JP2020117779A - 鋼板及び鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】優れたアレスト性を有し、かつ、高強度な鋼板の提供。【解決手段】所定の化学組成を有し、表裏層において、加工フェライト相を３０％〜９０％（面積分率）を含み、加工フェライト相のアスペクト比が、２．０以上であり、加工フェライト相を含む全相を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径（直径）が２５μｍ以下であり、集合組織強度比Ｉ｛００１｝＜１１０＞、Ｉ｛１１３｝＜１１０＞、及びＩ｛１１２｝＜１１０＞の平均値が３．０以上であり、鋼板表面から板厚方向の１／２位置において、加工フェライト相を含む全相を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径（直径）が３０μｍ以下であり、集合組織強度比Ｉ｛００１｝＜１１０＞、Ｉ｛１１２｝＜１１０＞、及びＩ｛３３２｝＜１１３＞の平均値が２．０以上である鋼板。【選択図】なし

Description

本発明は、鋼板及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１〜４参照）。
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、良好な溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）靭性が求められるとともに、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き裂伝播停止特性（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、ハッチサイドコーミング及びアッパーデッキ）が挙げられる。コンテナ船は、上甲板が大きく開口した構造であることから、船体断面剛性を確保するために、重要部材には、板厚が厚く、高強度である鋼板が使用される。

近年、環境負荷軽減及び運航コスト低減のため、コンテナ船は大型化が進行している。最近では、１４０００〜２００００ＴＥＵ（Ｔｗｅｎｔｙ−ｆｏｏｔ Ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ Ｕｎｉｔ）級の超大型船（メガコンテナ船）が建造されるようになってきた。このため、船体の大規模破壊抑制の観点から、コンテナ船の重要部材に用いられる鋼板には、さらなるアレスト性の向上が求められている。また、高いアレスト性を有する鋼板を安定的に量産するため、アレスト性の向上に対する新たな技術開発が望まれている。

特開２００９−２２１５８５号公報 特開２００９−２３５４５８号公報 特開２０１１−２１４１１６号公報 特開２００２−０２０８３５号公報

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、優れたアレスト性を有し、かつ、高強度な鋼板を提供するものである。

上記課題を解決するための手段には、以下の態様が含まれる。

＜１＞
質量％で、
Ｃ ：０．０４０％〜０．１６０％、
Ｓｉ：０．０１％〜０．５０％、
Ｍｎ：０．７０％〜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％、
を含み、残部として、Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延方向に平行な板厚方向断面の金属組織が、面積分率で、加工フェライト相３０％〜９０％、ベイナイト相１０％〜６０％、ポリゴナルフェライト相、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合計３０％以下から構成され、
鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延方向に平行な板厚方向断面の加工フェライト相のアスペクト比が、２．０以上であり、
鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径（直径）が２５μｍ以下であり、
鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延面及び圧延方向に対する｛ｈｋｌ｝面及び＜ｕｖｗ＞方向の集合組織強度比Ｉ_{｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞}のうち_、Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１３｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛１１２｝＜１１０＞}の平均値が３．０以上であり、
鋼板表面から板厚方向の１／２位置における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径（直径）が３０μｍ以下であり、
鋼板表面から板厚方向の１／２位置における、圧延面及び圧延方向に対する｛ｈｋｌ｝面及び＜ｕｖｗ＞方向の集合組織強度比Ｉ_{｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞}のうち、Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１２｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛３３２｝＜１１３＞}の平均値が２．０以上である鋼板。
＜２＞
前記化学組成が、さらに、
Ｃｕ ：０．０１％〜１．５０％、
Ｎｉ ：０．０１％〜２．５０％、
Ｃｒ ：０．０１％〜１．００％、
Ｍｏ ：０．０１％〜１．００％、
Ｖ ：０．００１％〜０．１５０％
Ｂ ：０．０００１％〜０．００５０％、
からなる群から選択される少なくとも１種を含む＜１＞に記載の鋼板。
＜３＞
前記化学組成が、さらに、
Ｍｇ ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ｃａ ：０．０００１％〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０１００％、
からなる群から選択される少なくとも１種を含む＜１＞又は＜２＞に記載の鋼板。
＜４＞
前記化学組成が、さらに、
Ｚｒ ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ｔｅ ：０．０００１％〜０．０１００％、
からなる群から選択される少なくとも１種を含む＜１＞〜＜３＞のいずれか１項に記載の鋼板。
＜５＞
下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が、０．３０％〜０．５５％である＜１＞〜＜４＞のいずれか１項に記載の鋼板。
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、及びＮｉは、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。）
＜６＞
＜１＞〜＜５＞のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、
＜１＞〜＜５＞のいずれか１項に記載の化学組成を有する鋼片を、９５０℃〜１１５０℃の温度域で加熱する工程と、
前記加熱後の鋼片を、鋼板の表面温度が再結晶温度Ｔ_ｒｅｘ〜１０５０℃の温度域で、累積圧下率が１０％〜７５％で粗圧延を行う工程と、
前記粗圧延後の鋼板を、鋼板表面から１ｍｍの位置での温度が、Ａｒ_３点〜１０５０℃の冷却開始温度から、５００℃〜（Ａｒ_３点−３０℃）の冷却停止温度まで、３５℃／秒〜１００℃／秒の平均冷却速度で一次冷却する工程と、
前記一次冷却後の鋼板を、鋼板の表面温度が６００℃〜８００℃の温度域で、累積圧下率が５０％〜７５％で仕上圧延を行う工程と、
前記仕上圧延後の鋼板を、鋼板表面から板厚方向の１／４位置での温度が、６００℃〜８００℃の冷却開始温度から、０℃〜５５０℃の冷却停止温度まで、１℃／秒〜２０℃／秒の平均冷却速度で二次冷却する工程と、
を有する、鋼板の製造方法。
＜７＞
さらに、前記二次冷却後の鋼板を、３５０℃〜６５０℃の温度域で焼戻し熱処理を行う工程を有する、＜６＞に記載の鋼板の製造方法。

本実施形態によれば、優れたアレスト性を有し、かつ、高強度な鋼板が提供される。

ＯＤＦ上に図示した結晶方位と材料軸との関係を示す模式図である。 アレスト性に及ぼす集合組織強度比Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１３｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛１１２｝＜１１０＞}の平均値の影響を示すグラフである。 アレスト性に及ぼす集合組織強度比Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１２｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛３３２｝＜１１３＞}の平均値の影響を示すグラフである。

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。
本明細書中において、成分（元素）の含有量について、例えば、Ｃ（炭素）の含有量の場合、「Ｃ量」と表記することがある。また、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。
本明細書中において、「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れば、本用語に含まれる。

