JP6926773B2 - 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。さらに、万が一、脆性亀裂が溶接継手箇所に発生した場合でも、脆性亀裂を母材にて停止させる性能（以下、「アレスト性」と称する場合がある。）が求められる。板厚が厚くなるに従って、アレスト性は劣位となる傾向があるが、その一方で、要求されるアレスト性は高くなる。

例えば、非特許文献１では、板厚８０ｍｍ超え１００ｍｍ以下の極厚アレスト鋼板の−１０°Ｃにおける必要最小アレスト靱性値（Ｋｃａ値）は、最も厳しい条件の場合、８０００Ｎ／ｍｍ^１．５とすることが記載されている。

アレスト性を確保するためには、鋼板を高強度化し、板厚を薄肉化することが有効となる。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、溶接熱影響部が高硬度化し、溶接熱影響部の靱性は劣化する。溶接構造物の一層の安全性、信頼性の確保をするためには、鋼板を高強度化しつつ、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。）を確保することが重要となる。

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、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１〜４参照）。

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、実質的にＡｌを含有しない鋼板に、Ｔｉを主成分とする酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳ及びＢＮの複合析出物を分散させる方法を提案するものである。これは、Ｔｉ酸化物による粒内変態に加え、Ｂによって粒界からのフェライトの生成を抑制し、ＨＡＺ靱性を向上させるものである。

特許文献４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。

２０１６年７月２７日 一般財団法人日本海事協会（Ｃｌａｓｓ ＮＫ） プレスリリース「超大型コンテナ船に用いられる板厚１００ｍｍの極厚アレスト鋼板に対する必要最小アレストじん性について世界初の知見」

特開平１−１５９３５６号公報 特開２００８−２９１３４７号公報 特開平３−１６２５２２号公報 特開２００７−１７７３２７号公報

上記の非特許文献１に記載の鋼板について、本発明者らが検討したところ、次のような知見を得た。

非特許文献１に記載される、板厚８０ｍｍ超の鋼板のアレスト靱性値Ｋｃａが８０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上である安定して確保するには、例えば、Ｎｉ含有量の増加、有効結晶粒径を微細化するために製造負荷が高い工程の適用等の方法が挙げられる。しかし、これらはコストがかかる。

また、上記の特許文献１〜４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Ａｌと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、Ａｌを含有しない溶鋼中にＴｉを添加するだけでは、鋼板のＴｉ酸化物の個数を確保することは困難であることが分かった。

特許文献４に開示される技術を検討した結果、溶接金属に隣接した部位が高温に晒されるため、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い。この費用を削減するためには、鋼板を高強度化し、薄肉化することで、溶接パス数を減らすことが有効である。しかし、単純に、鋼板を高強度化するだけでは、ＨＡＺが硬化し、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、鋼板を高強度化すると、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ため、粒内変態の核の数を十分に確保することが難しいことなどが考えられる。

上記のように、高強度化した鋼板の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、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。

本発明者は、ＨＡＺ部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と固溶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％〜０．００３０％、
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％〜０．００５０％、
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％、
Ｍｇ：０％〜０．０００５％、
Ｃａ＋ＲＥＭ：０％〜０．０００５％、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（２）で表されるＢ_ａｓＢＮが０％以下であり、
下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が０．４５％〜０．５５％であり、
圧延方向に垂直な断面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、鋼板表側から板厚方向の５ｍｍの位置と板厚方向の１／２位置から鋼板表面に向かって５ｍｍの位置との間の領域での有効結晶粒径の平均値が３０μｍ以下であり、
前記領域での板厚方向の各測定位置における有効結晶粒径の平均値が、前記領域全体での有効結晶粒径の平均値−１５μｍ〜前記領域全体での有効結晶粒径の平均値＋１５μｍの範囲を満足し、
前記領域全体でのミクロ組織が、面積率の平均値にして、ベイナイト分率が８０．０％〜１００．０％、フェライト分率が０％〜２０．０％、パーライト分率が０％〜１．０％、ＭＡ分率が０％〜１．０％であって、ベイナイト分率と、フェライト分率と、パーライト分率と、ＭＡ分率との合計が１００％であり、
前記領域での板厚方向の各測定位置におけるベイナイト分率が、前記領域全体でのベイナイト分率の平均値−１５％〜前記領域全体でのベイナイト分率の平均値＋１５％の範囲を満足し、
板厚方向の１／４位置で解析される酸化物は、酸化物中の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２０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値が５％以上、およびＺｒ酸化物とＴｉ酸化物の質量換算値の合計が８０％以上を満足し、円相当径が０．５μｍ〜１０μｍの個数密度が１０個／ｍｍ^２以上の酸化物である鋼板。

