満たす。
また、Ｂ_ａｓＢＮ＜０になる場合は、Ｂ_ａｓＢＮ＝０とし、Ｂ_Ｆ＞Ｂになる場合はＢ_ａｓＢＮ＝Ｂとする。つまり、Ｂ_ａｓＢＮの値が負の値となる場合には、Ｂ_ａｓＢＮ＝０とし、Ｂ_ａｓＢＮの値が式（１）中のＢよりも大きくなる場合には、Ｂ_ａｓＢＮ＝Ｂとする。
なお、Ｓｏｌ．Ｚｒは、酸可溶性Ｚｒであって、電解抽出残渣分析法などで測定する鋼板に固溶しているＺｒ含有量（質量％）である。Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの含有量（質量％）であり、Ｚｒ含有量からＳｏｌ．Ｚｒ含有量を引いたものである。また、０≦Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ≦Ｚｒを満たす。
なお、本実施形態に係る鋼板では、添加したＢを全量固溶Ｂとして活用し、粒界フェライトを抑制する点で、Ｂ_ａｓＢＮは、Ｂ_ａｓＢＮ≦０の関係になることがよい。すなわち、上記の式（２）で表されるＢ_ａｓＢＮが０％以下であることがよい。

（Ｄ）：脱酸方法
酸化物粒子は溶鋼を脱酸する際に生成する。これを一次酸化物と称する。さらに、鋳造、及び凝固中に溶鋼温度の低下と共にＡｌ、Ｚｒ、及びＴｉを含有する酸化物を生成する。これを二次酸化物と称する。本実施形態では、一次酸化物と二次酸化物のどちらを用いてもかまわない。ただし、鋳造、及び凝固中に溶鋼温度の低下と共に生成する酸化物の方が、溶鋼温度が高温時に生成する一次酸化物よりも微細な粒子が得られるので、二次酸化物を用いることが好ましい。

さらに、このような鋳片の製造条件を詳細に検討した。
鋳片の製造過程：転炉→取鍋→二次精錬→連続鋳造の過程において、鋳片に残留する酸化物系介在物は、特に、二次精錬における脱酸開始前の溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．０１００％（好ましい上限は０．００８０％以下、より好ましくは０．００５０％以下）に制御し、かつ脱酸元素であるＴｉ、Ａｌ、及びＺｒをこの順で添加することで、酸化物の平均粒径が顕著に微細化し、酸化物の個数密度が増大することを知見した。

この工程により、最終的に鋼板中に残留する酸化物は、平均組成として、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が５％〜７０％、Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合が５％〜７０％、及びＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合の合計が５％〜７０％の範囲を満足し、これらＡｌ酸化物、Ｚｒ酸化物、及びＴｉ酸化物の円相当径（直径）が０．５μｍ〜１０μｍである酸化物の個数密度が１０個／ｍｍ^２以上である酸化物となることを知見した。
さらに、この酸化物のうち、酸化物全体にする個数割合として１０％以上が、下記条件を満足する酸化物となることを知見した。
ＺｒおよびＴｉを含む酸化物Ａと、ＡｌおよびＴｉを含む酸化物Ｂとを有し、酸化物Ａと酸化物Ｂとは互いに接している。
また、酸化物ＡのＺｒ含有量Ｚｒ（Ａ）と、酸化物ＢのＺｒ含有量Ｚｒ（Ｂ）との質量比がＺｒ（Ａ）／Ｚｒ（Ｂ）＞１、酸化物ＡのＡｌ含有量Ａｌ（Ａ）と、酸化物ＢのＡｌ含有量Ａｌ（Ｂ）との質量比がＡｌ（Ａ）／Ａｌ（Ｂ）＜１を満足する。
そして、酸化物Ａと酸化物Ｂとが接する長さ／前記酸化物Ａの外周の比が３０％〜１００％であり、酸化物Ｂと地鉄とが接する長さの割合／酸化物Ｂの外周）が３０％〜１００％である。

ここで、二次精錬は、転炉精錬後に、真空精錬装置または不活性ガス中での精錬装置によって行われる工程を示す。Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒは単独金属または合金のいずれの形態で添加してもよい。

（Ｅ）：ミクロ組織
母材組織は、フェライト、ベイナイトおよびパーライトの混合組織、又はフェライトおよびベイナイトの混合組織である。ところが、フェライトとベイナイトとが混在する組織において、通常の光学顕微鏡による組織観察（以下、「光顕観察」と称する場合がある。）のみでは、基本組織単位を客観的に定義し、そのサイズを測定することは非常に困難である。そこで、本発明者らは、光顕観察に加えて、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｐａｔｔｅｒｎ）を用いた結晶方位解析を行い、ミクロ組織を解析した。
なお、本明細書中において母材と称する場合、母材は、ＨＡＺと溶接金属部以外の部分を示す。

より詳細には、鋼板表面から板厚方向の板厚１／４位置（以下、「ｔ／４部」と称する場合がある。）から組織観察用の試料を採取し、その主圧延方向に対して垂直な方向（幅方向）の断面を鏡面研磨する。そして、ｔ／４部の試料について、ナイタール腐食を実施し、光学顕微鏡を用いて５００倍で４視野撮影し、各視野のパーライト分率を測定し、その平均値をｔ／４部のパーライト分率とした。
さらに、ｔ／４部のそれぞれの部位毎に、主圧延方向に対して垂直な方向（幅方向）の断面に対し、ＥＢＳＤ法により、５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍピッチで測定した。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、結晶粒界に囲まれた領域の円相当径（直径）の加重平均を、それぞれの部位の有効結晶粒径とした。

フェライトは、先のＥＢＳＤ法により測定した測定点同士が第一近接する場合のＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値が、１°以下である部分とした。このフェライトの面積分率を、ｔ／４部のそれぞれの部位毎に対して求めた。
ｔ／４部のベイナイト分率は、ｔ／４部のパーライト分率とｔ／４部のフェライト分率以外との残部とした。つまり、ｔ／４部のベイナイト分率と、ｔ／４部のパーライト分率と、ｔ／４部のフェライト分率との合計は、面積率で１００％である。
なお、加重平均は以下の方法で求めた。１つの視野にＮ個の結晶粒があるとし、各結晶粒の面積がＡ_１、Ａ_２、Ａ_３、・・・Ａ_ｉ、・・・Ａ_Ｎがあり、各粒の円相当径（直径）がＤ_１、Ｄ_２、Ｄ_３、・・・Ｄ_ｉ、・・・Ｄ_Ｎであるとする。その場合、有効結晶粒径（Ｄｅｆｆ）は下記式（１１）により求められる。