また、本明細書中において、鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間（鋼板表面から深さ１ｍｍの位置と鋼板表面から深さ５ｍｍの位置との間、及び、鋼板裏面から深さ１ｍｍの位置と鋼板裏面から深さ５ｍｍの位置との間）を、「表裏層」と称する場合がある。
本明細書中において、圧延方向に垂直な断面の鋼板表面から板厚方向の１／４位置を、「１／４位置」、圧延方向に垂直な断面の鋼板表面から板厚方向の１／２位置を、「１／２位置」と称する場合がある。

＜鋼板＞
本実施形態に係る鋼板は、質量％で、Ｃ ：０．０４０％〜０．１６０％、Ｓｉ：０．０１％〜０．５０％、Ｍｎ：０．７０％〜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％、を含み、残部として、Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有する。
また、鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延方向に平行な断面の金属組織が、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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から構成される。それぞれの面積分率が、加工フェライト相３０％〜９０％、ベイナイト相１０％〜６０％、ポリゴナルフェライト相、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合計３０％以下である。
さらに、鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延方向に平行な断面の加工フェライト相のアスペクト比が、２．０以上である。
鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径（直径）が２５μｍ以下である。
そして、鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延面及び圧延方向に対する｛ｈｋｌ｝面及び＜ｕｖｗ＞方向の集合組織強度比Ｉ_{｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞}のうち_、Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１３｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛１１２｝＜１１０＞}の平均値が３．０以上である。
鋼板表面から板厚方向の１／２位置における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径（直径）が３０μｍ以下である。
鋼板表面から板厚方向の１／２位置における、圧延面及び圧延方向に対する｛ｈｋｌ｝面及び＜ｕｖｗ＞方向の集合組織強度比Ｉ_{｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞}のうち、Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１２｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛３３２｝＜１１３＞}の平均値が２．０以上である。

従来、船舶等に適用される鋼板は、例えば、超大型のメガコンテナ船の重要部材に適用するために、アレスト性のさらなる向上が望まれていた。

アレスト性を向上させる手段としては、結晶粒微細化が重要であることが知られている。さらに、近年では集合組織制御の観点からも検討が行われている。脆性き裂は、鋼のへき開面を伝播する。そのため、鋼板のへき開面が、き裂伝播方向と一致しないように集合組織を制御することで、鋼材のアレスト性を向上させることが可能である。具体的には、板厚中心部の温度と圧延条件を制御して、圧延面に平行な集合組織において、（１００）面の集積度を高めた鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び特許文献２参照）。これらは、冷却時のフェライト変態開始温度であるＡｒ_３の近傍の特定の温度範囲での圧下率を高めて製造される。しかしながら、特許文献１及び特許文献２に開示される鋼板では、アレスト性向上に最も効果的な結晶粒径について考慮されていない。また、面強度比のみによる二次元の集合組織しか規定されておらず、面と方位を組み合わせた三次元の集合組織については考慮されていない。そのため、アレスト性を飛躍的に向上させることは困難である。

特許文献３には、鋼板表面から板厚方向の１／１０位置及び板厚中心部における集合組織と結晶粒径を考慮した鋼板が開示されている。この鋼板では、１／１０位置と板厚中心部の両方を考慮しているため、優れたアレスト性が得られる。さらに表層近傍の集合組織と結晶粒径を考慮することで、より一層のアレスト性（特にＮＤＴ温度）向上の余地がある。

特許文献４に開示される鋼板は、板厚の内部を考慮していない。アレスト性は、全板厚の特性である。このため、板厚の内部における金属組織が不適切であると、アレスト性が十分に向上しない場合がある。

前述のように、アレスト性の向上には、結晶粒の微細化が有効であることが知られている。しかしながら、アレスト鋼の厚手化及び高強度化の進行が著しく、単なる結晶粒の微細化では、十分なアレスト性を得ることが困難となってきた。その原因としては、例えば、鋼板の表裏層に存在するベイナイト相が一因として挙げられる。鋼板の板厚内部まで高い強度を確保するためには、圧延後に、強冷却（強水冷）を適用することが効果的である。この強冷却を適用することにより、鋼板は高強度になるものの、鋼板の表裏層には、高硬度の粗大ベイナイト相が形成される。

そこで、高強度の鋼板としながら、アレスト性を向上させるために、加工フェライト相に着目した。加工フェライト相は、転位強化によりベイナイト相と同等の強度が得られ、かつ、集合組織により優れたアレスト性が期待できる。

加工フェライト相とは、オーステナイト相とポリゴナルフェライト相の二相域で仕上圧延を行うことにより、ポリゴナルフェライト相が圧延加工を受けて圧延方向に伸長することで得られる組織である。ポリゴナルフェライト相が加工を受けると、転位強化により強度が増大する。そして、ポリゴナルフェライト相が加工を受ける過程で、圧延集合組織が発達する。このとき、｛００１｝面が鋼板圧延面に平行、かつ＜１１０＞方向が圧延方向に平行な結晶方位を主体とする、α−ｆｉｂｅｒと呼ばれる集合組織が発達する。したがって、圧延方向に対して直交する方向に脆性き裂を発生させるアレスト性の評価をしたときに、ＢＣＣ構造のへき開面である｛１００｝面が、き裂発生方向に配置されずに、き裂発生方向に対して４５°傾いた方向に配置されるので、脆性き裂の伝播は、き裂発生方向に対して４５°方向に斜行し、き裂伝播の抵抗となるのでアレスト性が向上する。これらの理由から、加工フェライト相を生成させることで、強度とアレスト性がともに向上すると考えられる。

図１を参照してさらに説明する。図１は、ＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔｅｄ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ ｆｕｎｃｔｉｏｎ）上に示される結晶方位と鋼材の結晶面との関係を示す模式図である。具体的には、φ_２＝４５°断面のＯＤＦ上に現れる加工フェライトの主な結晶方位を表している。図１に示す｛００１｝＜１１０＞方位、｛１１３｝＜１１０＞方位、｛１１２｝＜１１０＞方位は、α−ｆｉｂｅｒの代表的な集合組織である。加工フェライトが存在しない、又は加工フェライトが存在していても極めて少ない従来の鋼板では、｛００１｝＜０１０＞方位、｛１１０｝＜１１０＞方位、及び｛１１０｝＜００１＞方位の集合組織が、圧延方向に対して直交する方向（ＴＤ）に配置する場合がある。脆性き裂の発生方向は、圧延方向に対して直交する方向（ＴＤ）であるから、従来の鋼板では、脆性き裂が直進して伝播しやすく、アレスト性が劣位であると考えられる。