ただし、式（１）中、Ｂ_ａｓＢＮは下記式（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（Ｂ_ａｓＢＮ＜０の場合、Ｂ_ａｓＢＮ＝０とする）、０≦Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒの関係を満たし、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ、及びＡｌは、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの含有量（質量％）であることを示す。

Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（３）
ただし、式中の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％）である。

（２）
板厚が５０ｍｍ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５５０ＭＰａ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℃以下であり、入熱４．５ｋＪ／ｍｍ〜６．０ｋＪ／ｍｍで溶接を行ったときに発生する溶接熱影響部に試験温度−１０℃で行う亀裂開口変位試験で、破壊直前の亀裂開口量が０．１５ｍｍ以上である（１）に記載の鋼板。

（３）
（１）又は（２）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、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した溶鋼へ、Ｔｉ添加後Ｚｒの順に添加、Ｚｒ添加後Ｔｉの順に添加、または、ＴｉとＺｒとを同時に添加、のいずれか一つの添加順序で、ＴｉとＺｒとを添加した後、Ｔｉ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、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。

（４）
（１）又は（２）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、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した溶鋼へＴｉを添加し、Ｔｉ添加後の溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した後、Ｚｒを添加し、Ｔｉ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、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）又は（２）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、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した溶鋼へＺｒを添加し、Ｚｒ添加後の溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した後、Ｔｉを添加し、Ｔｉ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、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、４００℃〜６００℃の温度に再加熱する熱処理工程を有する（３）〜（５）のいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。

本実施形態によれば、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。

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、粒界フェライトの生成を抑制し、鋼板強度を向上させ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が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、ＨＡＺ部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（粒内）となる酸化物、固溶Ｂに着目し、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、（Ｅ）Ａｌ、（Ｆ）ミクロ組織、及び（Ｇ）鋼板の製造方法について、下記の新知見を得た。
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、Ｚｒを添加した鋼板を実際に製造し、粒内フェライトの核となる酸化物について、個々の酸化物を詳細に調査し、ＨＡＺ靱性向上に及ぼす効果について調査検討を行った。
その結果、Ｔｉ酸化物、Ｚｒ酸化物、Ａｌ酸化物の質量換算値の合計に対して、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が２０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値が５％以上、かつＺｒ酸化物とＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合の合計が８０％以上、を含有する酸化物の円相当径（円形と仮定したときの円の直径に相当するもの）が、０．５μｍ〜１０μｍである酸化物を１０個／ｍｍ^２以上の個数密度で含有すると、組織の微細化を通じてＨＡＺ靱性を改善することが明らかとなった。

Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が２０％を超える場合、又はＺｒ酸化物とＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合の合計が８０％未満である場合、粒内フェライトの生成核とならなかった。なお、粒内フェライトの生成核となる酸化物は、Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合が２０％以下の範囲内であれば、Ｚｒ酸化物とＴｉ酸化物との質量換算値の含有割合の合計には、単独Ｚｒ酸化物、及びＴｉとＺｒとの複合酸化物が含まれる。
なお、Ｚｒ酸化物の質量換算値が５％以上と限定する理由は、後述の「（Ｃ）：固溶Ｂ（Ｂ_Ｆ）」で述べる。

Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合は、好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下、さらに好ましくは５％以下である。Ａｌ酸化物の質量換算値の含有割合は０％でもよい。
Ｚｒ酸化物とＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合の合計は、好ましくは８５％以上、より好ましくは９０％以上、さらに好ましくは９５％以上である。Ｚｒ酸化物とＴｉ酸化物の質量換算値の含有割合の合計は、１００％でもよい。なお、Ｚｒ酸化物の質量換算値が５％以上であるが、Ｚｒ酸化物の質量換算値の含有割合の上限としては、特に限定されないが、例えば、９８％以下であることがよい。

また、円相当径が０．５μｍより小さいと粒内フェライトの生成核となるＩＧＦ核としての機能が低下し、１０．０μｍ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以上の場合には、Ｚｒを含まない鋼と比較して、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。
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は、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以上である。なお、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。