ｔ／４部の母材靱性とミクロ組織との関係を調査した結果、ｔ／４部の有効結晶粒径が微細化するに従って、母材の脆性延性遷移温度（以下、「ｖＴｒｓ」と称する場合がある。）は低温化した。有効結晶粒径が３０μｍ以下（好ましくは２０μｍ以下、より好ましくは２５μｍ以下、さらに好ましくは２０μｍ以下、最も好ましくは１５μｍ以下）の場合に、ｖＴｒｓが−４０℃以下になることが明らかになった。有効結晶粒径が３０μｍ超、及びｔ／４部のパーライト分率が５％超の少なくとも一方の場合には、ｖＴｒｓは−４０℃を超え、母材靱性を確保することが出来なかった。母材靱性を確保するために、パーライト分率は低いほうが好ましく、その分率は０％でもよい。
なお、ｔ／４部の有効結晶粒径は、本実施形態では、１μｍ以上の有効結晶粒径を測定した。ｔ／４部の有効結晶粒径は、小さければ小さいほうがよく、下限値としては、特に限定されないが、例えば、５μｍ以上が挙げられ、さらに１μｍ以上が挙げられる。

母材強度とミクロ組織の関係を調査した結果、ｔ／４部のフェライト分率が減少し、ｔ／４部のベイナイト分率が増加するに伴い、ｔ／４部の母材強度は向上した。面積％で、フェライト分率が７０％以下（好ましくは６５％以下、より好ましくは６０％以下、さらに好ましくは５５％以下、最も好ましくは５０％以下）の場合に、母材の降伏応力が４６０ＭＰａ以上になることが明らかになった。フェライト分率が７０％超では、母材強度を確保できなかった。母材の脆性延性遷移温度（ｖＴｒｓ）を−４０℃以下とするためには、フェライト分率は、２０％以上（好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上）であることが分かった。母材強度を確保するためには、ベイナイト分率は３０％以上（好ましくは、３５％以上、より好ましくは４０％以上、さらに好ましくは４５％以上）が必要であり、母材の脆性延性遷移温度（ｖＴｒｓ）を−４０℃以下とするためには、ベイナイト分率は、７５％以下（好ましくは７０％以下、より好ましくは６５％以下、さらに好ましくは６０％以下）であることが分かった。

アレスト性と板厚、ｖＴｒｓ（表）およびＮＤＴＴ（ｔ／２）から計算されるアレスト指数の関係を調査した結果を図２に示す。図２の中で、横軸は、下記式（４）により計算されるアレスト指数であり、縦軸は、アレスト靱性値Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ^１．５になる温度（以下、「Ｔ_{Ｋｃａ６０００}」と称する場合がある。）である。図２の中で、アレスト指数とＴ_{Ｋｃａ６０００}を一次関数で近似した結果を点線で示す。図２で示すように、アレスト指数とＴ_{Ｋｃａ６０００}とは、強い相関があることが分かった。この一次近似曲線から、Ｔ_{Ｋｃａ６０００}を−１０℃以下（例えば、−５０℃〜−１０℃）とするためには、アレスト指数は−１０以下が必要であることが判明した。測定のバラつきを考慮すると、アレスト指数は、好ましくは−１５以下、より好ましくは−２０以下、さらに好ましくは−２５以下、最も好ましくは−３０以下である。アレスト指数の下限値は特に限定されないが、アレスト性を高めるための圧延時の圧延荷重の増加、生産性の低下等の製造負荷等を考慮すると、例えば、−６０以上（好ましくは−５０以上、より好ましくは−４０以上）が挙げられる。
アレスト指数＝０．３４×ｔ＋０．４０×ｖＴｒｓ（表）＋０．１２×ＮＤＴＴ（ｔ／２）・・・（４）

ここで、式（４）中、「ｔ」、「ｖＴｒｓ（表）」、および「ＮＤＴＴ（ｔ／２）」の表すものは、以下のとおりである。
ｔ：板厚（ｍｍ）
ｖＴｒｓ（表）：鋼板表面５ｍｍ部の圧延方向平行のシャルピー衝撃試験における、脆性延性遷移温度［℃］
ＮＤＴＴ（ｔ／２）：鋼板の板厚１／２の位置の圧延方向平行のＮＲＬ（Ｎａｖａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ）落重試験におけるＮＤＴ（Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ；無延性遷移）温度［℃］

ＮＤＴ温度（以下、「ＮＤＴＴ」と称する場合がある。）は、ＡＳＴＭ Ｅ２０８に規定されたＮＲＬ落重試験に準拠した方法で求められる。

これらの条件を満たす鋼板は、大入熱溶接継手において、ＨＡＺ組織の微細化を通じてＨＡＺ靱性を改善させ、かつ母材の機械的特性に優れた鋼板となることが明らかになった。具体的には、母材の降伏応力が４６０ＭＰａ以上（例えば、４６０ＭＰａ〜６００ＭＰａ）、かつ、Ｔ_{Ｋｃａ６０００}が−１０℃以下（例えば、−５０℃〜−１０℃）の鋼板が得られる。また、板厚が５５ｍｍ〜８０ｍｍの場合に、入熱４０ｋＪ／ｍｍ〜６０ｋＪ／ｍｍで大入熱溶接を行ったときに発生する溶接熱影響部について、試験温度−４０℃で行うシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが、板厚方向で、板厚の表側、板厚中心の位置（ｔ／２）、及び板厚の裏側のすべての箇所において１００Ｊ以上であり、かつ、溶接熱影響部および溶接金属部以外の部分である、母材の脆性延性遷移温度が−４０℃以下となることがわかった。

さらに、本実施形態の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：０．０１％〜０．２０％）
Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．０１％未満では必要とする強度を確保することができない。しかし、Ｃ量が０．２０％を超えると、母材、及びＨＡＺ共に靱性を確保することが難しくなる。Ｃ量の好ましい下限は０．０３％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０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下である。

（Ｓｉ：０．０２％〜０．５０％）
Ｓｉは、鋼板の焼入れ性を高め、鋼板の強度上昇に寄与する。この効果を得るためには０．０２％以上のＳｉを含有させる必要がある。好ましくはＳｉ量を０．０５％以上とする。一方で、Ｓｉは酸素との反応性も高く脱酸作用を有するため、ＺｒとＴｉとを含有する複合酸化物の形成に影響を及ぼす。０．５０％を超えてＳｉを含有させた場合、酸化物の組成が変化し、ＨＡＺ組織の微細化が達成されず、ＨＡＺ靱性の低下をもたらす。より好ましいＳｉ量の上限は０．４０％以下、更に好ましい上限は０．３０％以下である。

（Ｍｎ：０．３０％〜２．５０％）
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高める効果があり、強度及び靱性の確保に有効な成分である。Ｍｎ量が０．３０％未満では、焼入れ性の不足によって強度及び靱性が得られない。しかし、２．５０％を超えてＭｎを含有させると、凝固時のＭｎ偏析により中心偏析部の靱性を低下させるとともに、焼入れ性が高まりすぎて母材、ＨＡＺともに硬さの増大を招き靱性が劣化する。Ｍｎ量の好ましい下限は０．６０％以上、好ましい上限は２．００％以下である。

（Ｔｉ：０．００３％〜０．０２４％）
Ｔｉは、Ｔｉの単独酸化物だけでなく、Ｚｒと共に複合酸化物を形成する。そして、特に、この複合酸化物がＨＡＺにおける粒内フェライト生成核として機能して、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。この効果を得るためには、Ｔｉを０．００３％以上含有させる必要がある。一方で、Ｔｉは窒化物を生成するが、Ｔｉ窒化物が多量に生成するとＢ窒化物の生成量が抑制され、本実施形態で所望する効果が得られなくなる。更に、過剰なＴｉはＴｉＣを形成し、母材及びＨＡＺの靱性を劣化させる。よって、Ｔｉ量の上限を０．０２４％以下とする必要がある。Ｔｉ量の好ましい下限は０．００５％以上、好ましい上限は０．０２０％以下である。