これに対し、本実施形態に係る鋼板では、表裏層において、集合組織強度比Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１３｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛１１２｝＜１１０＞}の平均値が３．０以上である。つまり、本実施形態に係る鋼板では、表裏層において、α−ｆｉｂｅｒの集合組織が発達しているため、圧延方向に対して直交する方向に発生させた脆性き裂は、き裂発生方向に対して４５°方向に伝播しやすく、脆性き裂が直進して伝播し難い。その結果、本実施形態に係る鋼板は、アレスト性の評価において、き裂伝播方向にＢＣＣ構造のへき開面である｛１００｝面が配置されないため、アレスト性が向上していると考えられる。さらに、１／２位置では、集合組織強度比Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１２｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛３３２｝＜１１３＞}の平均値が２．０以上である。つまり、１／２位置では、圧縮加工を受けたオーステナイト相が変態した場合の典型的な集合組織である｛００１｝＜１１０＞方位、｛１１２｝＜１１０＞方位、及び｛３３２｝＜１１３＞方位の集合組織が発達しているため、脆性き裂が伝播方向に直進し難く、アレスト性が向上していると考えられる。

本明細書において、加工フェライトとは、ＧＯＳ値が４°を超える結晶粒を意味する。加工フェライト分率とは、金属組織中の加工フェライトの面積率を意味する。加工フェライト分率は、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）にて測定されるパラメータＧＯＳ値（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）により定量化される。ＧＯＳ値とは、同一結晶粒内において、ある測定点と、他の測定点との測定点間における方位差の平均値を示すパラメータである。二相域圧延によって結晶粒内に転位が導入されると、転位による結晶の方位差が生じるためＧＯＳ値が増加すると考えられる。

さらに、主に表裏層において加工フェライト相を活用するに当たり、本実施形態に係る鋼板の製造方法を検討した。粗圧延後の冷却条件（一次冷却の条件）を制御することにより、表裏層にポリゴナルフェライト相を十分に生成させる。そして、オーステナイト相とポリゴナルフェライト相の二相域で仕上圧延を行うことにより、ポリゴナルフェライト相に圧延加工を加える。さらに、仕上圧延後の冷却条件（二次冷却の条件）を制御することにより、粗大ベイナイト相の生成を極力抑える。その結果、表裏層に加工フェライト相を含む所定の金属組織を有する鋼板が得られることが判明した。

以上から、本実施形態に係る鋼板によって、優れたアレスト性を有し、かつ、高強度な鋼板が得られる。

まず、本実施形態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：０．０４０％〜０．１６０％）
Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．０４０％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０．１６０％を超えると、アレスト性及びＨＡＺ靭性が劣位となる。そのため、Ｃ量は、０．０４０％〜０．１６０％とする。Ｃ量の好ましい下限は０．０５０％、より好ましい下限は０．０６０％である。Ｃ量の好ましい上限は０．１４０％、より好ましい上限は０．１２０％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。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると、ＨＡＺ靭性が劣位となる。そのため、Ｓｉ量は、０．０１％〜０．５０％とする。Ｓｉ量の好ましい下限は０．０３％、より好ましい下限は０．０５％である。Ｓｉ量の好ましい上限は０．４０％、より好ましい上限は０．３５％である。

（Ｍｎ：０．７０％〜２．５０％）
Ｍｎは、母材の強度及びアレスト性を向上させる有効な元素である。Ｍｎ量が０．７０％未満では、Ｍｎを含有する効果が得られない。一方、Ｍｎ量が２．５０％を超えると、ＨＡＺ靭性が劣位となる。そのため、Ｍｎ量は、０．７０％〜２．５０％とする。Ｍｎ量の好ましい下限は０．９０％、より好ましい下限は１．２０％である。Ｍｎ量の好ましい上限は２．２０％、より好ましい上限は２．００％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、アレスト性及びＨＡＺ靭性が劣位となる。そのため、Ｐ量の上限を０．０３０％とする。Ｐ量の好ましい上限は０．０２０％、より好ましい上限は０．０１０％である。Ｐ量は少ないほど好ましいため下限は特に限定されず、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、硫化物、及び酸硫化物の介在物が多量に生成してアレスト性及びＨＡＺ靭性が劣位となる。このためＳ量の上限を０．０２０％とする。Ｓ量の好ましい上限は０．０１０％、より好ましい上限は０．００５％である。Ｓ量は少ないほど好ましいため下限は特に限定されず、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、再結晶を抑制し、微量の添加により組織微細化に寄与し、母材の強度及びアレスト性の確保に有効な元素である。Ｎｂ量が０．００３％未満であると、Ｎｂを含有する効果が得られない。Ｎｂ量が０．０５０％を超えると、ＨＡＺ靭性が劣位となる。そのため、Ｎｂ量は０．００３％〜０．０５０％とする。Ｎｂ量の好ましい下限は０．００５％、より好ましい下限は０．００８％である。Ｎｂ量の好ましい上限は０．０３５％、より好ましい上限は０．０２５％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、アレスト性及びＨＡＺ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、ＨＡＺ靭性が劣位となる。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％、より好ましい下限は０．０１０％である。Ｔｉ量の好ましい上限は０．０３５％、より好ましい上限は０．０２０％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、アレスト性及びＨＡＺ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％、より好ましい下限は０．０１５％である。Ａｌ量の好ましい上限は０．０８０％、より好ましい上限は０．０５０％である。

（Ｎ：０．００１０％〜０．００８０％）
Ｎは、Ｔｉ及び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％とする。しかし、Ｎの含有量が過剰であると、固溶Ｎによるアレスト性及び母材の伸びの低下が生じるため、Ｎ量の上限を０．００８０％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％、より好ましい下限は０．００２０％である。Ｎ量の好ましい上限は０．００７０％、より好ましい上限は０．００６０％である。

さらに、本実施形態に係る鋼板には、質量％で、下記の元素を含んでいてもよい。下記元素は、任意元素であり、含んでいなくてもよい（つまり、含有量が０％でもよい）。具体的には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、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い。これら元素は、高強度化に寄与する元素である。Ｍｇ、Ｃａ、及びＲＥＭ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い。これら元素は、介在物生成抑制効果に寄与する元素である。Ｚｒ及びＴｅ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い。これら元素は、靱性向上に寄与する元素である。

（Ｃｕ０．０１％〜１．５０％）
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１．５０％を超えると、継手の硬さの上昇に伴い靭性が低下する。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％とすることが好ましい。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ量は、０．０１％〜１．５０％とする。Ｃｕ量のより好ましい上限は、０．８０％、さらに好ましい上限は０．５０％である。Ｃｕ量のより好ましい下限は、０．０５％、さらに好ましい下限は０．１０％である。