ここで、酸化物の観察方法について述べる。
本実施形態に係る鋼板に含まれるＡｌ、Ｔｉ、及びＺｒのいずれか（ＴｉとＺｒとは両方を含有する場合も含む）を含有する酸化物の円相当径、個数密度、および組成は、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、鋼板の幅中央、板厚方向の１／４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。この試験片を１４００℃に２３秒間加熱保持した後、冷速１℃／ｓｅｃの条件で冷却し、圧延方向と垂直な方向に切断し、得られた断面を、ＳＥＭ／ＥＤＸ（走査型電子顕微鏡／エネルギー分散型Ｘ線分光法）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（酸化物の形態は粒状であるので）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組成を定量分析する。
ここで、試験片を１４００℃に加熱する熱処理は、実施しても、実施しなくても、酸化物の大きさ、個数、組成に影響しない。１４００℃に加熱すると、ＴｉＮなど酸化物以外の析出物が固溶するため、観察したい酸化物が見やすくなり、解析に要する時間を減らすことができる。

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した。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を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、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質量換算値の割合を、酸化物に含まれる各元素の酸化物の含有割合（％）とした。

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）

（Ｂ）：固溶Ｚｒ（Ｓｏｌ．Ｚｒ）
酸化物を形成せず鋼板に残存するＺｒ（固溶Ｚｒ（Ｓｏｌ．Ｚｒ））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、酸可溶性Ｚｒと酸不溶性Ｚｒの合計が、鋼板中のＺｒ量である。

（Ｃ）：固溶Ｂ（Ｂ_Ｆ）
鋼板の固溶Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界フェライトの生成を抑制し、母材強度を改善する。Ｚｒ酸化物、及びＺｒ酸化物とＴｉ酸化物との合計が一定量以上含有させた鋼板では、固溶Ｂが増加することを見出した。この効果を得るためには、Ｚｒ酸化物の質量換算値が５％以上必要となることを知見した。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）であると、固溶Ｂによる母材強度向上効果が得られる。Ｂ_Ｆが過剰になると、母材靱性と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。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。

ただし、式（１）中、Ｂ_ａｓＢＮは下記式（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。
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。

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。

本実施形態に係る鋼板はＡｌを含有させないことが好ましい。これは、Ａｌは、鋼板において強脱酸元素として作用するため、多量に鋼板に含有すると、ＺｒおよびＴｉの酸化物生成を阻害するからである。しかしながら、実製造においては、Ａｌが不純物として混入する場合、溶鋼温度が低くなりすぎた場合などにＡｌ昇熱をせざるを得ず、鋼板にＡｌが含有される場合などがある。

Ａｌが含有されることも考慮すると、酸化物と窒化物の生成工程は以下であると考えられる。脱酸力が強い元素から酸化物を形成するので、まず、溶鋼中において、Ａｌよりも脱酸力が強いＺｒが優先的に酸化物となりＺｒ酸化物が形成される。そして、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。次に、酸化物を生成せずに余ったＴｉは窒素と結合して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。添加したＢを全量固溶Ｂとして活用するためには、この値を０％とする。さらに、ＢＮはフェライトの生成核になるので、母材強度を安定して確保するためにも、Ｂ_ａｓＢＮは０％であることがよい。

ただし、式中のＮ、Ｔｉ、Ｏ、及びＡｌは、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの含有量（質量％）である。０≦Ｂ_ａｓＢＮ≦Ｂであり、Ｂ_ａｓＢＮ＜０の場合はＢ_ａｓＢＮ＝０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。

（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、Ｔｉ酸化物、Ｚｒ酸化物、およびＴｉとＺｒと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％〜０．００５０％（好ましい上限は０．００４０％以下、より好ましい上限は０．００３０％以下）に制御し、かつ脱酸元素であるＴｉとＺｒを添加することで、酸化物の平均粒径が顕著に微細化し個数が増大することを知見した。
脱酸元素であるＴｉとＺｒとの添加順序は、Ｔｉ、Ｚｒの順、Ｚｒ、Ｔｉの順、又はＴｉ，Ｚｒの同時添加のいずれでもよい。