（Ｂ：０．０００５％〜０．００５０％）
Ｂは、鋼板において窒素と結合し、ＺｒとＴｉとを含有する複合酸化物の周囲にフィルム状のＢ窒化物を生成する。Ｂ量を０．０００５％以上にすることにより、ＨＡＺにおける粒内フェライト生成能を高め、組織の微細化を通じて靱性の改善に寄与する。また、固溶Ｂはオーステナイト粒界に偏析することで、粗大な粒界フェライト生成を抑制する。ＨＡＺ靱性を更に改善するために、Ｂ量は０．００１０％以上が好ましい。一方、Ｂ量が過剰な場合、強度を高める効果が飽和し、母材、ＨＡＺともに靱性劣化の傾向が著しくなる。したがって、Ｂ量を０．００５０％以下とする。Ｂ量の好ましい上限は０．００３０％以下、より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。

（Ｎ：０．００１０％〜０．００９０％）
Ｎは、鋼板においてＢと結合し、Ｂ窒化物を形成させるために必要な元素であり、このためには０．００１０％以上のＮを含有させる必要がある。一方、Ｎ量が過剰な場合、母材及びＨＡＺの靱性劣化を招くため、上限を０．００９０％以下とする。Ｎ量の好ましい下限は０．００２０％以上、好ましい上限は０．００６０％以下である。

（Ｏ：０．００１０％〜０．００５０％）
Ｏ（酸素）は、ＺｒとＴｉとを含有する複合酸化物の生成に不可欠な元素であり、０．００１０％以上のＯを含有させる必要がある。しかし、Ｏ量が過剰な場合、酸化物が過剰に生成し、鋼板の清浄性を劣化させ母材靱性及び伸び絞り等の延性に悪影響を及ぼす。このためＯ量の上限を０．００５０％以下とする。Ｏ量の好ましい下限は０．００１５％以上、好ましい上限は０．００４０％以下である。

（Ｚｒ：０．０００５％〜０．０１００％）
Ｚｒは酸化物の微細分散、固溶Ｂの増加に不可欠な元素であり、０．０００５％以上含有させる必要がある。Ｚｒ酸化物、ＺｒとＴｉの複合酸化物はＨＡＺにおける粒内フェライト生成核として機能し、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。この効果を得るためには、Ｚｒを０．０００５％以上にする必要がある。好ましくは０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上とする。一方、Ｚｒが過剰な場合、鋳造時にノズル閉塞が発生する可能性があるため、上限を０．０１００％以下とする。好ましい上限は０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。

（Ｓｏｌ．Ｚｒ：０％〜０．００２０％）
Ｓｏｌ．Ｚｒは酸可溶性Ｚｒの意で、鋼板に固溶しているＺｒを表わす。Ｓｏｌ．Ｚｒの含有量が増えると、ＨＡＺ靱性を著しく劣化させるため、その上限を０．００２０％以下に制限する必要がある。Ｓｏｌ．Ｚｒの好ましい上限は０．００１０質量％以下、より好ましい上限は０．０００５質量％以下である。Ｓｏｌ．Ｚｒは少ないほど好ましいため下限は特に規定せず、０％でもよい。Ｓｏｌ．Ｚｒは、電解抽出残渣分析法によって測定することができる。電解抽出残渣分析法は、鋼板を非水溶媒中での電解によって母相を溶解させて、残渣（析出物および介在物）を孔径０．１μｍ〜０．２μｍのフィルター抽出し、分離する方法である。分離後、溶液に含まれるＺｒの量がＳｏｌ．Ｚｒ量である。なお、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは酸不溶性Ｚｒであり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ量とＳｏｌ．Ｚｒ量を足したものがＺｒ量である。

（Ｃｕ：０．１％〜１．５％）
Ｃｕは、強度及び耐食性を向上させる効果を有するため、Ｃｕを０．１％以上含有させる。より好ましくはＣｕ量を０．２％以上とする。一方、１．５％を超えてＣｕを含有させても、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られず、鋼板表面割れの原因となる場合がある。好ましくはＣｕ量の上限を１．０％以下とし、より好ましくは０．５％以下とする。

（Ｎｉ：０．１％〜３．０％）
Ｎｉは、固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靱性を高める効果がある。Ｎｉを含有する効果を得るためには、Ｎｉを０．１％以上含有させる。一方、３．０％を超えてＮｉを含有させても、合金コストの上昇に見合った特性の向上が得られない。好ましくはＮｉ量の上限を２．０％以下、より好ましくは１．０％以下とする。

（Ａｌ：０．００５５％〜０．０５５０％）
Ａｌは、重要な脱酸元素であり、下限を０．００５５％以上とする。Ａｌ量の好ましい下限は０．００６０％以上、より好ましくは０．００６５％以上、さらに好ましくは０．００７０％以上ある。一方、Ａｌ量が過剰であると、粗大なクラスター状のアルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）系介在物の形成を助長し、母材及びＨＡＺの靱性を劣化させる。そのため、Ａｌ量の上限値は０．０５５０％以下とする。Ａｌ量の好ましい上限は０．０５００％以下、より好ましくは０．０４００％以下、さらに好ましくは０．０３００％以下である。

（Ｐ：０．０５０％以下）
Ｐは、不純物として鋼板に不可避的に存在する。しかし、Ｐ量が０．０５０％を超えるとオーステナイト粒界に偏析して靱性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招く原因となる。Ｐ量の好ましい上限は０．０３０％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が、製造コストの観点から、０．００１％以上であってもよい。

（Ｓ：０．００８０％以下）
Ｓは、不純物として鋼板に不可避的に存在する。Ｓ量が多すぎると中心偏析部において延伸したＭｎＳが多量に生成するため、母材及びＨＡＺにおける靱性および延性が劣化する。このためＳ量の上限を０．００８０％以下とする。Ｓ量の好ましい上限は０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下、さらに好ましくは０．００３０％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が、製造コストの観点から、０．０００１％以上であってもよい。

本実施形態に係る鋼板には、Ｆｅの一部に代えて、下記の各元素のうちの１種または２種以上を含有してもよい。

（Ｃｒ：０％〜１．０％）
Ｃｒは、耐食性を高めるとともに、焼入性を高めることで強度の向上に有用であるので、必要に応じて鋼板に含有させてもよい。Ｃｒを含有する効果を有効に得るためには、Ｃｒを０．１％以上含有させることが好ましい。一方、１．０％を超えてＣｒを含有させても、耐食性を向上させる効果が飽和し、また、ＨＡＺが硬化して靱性を劣化させる場合がある。好ましくはＣｒ量の上限を０．５％以下とする。