（Ｎｉ：０．０１％〜２．５０％）
Ｎｉは、母材の強度及びアレスト性の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２．５０％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。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。したがって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ量は、０．０１％〜２．５０％とする。Ｎｉ量のより好ましい上限は、１．５０％、さらに好ましい上限は１．００％である。Ｎｉ量のより好ましい下限は、０．１０％、さらに好ましい下限は０．２０％である。

（Ｃｒ：０．０１％〜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い靭性が低下する。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％とすることが好ましい。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ量は、０．０１％〜１．００％とする。Ｃｒ量のより好ましい上限は、０．８０％、さらに好ましい上限は０．６０％である。Ｃｒ量のより好ましい下限は、０．０５％、さらに好ましい下限は０．１０％である。

（Ｍｏ：０．０１％〜１．００％）
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１．００％を超えると、継手の硬さの上昇に伴い靭性が低下する。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％とすることが好ましい。したがって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ量は、０．０１％〜１．００％とする。Ｍｏ量のより好ましい上限は、０．６０％、さらに好ましい上限は０．４０％である。Ｍｏ量のより好ましい下限は、０．０５％、さらに好ましい下限は０．１０％である。

（Ｖ：０．００１％〜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。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％とすることが好ましい。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖ量は、０．００１％〜０．１５０％とする。Ｖ量のより好ましい上限は、０．１００％、さらに好ましい上限は０．０８０％である。Ｖ量のより好ましい下限は、０．０１０％、さらに好ましい下限は０．０２０％である。

（Ｂ：０．０００１％〜０．００５０％）
Ｂは、微量の添加により焼き入れ性を高め母材の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。Ｂ量が０．００５０％を超えると、アレスト性及びＨＡＺ靭性が低下する。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％とすることが好ましい。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ量は、０．０００１％〜０．００５０％とする。Ｂ量のより好ましい上限は、０．００４０％、さらに好ましい上限は０．００３０％である。Ｂ量のより好ましい下限は、０．０００５％、さらに好ましい下限は０．００１０％である。

（Ｍｇ：０．０００１％〜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やすくなり、アレスト性及びＨＡＺ靭性が低下する。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％とすることが好ましい。したがって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ量は、０．０００１％〜０．０１００％とする。Ｍｇ量のより好ましい上限は、０．００７０％、さらに好ましい上限は０．００５０％である。Ｍｇ量のより好ましい下限は、０．０００５％、さらに好ましい下限は０．００１０％である。

（Ｃａ：０．０００１％〜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やすくなり、アレスト性及びＨＡＺ靭性が低下する。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％とすることが好ましい。したがって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ量は、０．０００１％〜０．０１００％とする。Ｃａ量のより好ましい上限は、０．００７０％、さらに好ましい上限は０．００５０％である。Ｃａ量のより好ましい下限は、０．０００５％、さらに好ましい下限は０．００１０％である。

（ＲＥＭ：０．０００１％〜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やすくなり、アレスト性及びＨＡＺ靭性が低下する。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％とすることが好ましい。したがって、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ量は、０．０００１％〜０．０１００％とする。ＲＥＭ量のより好ましい上限は、０．００７０％、さらに好ましい上限は０．００５０％である。ＲＥＭ量のより好ましい下限は、０．０００５％、さらに好ましい下限は０．００１０％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種又は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：０．０００１％〜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。Ｚｒ量が０．０１００％を超えると、ＨＡＺ靭性の低下がする。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％とすることが好ましい。したがって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ量は、０．０００１％〜０．０１００％とする。Ｚｒ量のより好ましい上限は、０．００７０％、さらに好ましい上限は０．００５０％である。Ｚｒ量のより好ましい下限は、０．０００５％、さらに好ましい下限は０．００１０％である。

（Ｔｅ：０．０００１％〜０．０１００％）
Ｔｅは、組織微細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。Ｔｅ量が０．０１００％を超えても、上記作用による効果は飽和する。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％とすることが好ましい。したがって、Ｔｅを含有する場合、Ｔｅ量は、０．０００１％〜０．０１００％とする。Ｔｅ量のより好ましい上限は、０．００７０％、さらに好ましい上限は０．００５０％である。Ｔｅ量のより好ましい下限は、０．０００５％、さらに好ましくい下限は０．００１０％である。

（残部）
残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、原材料に含まれる成分、又は、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％）
本実施形態に係る鋼板は、下記式（１）により求められる炭素当量Ｃｅｑ．が、０．３０％〜０．５５％であることが好ましい。
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、及び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、母材となる鋼板の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、アレスト性及びＨＡＺ靭性が向上し難くなる。炭素当量の下限値は、より好ましくは０．３５％、さらに好ましは０．４０％である。炭素当量の上限値は、より好ましくは０．５２％、さらに好ましくは０．５０％である。

［表裏層の金属組織］
次に、本実施形態に係る鋼板の表裏層における金属組織（ミクロ組織）の限定理由について説明する。

（加工フェライト相：３０％〜９０％）
加工フェライト相は、アレスト性に寄与する。加工フェライト相の面積が、９０％を超えると、母材の強度が不十分となる場合がある。一方、加工フェライト相の面積分率が３０％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、３０％〜９０％とする。加工フェライト相の面積分率の好ましい上限は、８５％、より好ましい上限は、８０％である。また、加工フェライト相の面積分率の好ましい下限は、３５％、より好ましい下限は、４０％である。

（ベイナイト相：１０％〜６０％）
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％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６０％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％〜６０％とする。ベイナイト相の面積分率の好ましい上限は、５５％、より好ましい上限は、５０％である。また、ベイナイト相の面積分率の好ましい下限は、１５％、より好ましい下限は、２０％である。

（ポリゴナルフェライト相、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合計：３０％以下）
ポリゴナルフェライト相、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（ＭＡ相）の合計の面積分率が３０％を超えると、軟質相であるポリゴナルフェライト相による母材強度の低下、又は脆化相であるパーライト相及びＭＡ相によるアレスト性の低下が顕著となる。そのため、これら各相（ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びＭＡ相）の合計の面積分率は、母材の強度とアレスト性の両特性を確保する観点で、３０％以下とする。これらの合計の面積分率の好ましい上限は、２５％以下である。これらの合計の面積分率は少ないほうが好ましく、下限値は特に限定されるものではない。例えば、これら各相の合計の面積分率は０％であってもよい。また、０％超であってもよく、１％以上であってもよい。