ＴｉとＺｒとを、Ｔｉ、Ｚｒの順で、別々に添加する場合、溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％（好ましい上限は０．００４０％以下、より好ましい上限０．００３０％以下）に制御した後、Ｔｉを添加する。そして、溶鋼中の溶存酸素量を０．０００５％〜０．００５０％（好ましい上限は０．００４０％以下、より好ましい上限は０．００３０％以下、さらに好ましい上限は０．００２０％以下）にした後、Ｚｒを添加するとよい。
Ｚｒ、Ｔｉの順で別々に添加する場合、０．０００５％〜０．００５０％（好ましい上限は０．００４０％以下、より好ましい上限０．００３０％以下）に制御した後、Ｚｒを添加する。そして、該溶鋼中の溶存酸素量を０．０００５％〜０．００５０％（好ましい上限は０．００４０％以下、より好ましい上限は０．００３０％以下、さらに好ましい上限は０．００２０％以下）にした後、Ｔｉを添加するとよい。
ＴｉとＺｒを同時に添加する場合、溶鋼中の溶存酸素量を０．０００５％〜０．００５０％（好ましい上限は０．００４０％以下、より好ましい上限０．００３０％以下）に制御した後、ＴｉとＺｒを同時に添加するとよい。

この工程により、最終的に鋼板中に残留する酸化物の粒子は、Ａｌ酸化物の質量換算値の割合が２０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値が５％以上、Ｚｒ酸化物とＴｉ酸化物の質量換算値の割合の合計が８０％以上で、この酸化物粒子の円相当径（直径）が０．５μｍ〜１０μｍである個数密度が、１０個／ｍｍ^２以上になることを知見した。
ここで、二次精錬は、転炉精錬後に真空精錬装置、不活性ガス中での精錬装置などによって行われる工程を示す。ＺｒおよびＴｉ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）：Ａｌ
Ａｌは、鋼板において強脱酸元素として作用するため、多量に鋼板に含有すると、ＺｒおよびＴｉの酸化物生成を阻害する。溶鋼中の溶存酸素量を確保し、ＺｒとＴｉとを含有する複合酸化物を鋼板に生成させるため、Ａｌの含有量は０．００５０質量％以下に制限することが重要である。

（Ｆ）：ミクロ組織
本実施形態に係る鋼板はＨＡＺ靱性に優れることに加え、母材靱性、母材強度、およびアレスト性に優れた鋼板を対象としている。
ここで、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。

母材組織は、ベイナイトを主体とし、ベイナイト、フェライト、パーライト、ＭＡの混合組織である。ところが、ベイナイトとフェライトとが混在する組織では、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、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。

より詳細には、鋼板表側から板厚方向の５ｍｍの位置（以下、「表下５ｍｍ部」と称する場合がある。）と板厚方向の１／２位置から鋼板表面に向かって５ｍｍの位置（以下、「ｔ／２−５ｍｍ部」と称する場合がある。）との間の領域において、組織観察を行うための組織観察用試料を採取する。組織観察用試料は、板厚方向に５ｍｍごとに組織観察できるように採取し、圧延方向に対して垂直な断面を切断して、鏡面研磨する。そして、ナイタール腐食を実施し、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域を板厚方向に５ｍｍごとに、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、その平均値を板厚方向の各測定位置（板厚方向に５ｍｍごとに測定した位置）でのパーライト分率とする。
さらに、レペラー腐食を実施し、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域を板厚方向に５ｍｍごとに、光学顕微鏡を用いて５００倍で４視野撮影し、各視野のＭＡ分率を測定し、その平均値を板厚方向の各測定位置でのＭＡ分率とする。
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°以下の部分とした。このフェライトの面積分率を、板厚方向の各測定位置で求めた。ベイナイト分率は、パーライト分率とフェライト分率とＭＡ分率との残部とした。つまり、ベイナイト分率と、パーライト分率と、フェライト分率と、ＭＡ分率との合計は、面積率で１００％である。
なお、板厚方向に５ｍｍごとの測定位置として、鋼板表側から板厚方向の１／４位置（以下、「ｔ/４部」と称する場合がある。）が含まれない場合、ｔ／４部も別途、上記と同様に測定する。すなわち、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域は、ｔ／４部を含む、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域であることを示す。

次に、有効結晶粒径について述べる。
鏡面研磨面を、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域を板厚方向に５ｍｍごとに、圧延方向に垂直な方向の断面に対し、ＥＢＳＤ法により、５００μｍ×５００μｍの領域を１μｍピッチで測定する。ｔ／４部が含まれない場合、ｔ／４部も別途同様に、測定する。
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、ｔ／４部を含む表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域全体の有効結晶粒径とした。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。

表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域の全体における有効結晶粒径の平均値（Ｄｅｆｆ_ｔ）は、ｔ／４部を含む、板厚方向の各測定位置における有効結晶粒径をＤｅｆｆ_ｊとし、測定した視野数をＭとすると、下記式（１２）で表される。なお、Ｄｅｆｆ_ｊは、式（１１）により求められた値である。