（Ｍｏ：０％〜１．００％）
Ｍｏは、母材の強度と靱性を向上させる効果があるので、必要に応じて鋼板に含有させてよい。Ｍｏを含有する効果を有効に得るためには、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、１．００％を超えてＭｏを含有させると、特にＨＡＺの硬度が高まり、靱性を劣化させる場合がある。好ましくはＭｏ量の上限を０．５０％以下、より好ましくは０．３０％以下とする。

（Ｎｂ：０％〜０．０３５％）
Ｎｂは、細粒化と炭化物析出により母材の強度及び靱性を向上させるので、必要に応じて鋼板に含有させてよい。Ｎｂを含有する効果を有効に得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有させることが好ましい。一方、０．０３５％を超えてＮｂを含有させると、効果が飽和するとともに、ＨＡＺの靱性を損なう場合がある。より好ましくはＮｂ量の上限を０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。

（Ｖ：０％〜０．１０％）
Ｖは、主に焼戻し時の炭窒化物析出により母材の強度を向上させる効果があるので、必要に応じて鋼板に含有させてもよい。Ｖを含有する効果を有効に得るためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、０．１０％を超えてＶを含有させると、効果が飽和するとともに、硬度が高まり、靱性劣化を招く場合がある。好ましくはＶ量の上限を０．０５％以下とする。

（Ｃａ＋ＲＥＭ［Ｃａ及びＲＥＭの合計］：０％〜０．０００５％）
Ｃａ及びＲＥＭは、Ａｌよりも更に優先的に酸素と反応しやすい元素である。所望するＺｒとＴｉとを含有する複合酸化物を形成させるために、Ｃａ及びＲＥＭの含有量の合計（Ｃａ＋ＲＥＭ）を０．０００５％以下に制限する。より好ましくはＣａが０．０００３％未満、かつＲＥＭが０．０００３％未満で、その含有量の合計が０．０００５％以下である。ＣａとＲＥＭは少ないほど好ましいため下限値は特に規定せず、０％でもよい。
なお、Ｃａ及びＲＥＭは鋼板において強脱酸元素として作用し、ＺｒおよびＴｉの酸化物生成を阻害するため、意図的に含有させず、可能な限り低減することが必要である。
ここで、「ＲＥＭ」とはＳｃ、Ｙ、及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。

（炭素当量Ｃｅｑ．：０．３５％〜０．５０％）
本実施形態に係る鋼板は、下記式（３）により求められる炭素当量Ｃｅｑ．を、０．３５％〜０．５０％とする。
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（３）
ここで、各成分は鋼板中に含有されている各成分の質量％である。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０．３５％未満になると、高強度鋼板に要求される強度を満足できない。炭素当量が０．５０％を超えると、焼入れ性が過剰となり継手靱性を満足できない。炭素当量の下限値は、好ましくは０．３７％、より好ましくは０．３９％である。炭素当量の上限値は、好ましくは０．４８％、より好ましくは０．４６％、更に好ましくは０．４４％である。

本実施形態の溶接熱影響部靱性に優れた鋼板は、上記の各元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるものである。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。

なお、実際の製造プロセスでは、添加した元素が１００％溶鋼中に含まれることになるわけではないので、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余分に添加すればよい。また、添加方法については特に限定されない。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、どのような方法でも構わない。

鋼板の板厚としては、特に限定されないが、例えば、５５ｍｍ以上であることが挙げられる。また、５５ｍｍ〜８０ｍｍが挙げられる。

次に、本実施形態に係る鋼板を得るための好ましい製造方法について説明する。

本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法は、
減圧雰囲気の二次精錬において、溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．０１００％に調整し、溶存酸素量を調整した後の溶鋼に、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒを、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒの順序で添加した後、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒ添加後の溶鋼を鋳造して、鋳片を得る鋳造工程と、
前記鋳造工程後の鋼片を、１０００℃〜１１５０℃の温度域で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程後の鋼片を、６５０℃〜８５０℃の温度域で圧延を開始し、累積圧下率が５０％以上、仕上圧延完了から１ｓｅｃ後の温度が圧延開始温度−８０℃〜圧延開始温度＋８０℃となる圧延を実施する圧延工程と、
前記圧延工程後の鋼板を、６５０℃〜８５０℃の温度域であるときに水冷を開始し、鋼板表面から５ｍｍ位置と板厚方向の１／４位置の冷却速度を３℃／ｓｅｃ〜３０℃／ｓｅｃかつ、表面温度が５００℃以下の温度域で水冷を停止する冷却工程と、
を有する。なお、鋳片（鋼片）は、前述の化学組成を有する。
以下、各工程について説明する。

（鋳造工程）
本実施形態に係る鋼板を得るには、前述のように、脱酸開始前の溶存酸素量を制御する。
具体的には、減圧雰囲気の二次精錬において、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．０１００％に調整した溶鋼に、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒの順に添加した後の溶鋼を鋳造する。減圧雰囲気の二次精錬における溶鋼中の溶存酸素量は、ＡｌおよびＣのうちの少なくとも１種を添加した後に調整してもよく、ＡｌおよびＣを添加することなく調整してもよい。Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒは単独金属または合金のいずれの形態で添加してもよい。
なお、二次精錬を行う方法は、特に限定されないが、例えば、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈｅｒａｅｕｓ）による方法が挙げられる。

ここで、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．０１００％に調整した溶鋼に、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒの順に添加することが重要である。この順で添加することで、鋳造中で、まず、ＺｒとＴｉを主として含む酸化物Ａが生成され、ＴｉおよびＺｒを主として含む酸化物Ａを核として、酸化物Ａの周囲の少なくとも一部（３０％以上）に、ＡｌおよびＴｉを主として含む酸化物Ｂが生成される。

鋳片（鋼片）を得る方法としては、例えば、次にようにして得る方法が挙げられる。
例えば、転炉精錬後に、真空精錬装置または不活性ガス中での精錬装置によって行われる減圧雰囲気下の二次精錬において、溶鋼の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．０１００％の範囲に調整する。その後、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒの順序で添加し、前述の化学組成となるように溶鋼を調整する。そして、連続鋳造等により鋳片（鋼片）を得る。
上記のように、二次精錬において、溶鋼の溶存酸素量を調整する前の溶鋼に、ＡｌおよびＣのうちの少なくとも１種を添加してもよく、ＡｌおよびＣを添加しなくてもよい。
また、前述の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、特に限定されるものではない。

続いて、本実施形態に係る鋼板を製造するための各工程の好適な条件について説明する。

（加熱工程）
まず、上記で説明した所定の化学組成を有する鋼片を１０００℃〜１１５０℃で加熱し、その加熱温度で一定時間保持する。保持時間は微量合金元素（例えば、Ｎｂを含む場合はＮｂ）が均一に固溶すればよく、特に規定はしないが、例えば、３０分〜５００分の間で行うことがよい。なお、保持時間とは設定した炉温に対して、２０℃低い温度に達してから抽出するまでの時間とする。また、加熱温度とはその間の平均温度と定義する。

（圧延工程）
次に、加熱工程を経た後の鋼片に圧延を行う。まず、加熱で生成したγ粒（オーステナイト粒）を再結晶により効果的に微細化するため、鋼片に粗圧延を行う。粗圧延は、９００℃以上の温度域で圧延を行うとよい。