（加工フェライト相のアスペクト比：２．０以上）
表裏層における加工フェライト相のアスペクト比が２．０以上であることで、アレスト性が向上する。表裏層における加工フェライト相のアスペクト比は、好ましくは２．５以上、より好ましくは３．０以上である。表裏層における加工フェライト相のアスペクト比の上限は特に限定されず、例えば、１０．０以下であってもよい。表裏層における加工フェライト相は、面積分率で３０％〜９０％であり、かつ、アスペクト比が２．０以上を満足していると、アレスト性向上が向上する。
ここで、本明細書中において、表裏層における加工フェライト相のアスペクト比は、一つの加工フェライト相において、長軸の最大長さと、長軸方向と直交する短軸方向の短軸の最大長さとの比（長軸最大長さ／最大短軸長さ）で表される。加工フェライト相は、圧延方向に伸びた形状を示すので、長軸の長さは、圧延方向に伸びる長さとなり、短軸は、板厚方向（いわゆるＮＤ方向）の長さとなる。なお、アスペクト比は、表裏層における各相の面積分率を測定する際に測定する、鋼板の圧延方向と平行な断面（いわゆるＬ断面）の試料を用いて測定する。表裏層における試料にナイタールエッチングを行い、ナイタールエッチングで白色に見えた部分についてＥＢＳＰにてＧＯＳ値を求め、ＧＯＳ値が４°を超える部分を加工フェライト相として画像解析して求める。画像解析は、例えば、面積０．０５ｍｍ^２以上の視野を８視野以上（合計０．４０ｍｍ^２以上）について行い、平均値を求めればよい。

（加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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平均粒径（直径）：２５μｍ以下）
加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びＭＡ相の全相の組織微細化はアレスト性の向上に寄与する。表裏層における各相（加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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）を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径（直径）が２５μｍ以下であることで、アレスト性が向上する。表裏層における各相の平均粒径は、小さいほうが好ましく、下限値は特に限定されるものではない。例えば、表裏層における各相の平均粒径は、１μｍ以上であってもよく、５μｍ以上であってもよい。表裏層における各相の平均粒径の測定方法は後述する。

（Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１３｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛１１２｝＜１１０＞}の平均値：３．０以上）
表裏層における圧延面及び圧延方向に対する｛ｈｋｌ｝面及び＜ｕｖｗ＞方向の集合組織強度比Ｉ_{｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞}のうち、Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１３｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛１１２｝＜１１０＞}の平均値（以下、「集合組織強度比Ａ」と称する場合がある。）が３．０以上であると、アレスト性が向上する。集合組織強度比Ａは、ポリゴナルフェライト相を加工したときの集合組織の強度比の平均値を表しており、α−ｆｉｂｅｒの３つの代表組織を表している。集合組織強度比Ａが３．０以上であることは、α−ｆｉｂｅｒが増加していることを表している。前述のように、α−ｆｉｂｅｒは、アレスト性の評価において、き裂伝播方向にＢＣＣ構造のへき開面である｛１００｝面が配置されない。そのため、集合組織強度比Ａは高いほどアレスト性が向上する。集合組織強度比Ａは３．３以上であることが好ましく、３．５以上であることがより好ましい。集合組織強度比Ａの上限は特に限定されず、例えば、１０．０以下であってもよい。集合組織強度比Ａの測定方法は後述する。

［１／２位置の金属組織］
次に、本実施形態に係る鋼板の板厚方向の１／２位置における金属組織（ミクロ組織）の限定理由について説明する。

（加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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平均粒径（直径）：３０μｍ以下）
１／２位置においても、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びＭＡ相の全相の組織微細化はアレスト性の向上に寄与する。１／２位置における各相（加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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）を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径（直径）が３０μｍ以下であることで、アレスト性が向上する。表裏層における各相の平均粒径は、小さいほうが好ましく、下限値は特に限定されるものではない。例えば、表裏層における各相の平均粒径は、１μｍ以上であってもよく、５μｍ以上であってもよい。

（Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１２｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛３３２｝＜１１３＞}の平均値：２．０以上）
１／２位置における圧延面及び圧延方向に対する｛ｈｋｌ｝面及び＜ｕｖｗ＞方向の集合組織強度比Ｉ_{｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞}のうち、Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１２｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛３３２｝＜１１３＞}の平均値（以下、「集合組織強度比Ｂ」と称する場合がある。）が２．０以上であると、アレスト性が向上する。集合組織強度比Ｂは、圧縮加工を受けたオーステナイト相が変態した場合の典型的な変態集合組織の強度比の平均値を表している。表裏層における集合組織を３．０以上とするだけでなく、１／２位置における集合組織強度比Ｂが２．０以上であることにより、アレスト性が向上する。集合組織強度比Ｂは２．３以上であることが好ましく、２．５以上であることがより好ましい。集合組織強度比Ｂの上限は特に限定されず、例えば、１０．０以下であってもよい。

高強度であり、アレスト性に優れる鋼板とする観点で、上記した、表裏層における各相の平均粒径は、１／２位置における各相の平均粒径よりも小さいほうが望ましい。また、同様の観点で、表裏層おける集合組織強度比Ａは、１／２位置における集合組織強度比Ｂよりも大きいほうが望ましい。

−表裏層における各相の面積分率の測定方法−
表裏層における各相の面積分率の測定方法は、以下のとおりである。
表裏層において測定用試料を採取する。採取したそれぞれの試料について、光学顕微鏡により、鋼板の圧延方向と平行な断面（いわゆるＬ断面）の金属組織を写真撮影し、画像解析することによって求める。
具体的には、まず、鋼板の圧延方向と平行な方向の断面の、表裏層であって、鋼板の幅方向端面から１／４位置になる部分において、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方向の断面の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。白色に見える相を加工フェライト相、又はポリゴナルフェライト相、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ＥＢＳＰにて測定し、ナイタールエッチングで白色に見えた部分についてＧＯＳ値を求め、ＧＯＳ値が４°を超える部分を加工フェライト相の面積率とし、ＧＯＳ値が４°以下の部分をポリゴナルフェライト相の面積率とする。
さらに、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。
なお、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、及びＭＡ相の面積分率の合計は、１００％である。

−平均粒径の測定方法−
表裏層及び１／２位置における各相の平均粒径の測定方法は、以下のとおりである。
表裏層及び１／２位置において、鋼板の圧延方向と垂直な断面（いわゆるＣ断面）の測定用試料を採取する。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、ＥＢＳＰにより測定する。ＥＢＳＰを用いれば、ベイナイト相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により、表裏層の５００μｍ×５００μｍの領域を、測定位置を１μｍずつ動かしながら繰り返し測定する。１／２位置についても同様に測定する。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）の加重平均値を求め、これを平均粒径とする。
具体的に、加重平均値は、下記の式（Ｄ１）、式（Ｄ２）及び式（Ｄ３）によって算出する。
式（Ｄ１） ｐ＝（Ｄ_ＭＡＸ−Ｄ_ＭＩＮ）／Ｎ
式（Ｄ２） Ｄ_ｋ＝Ｄ_ＭＩＮ＋ｐ×（ｋ−１／２）
式（Ｄ３） Ｄ_ＡＶＥ＝（Σ［ｋ＝１、Ｎ］（Ｄ_ｋ×Ｓ_ｋ））／（Σ［ｋ＝１、Ｎ］Ｓ_ｋ）

ここで、Ｄ_ＭＡＸは、結晶粒の円相当径（直径）で最大の粒径を示したもので、Ｄ_ＭＩＮは、結晶粒の円相当径（直径）で最小の粒径を示したものである。Ｎは、加重平均を計算する際の分割数を表したもので、１０以上の値を用いて加重平均を求める。結晶粒径の最大値Ｄ_ＭＡＸと最小値Ｄ_ＭＩＮとの差（全ての結晶粒径分布の幅）を、分割数Ｎで割ることにより、分割範囲の幅であるｐを式（Ｄ１）により計算することができる。
Ｄ_ｋは、ｋ番目の分割範囲の結晶粒径の中央値で、ｋは１以上、分割数Ｎ以下の整数を用いて、式（Ｄ２）により求めることができる。Ｓ_ｋは、ｋ番目の分割範囲の結晶粒の面積で、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＰ法）を用いて測定した、（Ｄ_ＭＩＮ＋ｐ×（ｋ−１））μｍ以上、（Ｄ_ＭＩＮ＋ｐ×ｋ）μｍ未満の円相当径を有する結晶粒の合計面積を表す。
加重平均値Ｄ_ＡＶＥは、式（Ｄ３）のように、ｋ番目の分割範囲の結晶粒径の中央値Ｄ_ｋと、ｋ番目の分割範囲内にある結晶粒径を有する結晶粒の合計面積Ｓ_ｋとを掛けた値、（ＤＫ×ＳＫ）を算出し、ｋが１から分割数Ｎまでの間の（Ｄ_Ｋ×Ｓ_Ｋ）を合計したものを、ｋが１から分割数Ｎまでの間のＳＫの合計で割ったものである。すなわち、加重平均値は、Ｄ_１×Ｓ_１〜Ｄ_Ｎ×Ｓ_Ｎを合計したものを、Ｓ_１〜Ｓ_Ｎを合計したもので除算することで計算できる。

−集合組織強度比の測定方法−
表裏層おける集合組織強度比Ａ及び１／２位置における集合組織強度比Ｂの測定方法は、以下のとおりである。
集合組織強度比は、種々のプロセスによって製造した鋼板を用いて、アレスト性に及ぼす鋼板の集合組織の影響を明確化するために、ＥＢＳＰによる解析を実施する。測定面は圧延方向（ＲＤ）を法線とする、鋼板の圧延方向と垂直な断面（いわゆるＣ断面）とし、測定位置は、表裏層と、１／２位置とする。測定は１．５ｍｍ×１ｍｍの領域を３μｍ間隔で行い、結晶方位分布関数（Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｔｅ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ；ＯＤＦ）を作成した上で、ランダム強度に対する特定の集合組織強度の比を読み取った。本実施形態に係る鋼板において、集合組織の解析には、（株）ＴＳＬソリューションズ製のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（ｖｅｒ．７）」を使用した。

［鋼板の物性］
本実施形態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。

本実施形態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、本実施形態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 Ｚ ２２４１（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、本実施形態に係る鋼板は、温度勾配型ＥＳＳＯ試験における、−１０℃の試験温度での脆性き裂伝播停止靭性値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、本実施形態に係る鋼板は、ＮＲＬ落重試験における無延性遷移温度が、−８０℃以下（好ましくは、−８５℃以下、より好ましくは−１００℃以下）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。
無延性遷移温度（ＮＤＴ温度；Ｎｉｌ−Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ−Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）は、ＡＳＴＭ Ｅ２０８−０６で規定された、ＮＲＬ（Ｎａｖａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ）落重試験法に準拠して試験を行うことで求める。試験片は、Ｐ−３タイプ（Ｔ：１６ｍｍ，Ｌ：１３０ｍｍ，Ｗ：５０ｍｍ）とし、鋼板の最表面を含むようにして、板厚方向に１６ｍｍの位置までを採取する。試験片は、圧延方向（Ｌ方向）に採取し、試験片の最表面にＬ方向に溶接ビードを設け、クラックスターターとして圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に切り欠きを設ける。

なお、本実施形態に係る鋼板は、化学組成、表裏層及び１／２位置における金属組織の態様が、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℃}、及び無延性遷移温度（ＮＤＴ温度）が全て、上記範囲の値を満足し得る。

＜鋼板の製造方法＞
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の一例について説明する。

本実施形態に係る鋼板は、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。
前述の化学組成を有する鋼片を、９５０℃〜１１５０℃の温度域で加熱する工程（加熱工程）、
前記加熱後の鋼片を、鋼板の表面温度が再結晶温度Ｔ_ｒｅｘ〜１０５０℃の温度域で、累積圧下率が１０％〜７５％で粗圧延を行う工程（粗圧延工程）、
前記粗圧延後の鋼板を、鋼板表面から１ｍｍの位置での温度が、Ａｒ_３点〜１０５０℃の冷却開始温度から、５００℃〜（Ａｒ_３点−３０℃）の冷却停止温度まで、３５℃／秒〜１００℃／秒の平均冷却速度で一次冷却する工程（一次冷却工程）、
前記一次冷却後の鋼板を、鋼板の表面温度が６００℃〜８００℃の温度域で、累積圧下率が５０％〜７５％で仕上圧延を行う工程（仕上圧延工程）、
前記仕上圧延後の鋼板を、鋼板表面から板厚方向の１／４位置での温度が、６００℃〜８００℃の冷却開始温度から、０℃〜５５０℃の冷却停止温度まで、１℃／秒〜２０℃／秒の平均冷却速度で二次冷却する工程（二次冷却工程）。

（加熱工程）
前述の化学組成を有する鋼片を所定の温度で加熱する工程である。この工程は、鋼片の加熱により、オーステナイト相の組織制御に寄与する工程である。所定の化学組成を有する鋼片を、９５０℃〜１１５０℃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、微細なオーステナイト相が得られる。一方、鋼片の加熱温度を１１５０℃以下とすることで、オーステナイト相の粗大化が抑制され、微細なオーステナイト相が得られる。