粗圧延を施した後、引き続き、鋼板に仕上圧延を行う。この工程は、後述の冷却工程と併せて、アレスト性に寄与する有効結晶粒径、フェライト分率および硬さ分布を決める極めて重要な工程である。

仕上圧延は、仕上圧延の１ｓｅｃ前の鋼板の表面温度（以下、「圧延開始温度」と称する場合がある。）が６５０℃〜８５０℃の温度域で圧延を開始する。そして、この温度域で、圧下率５０％以上、圧延完了から１ｓｅｃ後の温度（以下、「仕上温度」と称する場合がある。）が圧延開始温度−８０℃〜圧延開始温度＋８０℃となるように仕上圧延を実施する。

圧延開始温度の下限は、好ましくは６８０℃、より好ましくは７００℃である。圧延開始温度の上限は、好ましくは８３０℃、より好ましくは８００℃である。圧延開始温度が６５０℃以上であると強度を確保しやすくなり、８５０℃以下であるとアレスト性および母材靱性を確保しやすくなる。

仕上温度の好ましい範囲は、圧延開始温度−５０℃〜圧延開始温度＋５０℃の範囲、より好ましい範囲は、圧延開始温度−４０℃〜圧延開始温度＋４０℃の範囲である。

累積圧下率の下限は、好ましくは５５％以上、より好ましくは５７％以上、さらに好ましくは６０％以上である。上限は特に制限はないが、冷却開始温度が低温となりすぎることを防ぐために、累積圧下率は８０％以下とすることがよい。
なお、圧延工程における圧下率は、仕上圧延における累積圧下率を表す。累積圧下率とは、所定の温度範囲にある複数パスにおいて、（最初のパスの入側板厚−最後のパスの出側板厚）／最初のパスの入側板厚）×１００（％）で表される。

（冷却工程）
仕上圧延完了後は、板表面温度が６５０℃〜８５０℃の温度から水冷を開始し、鋼板表面から５ｍｍ位置と１／４位置の冷却速度を３℃／ｓｅｃ〜３０℃／ｓｅｃ、かつ、表面温度が５００℃以下の温度域で水冷を停止する。
冷却開始温度が６５０℃以上であると母材強度が確保しやすくなる。仕上圧延を行う温度（仕上圧延温度）が８５０℃以下であると、仕上圧延温度が高くなりすぎず、母材靱性を確保しやすくなる。
また、鋼板表面から５ｍｍ位置と１／４位置の冷却速度が、３℃／ｓｅｃ以上だと母材強度が確保しやすくなる。また、３０℃／ｓｅｃ以下であると硬さ分布を制御し得るため、鋼板表面から５ｍｍ位置と１／４位置との硬度が過剰とならず、アレスト性が確保しやすくなる。
なお、鋼板表面から５ｍｍ位置と１／４位置の冷却速度は、例えば、冷却水量および通板速度等の調整によって制御し得る。上記の冷却速度は、冷却水量、通板速度、鋼板の熱伝導率などから計算によって算出できる。

さらに、冷却停止温度が５００℃以下であると、強度が確保しやすくなり、有効結晶粒径が微細化されやすくなる。又はパーライトが５％以下の範囲で生成することで、アレスト性が確保しやすくなる。
以上の製造方法により、本実施形態に係る鋼板が得られる。

（熱処理工程）
本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法は、さらに、冷却工程後の鋼板に、３００℃〜６００℃の温度で再加熱する熱処理工程を有していてもよい。
熱処理工程は、鋼板の強度および靭性を調整するために、冷却工程を経た鋼板に対して、再加熱（焼戻し熱処理）を行う工程である。再加熱温度が３００℃以上であると、延性および靭性が改善されやすくなり、６００℃以下であると、アレスト性の低下が抑制され得る。熱処理温度の下限は４００℃としてもよい。

なお、本実施形態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、本実施形態に係る鋼板の範囲に包含されると見なされる。

以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、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発明の技術範囲に含まれる。

表１、表２に、鋼板の化学成分を示す。ここで、Ｓｏｌ．Ｚｒは酸可溶性Ｚｒであることを表す。Ｓｏｌ．Ｚｒは、電解抽出残渣分析法によって、鋼板を非水溶媒中での電解によって母相を溶解させて、残渣（析出物および介在物）を孔径０．１μｍのフィルター抽出して分離し、分離後の溶液に含まれるＺｒの量を測定したものである。表１、表２中、Ｓｏｌ．Ｚｒが「−」で表される箇所は、電解抽出残渣分析法によりＳｏｌ．Ｚｒが測定されなかったことを示す。そして、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは酸不溶性Ｚｒであることを表す。Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ量は、Ｚｒ量からＳｏｌ．Ｚｒ量を引き算することにより求めることができる。Ｂ_ａｓＢＮは、式（２）により求め、Ｂ_Ｆは式（１）により求め、Ｃｅｑ．は式（３）により求めた。

表３、表４に、ＲＨ真空精錬設備でのＴｉ脱酸前の溶存酸素量、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒの添加順序、並びにＡｌおよびＣの事前添加の有無を示す。また、加熱条件、圧延条件、冷却条件、および熱処理条件（テンパー温度）を示す。ただし、表４の「Ｔｉ脱酸前の溶存酸素量」欄において、鋼５６は、ＲＨ真空精錬設備でのＺｒ脱酸前の溶存酸素量を示している。

表５、表６に、板厚、有効結晶粒径、フェライト分率、パーライト分率、ベイナイト分率を示す。
また、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が５％〜７０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合が５％〜７０％以下、Ｔｉ酸化物の質量換算値の含有割合の合計が５％〜７０％以下を満足し、円相当径が０．５μｍ〜１０μｍを満足する酸化物の個数密度を示す。
さらに、この酸化物全体に対する特定酸化物の個数割合を示す。
なお、特定酸化物は、酸化物Ａと、酸化物Ｂとが互いに接しており、酸化物ＡのＺｒ酸化物含有量が、酸化物ＢのＺｒ酸化物含有量よりも多く、酸化物ＡのＡｌ酸化物含有量が酸化物ＢのＡｌ酸化物含有量よりも少なく、酸化物Ａと酸化物Ｂとが接する長さ／酸化物Ａの外周が３０％〜１００％であり、酸化物Ｂと地鉄とが接する長さの割合／酸化物Ｂの外周が３０％〜１００％であることを満足する酸化物を表す。
そして、母材靱性、母材強度、溶接条件（入熱）、アレスト指数、およびＨＡＺ靱性を示す。
なお、表５，６中、「α分率」はフェライトの面積分率を、「Ｂ分率」はベイナイトの面積分率を、「Ｐ分率」はパーライトの面積分率を、それぞれ表す。
「表下５」は、鋼板表面５ｍｍ部を、「ｔ／４」は、板厚方向のｔ／４部を、それぞれ表す。