（粗圧延工程）
粗圧延では、加熱後の鋼片を、鋼片（鋼板）の表面温度が再結晶温度Ｔ_ｒｅｘ〜１０５０℃の温度域で、累積圧下率が１０％〜７５％の範囲となるように施す。
上記の条件とすることで、圧延により発生した転位のエネルギーで、オーステナイト相が再結晶することで、オーステナイト相が微細化し、アレスト性が向上した鋼板が得られる。

なお、粗圧延の温度がＴ_ｒｅｘ未満であると、オーステナイト相の再結晶が起こらないため、オーステナイト相の微細化は期待できない。また、粗圧延の温度が１０５０℃を超えると、再結晶後のオーステナイト相の粒径が大きくなり、かつ、再結晶後の粒成長も促進されるため、微細なオーステナイト相が得られない。

つまり、上記条件のように、オーステナイト相が再結晶する圧下率を確保しつつ、比較的低温で粗圧延を行うことで、オーステナイト相が微細に制御される。それによって、鋼板のアレスト性が向上する。

ここで、粗圧延における累積圧下率は、以下の式（Ｒ１）のようにして求められる。
式（Ｒ１） 粗圧延の累積圧下率＝｛（粗圧延前の板厚−粗圧延後の板厚）／粗圧延前の板厚｝×１００
なお、粗圧延前の板厚とは、加熱炉から鋼片を抽出した後、鋼片（鋼板）の表面温度が再結晶温度Ｔ_ｒｅｘ〜１０５０℃の温度域で圧延した際の圧延前の板厚の最大値である。
粗圧延後の板厚とは、鋼片（鋼板）の表面温度が再結晶温度Ｔ_ｒｅｘ〜１０５０℃の温度域で圧延した際の圧延後の板厚の最小値である。

（一次冷却工程）
一次冷却は、粗圧延後の鋼板を、鋼板表面から１ｍｍの位置での温度が、Ａｒ_３点〜１０５０℃の冷却開始温度から、５００℃〜（Ａｒ_３点−３０℃）の冷却停止温度まで、冷却する。そして、冷却している間の平均冷却速が３５℃／秒〜１００℃／秒である。一次冷却の条件として、上記のように、高い冷却速度とし、高い冷却停止温度とすることで、仕上圧延前におけるポリゴナルフェライト相を十分に確保する。一次冷却工程で、十分にポリゴナルフェライト相を確保することは、仕上圧延において、加工フェライト相を生成させるうえで重要な工程である。なお、冷却速度及び冷却停止温度は、鋼板表面から１ｍｍの位置における計算冷却速度及び計算冷却停止温度である。冷却速度は、冷却している間の平均冷却速度である。

（仕上圧延工程）
仕上圧延は、鋼板の表面温度が６００℃〜８００℃の温度域で、累積圧下率が５０％〜７５％となるように行う。鋼板の表面温度が６００℃〜８００℃の温度域で仕上圧延を行うことで、一次冷却工程で生成したポリゴナルフェライト相が圧延加工を受け、圧延方向に伸長した加工フェライト相が生成する。

また、累積圧下率が５０％以上とすることで、加工フェライト相に効率的に歪を蓄積することができ、集合組織の発達及び金属組織の各相の微細化に寄与する。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したりする。そのため、累積圧下率は５０％〜７５％（好ましくは５５％〜７０％）とする。

ここで、仕上圧延における累積圧下率とは、下記式（Ｒ２）で表される。
式（Ｒ２） 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。

ここで、本明細書中において、Ａｒ_３は、下記式（Ｔ１）、及び再結晶温度Ｔ_ｒｅｘは、下記式（Ｔ２）で表される。
式（Ｔ１） Ａｒ_３＝９１０−３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］−５５［Ｎｉ］−１５［Ｃｒ］−８０［Ｍｏ］
式（Ｔ２） Ｔ_ｒｅｘ＝−９１９００［Ｎｂ＊］^２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０
（ただし、式（Ｔ２）中、［Ｎｂ＊］は、下記式（Ｔ３−１）及び下記式（Ｔ３−２）で表される。
式（Ｔ３−１） ［Ｎｂ］≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合、［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］
式（Ｔ３−２） ［Ｎｂ］＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合、［Ｎｂ＊］＝［Ｎｂ］
ここで、［Ｎｂ］は、Ｎｂ含有量（質量％）を表し、［Ｓｏｌ．Ｎｂ］は、下記式（Ｔ４）で求めるＳｏｌ．Ｎｂ（固溶Ｎｂ）（質量％）を表す。
式（Ｔ４） Ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０^{（−６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６）}）／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）
なお、式（Ｔ４）中、Ｔは鋼片の加熱温度で、単位は摂氏温度（℃）であり、Ｃ、Ｎは、それぞれ、Ｃ、Ｎの含有量（質量％）である。）

（二次冷却工程）
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（二次冷却）。この条件での冷却により、金属組織が微細化されるとともに、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、母材の強度及びアレスト性に影響を及ぼす。

二次冷却工程では、仕上圧延後の鋼板を、鋼板の板厚方向の１／４位置での温度が、６００℃〜８００℃の冷却開始温度から、０℃〜５５０℃の冷却停止温度まで冷却する。その際、１／４位置での平均冷却速度は、１℃／秒〜２０℃／秒である。

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。１／４位置での温度が６００℃〜８００℃の冷却開始温度から、０℃〜５５０℃の冷却停止温度まで、１／４位置での冷却速度を、１℃／秒〜２０℃／秒とし、鋼板の１／４部位置での温度を、６００℃以上の温度から開始して、５５０℃以下の温度になるまで冷却することで、所定量の金属組織が得られる。
なお、冷却速度及び冷却停止温度は、１／４位置における計算冷却速度及び計算冷却停止温度である。冷却速度は、冷却している間の平均冷却速度である。

本実施形態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℃の温度域で焼戻し熱処理を行う工程（熱処理工程）を有していてもよい。

（熱処理工程）
鋼板の冷却後に、必要に応じて、３５０℃〜６５０℃（好ましくは４５０℃〜５５０℃）の温度域で焼戻し熱処理を行い、鋼板の強度と靭性を調整してもよい。焼戻し熱処理を行う場合、熱処理の温度が３５０℃以上であると、ひずみ除去によるアレスト性改善効果が高まる。一方、熱処理の温度が６５０℃を超えると、強度が低下する場合がある。

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い。前記又は後記した趣旨に適合し得る範囲で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。

＜実施例１＞
表１及び表２に鋼板の化学成分を示す。表１及び表２に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｚ及びＡＡ〜ＡＧを、表３〜表６に示す条件で加熱、粗圧延、一次冷却、仕上圧延、二次冷却、及び必要に応じて行う熱処理の各工程を経て製造することにより、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４９の鋼板を得た。得られた各鋼板の下記特性について測定した結果を表７及び表８に示す。

得られた各鋼板について、表裏層における加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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を既述の方法に従って測定した。また、これらの全相の平均粒径（直径）を既述の方法に従って測定した。さらに、加工フェライト相のアスペクト比を、既述の方法に従って測定した。そして、集合組織強度比Ａを既述の方法に従って測定した。

得られた各鋼板について、鋼板表面から板厚方向の１／２位置における加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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）を既述の方法に従って測定した。また、集合組織強度比Ｂを既述の方法に従って測定した。

得られた各鋼板について、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−１０℃での脆性き裂伝播停止靭性値Ｋ_ｃａ（アレスト靱性値Ｋ_{ｃａ−１０℃}）、及びＮＲＬ落重試験における無延性遷移温度（ＮＤＴ温度）を、既述の方法に従って測定した。

表１及び表２中、「−」は、意図的に添加していないことを表す。

表５及び表６中、熱処理欄の「−」は、焼戻し処理無しである（焼戻し処理を行わない）ことを表す。

表７及び表８中の略号は以下のとおりである。
「ＤＦ分率」は加工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、「ＰＦ分率」はポリゴナルフェライト相の面積分率を、それぞれ表す。
「ＰＦ＋Ｐ＋ＭＡ」は、ポリゴナルフェライト相、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を表す。
「平均粒径」は、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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。
「ＤＦアスペクト比」は加工フェライト相のアスペクト比を表す。
「集合組織強度比Ａ」は、表裏層における集合組織強度比Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１３｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛１１２｝＜１１０＞}の平均値を表す。
「集合組織強度比Ｂ」は、１／２位置における集合組織強度比Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１２｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛３３２｝＜１１３＞}の平均値を表す。
「Ｋ_{ｃａ−１０℃}」は、−１０℃でのアレスト靭性値を、「ＮＤＴ温度」は、無延性遷移温度を、それぞれ表す。

本実施形態に係る鋼板の化学組成及びミクロ組織の少なくとも一方の条件を満足していない比較例は、アレスト性及び高強度の少なくとも一方の特性が劣位であった。
これに対し、本実施形態に係る鋼板の化学組成及びミクロ組織の条件を満たしている発明例は、アレスト性及び強度のいずれの特性も優れた鋼板であった。

以上より、本実施形態に係る鋼板は、優れたアレスト性を有し、かつ、高強度である。そのため、本実施形態に係る鋼板によれば、特に、コンテナ船の重要部材（例えば、ハッチサイドコーミング及びアッパーデッキ）にも、好適に適用され得る。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０４０％〜０．１６０％、
   Ｓｉ：０．０１％〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．７０％〜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％、
   を含み、残部として、Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延方向に平行な板厚方向断面の金属組織が、面積分率で、加工フェライト相３０％〜９０％、ベイナイト相１０％〜６０％、ポリゴナルフェライト相、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合計３０％以下から構成され、
   鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延方向に平行な板厚方向断面の加工フェライト相のアスペクト比が、２．０以上であり、
   鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径（直径）が２５μｍ以下であり、
   鋼板表面から１ｍｍの位置と鋼板表面から５ｍｍの位置との間における、圧延面及び圧延方向に対する｛ｈｋｌ｝面及び＜ｕｖｗ＞方向の集合組織強度比Ｉ_{｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞}のうち_、Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１３｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛１１２｝＜１１０＞}の平均値が３．０以上であり、
   鋼板表面から板厚方向の１／２位置における、圧延方向に垂直な断面の、加工フェライト相、ベイナイト相、ポリゴナルフェライト相、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を、電子線後方散乱回折法により測定したときの平均粒径（直径）が３０μｍ以下であり、
   鋼板表面から板厚方向の１／２位置における、圧延面及び圧延方向に対する｛ｈｋｌ｝面及び＜ｕｖｗ＞方向の集合組織強度比Ｉ_{｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞}のうち、Ｉ_{｛００１｝＜１１０＞}、Ｉ_{｛１１２｝＜１１０＞}、及びＩ_{｛３３２｝＜１１３＞}の平均値が２．０以上である鋼板。
2. 前記化学組成が、さらに、
   Ｃｕ ：０．０１％〜１．５０％、
   Ｎｉ ：０．０１％〜２．５０％、
   Ｃｒ ：０．０１％〜１．００％、
   Ｍｏ ：０．０１％〜１．００％、
   Ｖ ：０．００１％〜０．１５０％
   Ｂ ：０．０００１％〜０．００５０％、
   からなる群から選択される少なくとも１種を含む請求項１に記載の鋼板。
3. 前記化学組成が、さらに、
   Ｍｇ ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ｃａ ：０．０００１％〜０．０１００％、
   ＲＥＭ：０．０００１％〜０．０１００％、
   からなる群から選択される少なくとも１種を含む請求項１又は請求項２に記載の鋼板。
4. 前記化学組成が、さらに、
   Ｚｒ ：０．０００１％〜０．０１００％、
   Ｔｅ ：０．０００１％〜０．０１００％、
   からなる群から選択される少なくとも１種を含む請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鋼板。
5. 下記式（１）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が、０．３０％〜０．５５％である請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の鋼板。
   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、及びＮｉは、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。）
6. 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、
   請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の化学組成を有する鋼片を、９５０℃〜１１５０℃の温度域で加熱する工程と、
   前記加熱後の鋼片を、鋼板の表面温度が再結晶温度Ｔ_ｒｅｘ〜１０５０℃の温度域で、累積圧下率が１０％〜７５％で粗圧延を行う工程と、
   前記粗圧延後の鋼板を、鋼板表面から１ｍｍの位置での温度が、Ａｒ_３点〜１０５０℃の冷却開始温度から、５００℃〜（Ａｒ_３点−３０℃）の冷却停止温度まで、３５℃／秒〜１００℃／秒の平均冷却速度で一次冷却する工程と、
   前記一次冷却後の鋼板を、鋼板の表面温度が６００℃〜８００℃の温度域で、累積圧下率が５０％〜７５％で仕上圧延を行う工程と、
   前記仕上圧延後の鋼板を、鋼板表面から板厚方向の１／４位置での温度が、６００℃〜８００℃の冷却開始温度から、０℃〜５５０℃の冷却停止温度まで、１℃／秒〜２０℃／秒の平均冷却速度で二次冷却する工程と、
   を有する、鋼板の製造方法。
7. さらに、前記二次冷却後の鋼板を、３５０℃〜６５０℃の温度域で焼戻し熱処理を行う工程を有する、請求項６に記載の鋼板の製造方法。