鋼板の化学成分が表１、表２に示す値となるように、溶製して得られた鋼片を、表３、４に示す各条件により、下記のようにして、板厚５５ｍｍ〜８０ｍｍの各鋼板を製造した。

鋼１〜鋼２７が実施例、鋼２８〜鋼５６が比較例である。
鋼は、４００トン転炉溶製し、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈｅｒａｅｕｓ）による２次精錬の真空脱ガス処理時に脱酸を行っている。表３、表４に示す値となるように、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒ投入前に溶存酸素を調整し、その後、表３、表４に示す添加順序で、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒを添加して脱酸を行った。その後、連続鋳造により２８０ｍｍ〜３６０ｍｍ厚鋳片に鋳造した後、表３、表４に示す条件で、加熱、圧延、及び冷却の各工程を経て、板厚５５ｍｍ〜８０ｍｍの鋼板として製造した。その後、材質調整のため、必要に応じて、熱処理を実施した。熱処理時のテンパー温度は、４４０℃から５７０℃の条件で行った。一部の鋼は、溶存酸素を調整する前に、ＡｌおよびＣの少なくとも１種を溶鋼に添加した。
得られた鋼板を溶接して、各試験に供した。溶接条件の入熱は、４０ｋＪ／ｍｍ〜６０ｋＪ／ｍｍである。

有効結晶粒径、パーライト分率、フェライト分率、およびベイナイト分率は以下の手順により測定した。
まず、有効結晶粒径の測定方法について説明する。鋼板の幅中央、鋼板表面５ｍｍ部と板厚方向の１／４位置から試験片を採取し、圧延方向と垂直な面を鏡面研磨し、その面をＥＢＳＤ法により、５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍピッチで測定した。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、結晶粒界に囲まれた領域の円相当径（直径）の加重平均を有効結晶粒径とした。加重平均は、前述の式（１１）により求めた。
パーライト分率は、鋼板の幅中央、板厚方向の１／４位置から試験片を採取し、圧延方向と垂直な面を鏡面研磨し、ナイタール腐食し、光学顕微鏡を用いて、５００倍の倍率で４視野撮影し、各視野のパーライト分率を求め、その平均値をパーライト分率とした。なお、１つの視野の大きさは、２００μｍ×２００μｍである。また、パーライトは、ナイタール腐食した際、塊状の黒色に見えるものとし、画像解析を行うことによって求めた。
フェライトは、先のＥＢＳＤ法により測定した測定点同士が第一近接する場合のＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値が、１°以下である部分とし、このフェライトの面積分率をｔ／４部に対して求めた。
ベイナイト分率は、パーライト分率とフェライト分率の残部とした。

介在物調査は以下の手順により測定した。まず、鋼板の幅中央、板厚方向の１／４位置から板厚方向１２ｍｍ×板幅方向１２ｍｍ×圧延方向７０ｍｍの熱サイクル試験片を採取した。そして、１４００℃で２５秒間加熱保持した後、冷速１℃／ｓｅｃの条件で冷却した鋼板の圧延方向と垂直な方向の断面を研磨した。鏡面研磨ままの熱サイクル試験片の表面をＪＥＯＬ製「ＪＸＡ−８５３０Ｆ」を用いて、ＳＥＭ／ＥＤＸ（走査型電子顕微鏡／エネルギー分散型Ｘ線分光法）解析により測定した。観察条件は、加速電圧１５ｋＶ、電流を８９μＡ〜９１μＡ、観察視野面積を９０ｍｍ^２〜１００ｍｍ^２、分析個数を５００個以上とした。分析対象元素は、Ｏ、Ｚｒ、Ｔｉ、及びＡｌとした。

図１に観察結果の一例を示す。図１中、１１は地鉄、１２は観察した介在物である。表７に、図１に示す介在物を分析した際の対象元素毎の質量％を示す（表７の全体欄を参照。）。なお、Ｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌの質量％を合計すると１００％となる。ここで、Ｏの質量％が１．０質量％以上の介在物を酸化物とした。そして、これらの元素による単独酸化物、Ｔｉ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、及びＡｌ_２Ｏ_３を仮定したときの各元素の酸化物の質量換算値を下記式（５）〜下記式（７）から算出する。
Ｔｉ_２Ｏ_３＝Ｔｉ×３．００３・・・（５）
ＺｒＯ_２＝Ｚｒ×１．３５１・・・（６）
Ａｌ_２Ｏ_３＝Ａｌ×３．７７９・・・（７）
表８に各元素の酸化物の質量換算値を示す（表８の全体欄を参照。）。

これら酸化物の質量換算値の合計に対して、平均組成として、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が５％〜７０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合が５％〜７０％以下、及びＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合の合計が５％〜７０％以下を満足する酸化物で、この酸化物の円相当径が０．５μｍ以上１０μｍ以下である酸化物の個数密度を求めた。
Ｔｉ_２Ｏ_３の含有割合（％）＝Ｔｉ_２Ｏ_３／（Ｔｉ_２Ｏ_３＋ＺｒＯ_２＋Ａｌ_２Ｏ_３）・・・（８）
ＺｒＯ_２の含有割合（％）＝ＺｒＯ_２／（Ｔｉ_２Ｏ_３＋ＺｒＯ_２＋Ａｌ_２Ｏ_３）・・・（９）
Ａｌ_２Ｏ_３の含有割合（％）＝Ａｌ_２Ｏ_３／（Ｔｉ_２Ｏ_３＋ＺｒＯ_２＋Ａｌ_２Ｏ_３）・・・（１０）
この酸化物の平均組成の計算結果を表９に示す（表９の全体欄を参照。）。

次に、平均組成として、Ａｌ_２Ｏ_３（Ａｌ酸化物）の含有割合（％）が５％〜７０％、ＺｒＯ_２（Ｚｒ酸化物）の含有割合が５％〜７０％以下、及びＴｉ_２Ｏ_３（Ｔｉ酸化物）の含有割合（％）の合計が５％〜７０％以下を満足する酸化物の表面の組成分析を行った。

酸化物の個数密度を求めた鏡面研磨ままの試料を用いて、ＪＥＯＬ製「ＪＸＡ−８５３０Ｆ」により、ＳＥＭ／ＥＤＸ（走査型電子顕微鏡／エネルギー分散型Ｘ線分光法）解析により測定した。観察条件は、加速電圧１５ｋＶ、電流を８９μＡ〜９１μＡ、観察視野面積を９０ｍｍ^２〜１００ｍｍ^２、分析個数を２０個とした。分析対象元素は、Ｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、及びＡｌとした。

図１に観察結果の一例を示す。図１中、Ａは介在物１２における領域Ａであり、Ｂは介在物１２における領域Ｂである。Ａは相対的に明るいコトントラストを呈しており、Ｂは地鉄より相対的に暗いコトントラストを呈している。これは、介在物の組成が場所によって異なることを意味している。そこで、各コントラストを有する領域を組成分析した。

表７に、図１に示す介在物を分析した際の領域Ａおよび領域Ｂにおける対象元素毎の質量％を示す（表７の領域Ａ欄および領域Ｂ欄を参照。）。表８に、領域Ａおよび領域Ｂにおける各元素の酸化物の質量換算値、表９に、領域Ａおよび領域ＢにおけるＡｌ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、およびＴｉ_２Ｏ_３の含有割合（％）について、式（５）〜式（１０）を用いて求めた結果を示す（表８および表９の領域Ａ欄および領域Ｂ欄を参照。）。
表９に示すように、図１に示す酸化物は、領域Ａを構成する酸化物中のＺｒ酸化物の含有量が、領域Ｂを構成する酸化物中のＺｒ酸化物の含有量に対して１倍を超えている。また、領域Ａを構成する酸化物中のＡｌ酸化物の含有量が、領域Ｂを構成する酸化物中のＡｌ酸化物の含有量に対して１倍未満である。そして、領域Ａを構成する酸化物中のＡｌ含有量が、領域Ｂを構成する酸化物中のＡｌ含有量よりも少ない。
そして、領域Ａを構成する酸化物の外周に対する、領域Ａを構成する酸化物と領域Ｂを構成する酸化物とが接する長さの割合が３０％〜１００％の範囲を満足していた。また、領域Ｂを構成する酸化物の外周に対する、領域Ｂを構成する酸化物と地鉄とが接する長さの割合が３０％〜１００％の範囲を満足していた。

同様の解析を残りの１９個の介在物に対して行った。さらに、分析した３０個の酸化物のうち、領域Ａを構成する酸化物の外周に対する、領域Ａを構成する酸化物と領域Ｂを構成する酸化物とが接する長さの割合が３０％〜１００％の範囲を満足し、領域Ｂを構成する酸化物の外周に対する、領域Ｂを構成する酸化物と地鉄とが接する長さの割合が３０％〜１００％の範囲を満足する酸化物の個数を測定し、その個数割合を求めた。

母材靱性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠し、板厚方向の表下５ｍｍ位置と１／４位置で、圧延方向に対して平行方向から２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取した。試験片を０℃〜−１４０℃の範囲で、３回ずつ試験を実施して、脆性延性遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。ｖＴｒｓが−４０℃以下のものを母材靱性に優れるとした。
母材強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠し、板厚方向の１／４位置で、圧延方向に対して垂直方向から引張試験片を採取した。引張試験片の各２本を試験測定し、その平均値を求めた。引張試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の４号試験片とした。
ＮＲＬ落重試験は、ＡＳＴＭ Ｅ２０８に準拠して行った。板厚方向の１／２位置（ｔ／２）に脆化ビードを付与できるように、圧延方向に対して平行方向から試験片を採取し、Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ（無延性遷移）温度（以下、「ＮＤＴＴ」と称する場合がある）を求めた。
上記の試験により求められた表下５ｍｍ位置の脆性延性遷移温度（ｖＴｒｓ）と、板厚方向の１／２位置のＮＤＴＴと、板厚とを、前述の式（４）に代入して、アレスト指数を算出した。

ＨＡＺ靱性は、ＮＫ船級 鋼船規則 Ｍ編 溶接（２０１５）に準拠し、溶接方向が、幅方向に対して平行になるように（圧延方向と直角な方向になるように）、２電極簡易エレクトロガスアーク溶接を行った。溶接は、開先形状の開先角度が２０°、開先形状の先端部の間隔が８ｍｍの条件で、裏当て材として、ＳＢ−６０ＶＴ（日鐵住金溶接工業社製）を用いながら、溶接ワイヤとして、ＥＧ−４７Ｔ（日鐵住金溶接工業社製）を用いて行った。溶接時の入熱量は、４０ｋＪ／ｍｍ〜６０ｋＪ／ｍｍである。
そして、ＮＫ船級 鋼船規則 Ｋ編 材料（２０１５）に準拠し、Ｕ４号試験片を、溶接線方向に対して垂直方向から、板厚の表側から板厚中心方向６ｍｍの位置（表下）、板厚中心の位置（ｔ／２）、板厚の裏側から板厚中心方向６ｍｍの位置（裏下）を中心として、それぞれ３本採取し、フュージョンライン（境界部）に２ｍｍＶノッチを加工して作成した。試験は、試験温度−２０℃の条件で３回を行い、この平均値からＨＡＺの吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を、表下、ｔ／２、及び裏下のそれぞれの位置について求めた。表下、ｔ／２、及び裏下のそれぞれの位置でのＨＡＺの吸収エネルギー（ｖＥ−２０）が、それぞれ１００Ｊ以上のものをＨＡＺ靱性に優れると評価した。

アレスト性評価のため、日本溶接協会規格 ＷＥＳ ２８１５（２０１４）「ぜい性亀裂アレストじん性試験方法」に基づいて、全厚試験片（大きさ：ｔ（板厚）×５００ｍｍ×５００ｍｍ）を用いて、温度勾配型ＥＳＳＯ試験を行った。アレスト靱性値Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ^１．５になる温度、すなわちＴ_{Ｋｃａ６０００}を求めた。そして、Ｔ_{Ｋｃａ６０００}が−１０℃以下のものをアレスト性に優れると評価した。

表１〜表６から明らかなように、鋼１〜鋼２７は、いずれも大入熱溶接を行った際に、優れたＨＡＺ靱性を有していた。また、ＨＡＺと溶接金属部以外の部分である母材において優れた機械的特性を有していた。
一方、鋼２８〜鋼５６は、本実施形態に係る鋼板で規定される範囲を外れるものであるため、大入熱溶接を行った際に、優れたＨＡＺ靱性が劣位であった。また、ＨＡＺ靱性
に優れていても、ＨＡＺと溶接金属部以外の部分である母材における機械的特性が劣位であった。

本実施形態に係る鋼板は、大入熱溶接を行った際の溶接熱影響部において優れた靱性を有し、かつ、母材において優れた機械的特性を有する鋼板である。そのため、本実施形態に係る鋼板によれば、安全性が向上するとともに、高効率な溶接が可能であり、溶接構造物の建設費用を飛躍的に低減することが可能となる。

１１ 地鉄、１２ 介在物

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１％〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．０２％〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．３０％〜２．５０％、
   Ｔｉ：０．００３％〜０．０２４％、
   Ｂ ：０．０００５％〜０．００５０％、
   Ｎ ：０．００１０％〜０．００９０％、
   Ｏ ：０．００１０％〜０．００５０％、
   Ｚｒ：０．０００５％〜０．０１００％、
   Ｓｏｌ．Ｚｒ：０％〜０．００２０％、
   Ｃｕ：０．１％〜１．５％、
   Ｎｉ：０．１％〜３．０％、
   Ａｌ：０．００５５％〜０．０５５０％、
   Ｐ ：０．０５０％以下、
   Ｓ ：０．００８０％以下、
   Ｎｂ：０％〜０．０３５％
   Ｃｒ：０％〜１．０％、
   Ｍｏ：０％〜１．００％、
   Ｖ ：０％〜０．１０％
   Ｃａ＋ＲＥＭ：０％〜０．０００５％以下、並びに
   残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   下記式（１）で表されるＢ_Ｆが、０．０００５％〜０．００３０％であり、
   下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が、０．３５％〜０．５０％であり、
   圧延方向に垂直な断面の板厚方向の１／４位置の電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を用いた結晶方位解析において、有効結晶粒径が３０μｍ以下であり、
   板厚方向の１／４位置のミクロ組織が面積率にして、フェライト分率が２０％〜７０％、ベイナイト分率が３０％〜７５％、およびパーライト分率が０％〜５％であり、
   下記式（４）で表されるアレスト指数が−１０以下であり、
   平均組成として、酸化物全体のＯ量、Ｔｉ量、Ｚｒ量、およびＡｌ量の測定値から求められる、Ｔｉ、ＺｒおよびＡｌの元素による単独酸化物と仮定したときの前記Ｔｉ、前記Ｚｒ、および前記Ａｌの各元素の酸化物の質量換算値の合計に対する、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が５％〜７０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合が５％〜７０％以下、及びＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合の合計が５％〜７０％以下の範囲を満足し、円相当径が０．５μｍ〜１０μｍの個数密度が１０個／ｍｍ^２以上である酸化物を含有し、
   前記酸化物のうち、前記酸化物全体にする個数割合として１０％以上が、下記組成Ａを有する酸化物Ａと、下記組成Ｂを有する酸化物Ｂとを有し、前記酸化物Ａと前記酸化物Ｂとは互いに接しており、
   組成Ａ：前記各元素の酸化物の質量換算値の合計に対する、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が０％〜６０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合が１５％〜９５％以下、及びＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合が１５％〜９５％以下
   組成Ｂ：前記各元素の酸化物の質量換算値の合計に対する、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が１５％〜９５％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合が０％〜６０％以下、及びＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合が１５％〜９５％以下
   前記酸化物ＡのＺｒ含有量をＺｒ（Ａ）、前記酸化物ＢのＺｒ含有量をＺｒ（Ｂ）としたときの質量比がＺｒ（Ａ）／Ｚｒ（Ｂ）＞１、前記酸化物ＡのＡｌ含有量をＡｌ（Ａ）、前記酸化物ＢのＡｌ含有量をＡｌ（Ｂ）としたときの質量比がＡｌ（Ａ）／Ａｌ（Ｂ）＜１を満足し、
   前記酸化物Ａの外周に対する、前記酸化物Ａと前記酸化物Ｂとの接する長さの割合（前記酸化物Ａと前記酸化物Ｂとが接する長さ／前記酸化物Ａの外周）が３０％〜１００％であり、
   前記酸化物Ｂの外周に対する、前記酸化物Ｂと地鉄とが接する長さの割合（前記酸化物Ｂと地鉄とが接する長さ／前記酸化物Ｂの外周）が３０％〜１００％である鋼板。
   
   （ただし、式（１）中、Ｂ_ａｓＢＮは式（２）で表わされる。また、Ｂは、鋼板に含まれる前記Ｂ元素の含有量（質量％）であり０≦Ｂ_Ｆ≦Ｂの関係を満たす。）
   
   （ただし、式（２）中、０≦Ｂ_ａｓＢＮ≦Ｂの関係を満たし、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ、及びＡｌは、鋼板に含まれる前記Ｎ、Ｔｉ、Ｏ、及びＡｌの各元素の含有量（質量％）であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの含有量（質量％）であることを表す。）
   Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（３）
   （ただし、式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。）
   アレスト指数＝０．３４×ｔ＋０．４０×ｖＴｒｓ（表）＋０．１２×ＮＤＴＴ（ｔ／２）・・・（４）
   （ただし、式（４）中、ｔは板厚［ｍｍ］であり、ｖＴｒｓ（表）は表下５ｍｍ位置、圧延方向と平行方向のシャルピー衝撃試験における脆性延性遷移温度［℃］であり、ＮＤＴＴ（ｔ／２）は前記鋼板表面から板厚方向の１／２の位置のＮａｖａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ落重試験におけるＮｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ（無延性遷移）温度であることを表す。）
2. 板厚が５５ｍｍ以上であり、溶接熱影響部および溶接金属部以外の部分である、母材の降伏応力が４６０ＭＰａ以上であり、かつアレスト靱性値Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ^１．５になる温度が−１０℃以下である請求項１に記載の鋼板。
3. 板厚が５５ｍｍ〜８０ｍｍの場合に、入熱４０ｋＪ／ｍｍ〜６０ｋＪ／ｍｍで大入熱溶接を行ったときに発生する溶接熱影響部を、試験温度−４０℃で行うシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが、板厚方向で、板厚の表側、板厚中心の位置（ｔ／２）、及び板厚の裏側のすべての箇所において１００Ｊ以上であり、かつ、溶接熱影響部および溶接金属部以外の部分である、母材の脆性延性遷移温度が−４０℃以下である請求項１又は請求項２に記載の鋼板。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、
   減圧雰囲気の二次精錬において、ＡｌおよびＣの少なくとも１種を溶鋼に添加し、溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．０１００％に調整し、溶存酸素量を調整した後の溶鋼に、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒを、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒの順序で添加した後、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒ添加後の溶鋼を鋳造して、鋳片を得る鋳造工程と、
   前記鋳造工程後の鋼片を、１０００℃〜１１５０℃の温度域で加熱する加熱工程と、
   前記加熱工程後の鋼片を、６５０℃〜８５０℃の温度域で圧延を開始し、累積圧下率が５０％以上、仕上圧延完了から１ｓｅｃ後の温度が圧延開始温度−８０℃〜圧延開始温度＋８０℃となる圧延を実施する圧延工程と、
   前記圧延工程後の鋼板を、６５０℃〜８５０℃の温度域であるときに水冷を開始し、鋼板表面から５ｍｍ位置と板厚方向の１／４位置の冷却速度を３℃／ｓｅｃ〜３０℃／ｓｅｃかつ、表面温度が５００℃以下の温度域で水冷を停止する冷却工程と、
   を有する鋼板の製造方法。
5. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、
   減圧雰囲気の二次精錬において、ＡｌおよびＣを溶鋼に添加することなく、溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．０１００％に調整し、溶存酸素量を調整した後の溶鋼に、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒを、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒの順序で添加した後、Ｔｉ、Ａｌ、及びＺｒ添加後の溶鋼を鋳造して、鋳片を得る鋳造工程と、
   前記鋳造工程後の鋼片を、１０００℃〜１１５０℃の温度域で加熱する加熱工程と、
   前記加熱工程後の鋼片を、６５０℃〜８５０℃の温度域で圧延を開始し、累積圧下率が５０％以上、仕上圧延完了から１ｓｅｃ後の温度が圧延開始温度−８０℃〜圧延開始温度＋８０℃となる圧延を実施する圧延工程と、
   前記圧延工程後の鋼板を、６５０℃〜８５０℃の温度域であるときに水冷を開始し、鋼板表面から５ｍｍ位置と板厚方向の１／４位置の冷却速度を３℃／ｓｅｃ〜３０℃／ｓｅｃかつ、表面温度が５００℃以下の温度域で水冷を停止する冷却工程と、
   を有する鋼板の製造方法。
6. さらに、前記冷却工程後の鋼板を、３００℃〜６００℃の温度に再加熱する熱処理工程を有する請求項４又は請求項５に記載の鋼板の製造方法。