表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域（ｔ／４部を含む）での母材靱性とミクロ組織の関係を調査した結果、この領域全体における有効結晶粒径の平均値が微細化するに従って、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。具体的には、有効結晶粒径が３０μｍ以下の場合に、ｖＴｒｓが−６０℃以下になることが明らかになった。
表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域の全体における有効結晶粒径（平均値）の好ましい上限は、２５μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下、さらに好ましくは１５μｍ以下である。表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域の全体における有効結晶粒径の平均値は、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、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域（ｔ／４部を含む）全体での平均値として、ベイナイト分率が増加し、フェライト分率が減少するに伴って、ｔ／４部の母材強度は向上した。この点で、フェライト分率は、２０％以下とする。フェライト分率は１５．０％以下がよく、１０．０％以下が好ましく、５．０％以下がより好ましい。フェライト分率は、０％でもよい。
一方、ベイナイト分率が８０．０％未満では、この領域での母材強度が低下した。ベイナイト分率は、好ましくは８５．０％以上、さらに好ましくは９０．０％以上、より好ましくは９５．０％以上である。ベイナイト分率は１００％でもよい。ベイナイト分率増加に伴い、強度が向上し、靱性は劣化するが、この領域全体での有効結晶粒径の平均値を３０μｍ以下にすれば、母材靱性も確保し得る。

ここで、有効結晶粒径が３０μｍ以下であっても、上記領域におけるパーライト分率およびＭＡ分率のうちの少なくとも一方が、１．０％超となる場合、ｖＴｒｓは−６０℃を超え、母材靱性を確保することが難しくなることを知見した。なお、母材靱性を確保するために、パーライト分率およびＭＡ分率は低いほうが好ましく、これらの分率は０％でもよい。

アレスト性とミクロ組織の関係をさらに調査した結果、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域（ｔ／４部を含む）全体での有効結晶粒径の平均値が３０μｍ以下で、ベイナイト分率が８０．０％以上であっても、Ｔ_{Ｋｃａ６０００}が高温化する場合があった。
そこで、ミクロ組織のバラつきについて調査した。
その結果、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域（ｔ／４部を含む）において、板厚方向の各測定位置の少なくとも一部で、有効結晶粒径およびベイナイト分率のバラつきが大きいと、Ｔ_{Ｋｃａ６０００}が高温化する場合があることがわかった。

Ｔ_{Ｋｃａ６０００}を安定して、−１０℃以下とするためには、板厚方向の各測定位置での有効結晶粒径（平均値）は、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域（ｔ／４部を含む）全体での有効結晶粒径の平均値−１５μｍ〜前記領域全体での有効結晶粒径の平均値＋１５μｍの範囲にする必要があることを知見した。好ましくは、前記領域全体での有効結晶粒径の平均値−１０μｍ〜有効結晶粒径の平均値＋１０μｍの範囲であり、より好ましくは、前記領域全体での有効結晶粒径の平均値−５μｍ〜有効結晶粒径の平均値＋５μｍの範囲である。
さらに、板厚方向の各測定位置でのベイナイト分率（平均値）は、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域（ｔ／４部を含む）全体でのベイナイト分率の平均値−１５％〜ベイナイト分率の平均値＋１５％の範囲にする必要があることを知見した。好ましくは前記領域全体でのベイナイト分率の平均値−１０％〜ベイナイト分率の平均値＋１０％の範囲であり、より好ましくは前記領域全体でのベイナイト分率の平均値−５％〜ベイナイト分率の平均値＋５％の範囲である。これは、局所的に、有効結晶粒径およびベイナイト分率のバラつきが大きい領域（特に高い領域）があると、その領域が破壊の起点となるためである。

（Ｇ）：鋼板の製造条件
上記のミクロ組織を形成するために、鋼板を製造するプロセスを検討した。

圧延条件とミクロ組織の関係を調査した結果、上記のミクロ組織を形成するためには以下の工程で製造することが有効であることが分かった。
スラブの加熱温度は１０００℃〜１１５０℃とする。仕上圧延は、仕上圧延の１ｓｅｃ前の鋼板表面温度（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し、累積圧下率５０％以上で実施する。そして、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。）を圧延開始温度−８０℃〜圧延開始温度＋８０℃の範囲とする。その後、圧延後の鋼板を、６５０℃〜８５０℃の温度から水冷を開始し、表面温度が５００℃以下にて水冷を停止する。これらの工程により、前述のミクロ組織が有効に得られた。
また、冷却工程の後の鋼板に、必要に応じて、さらに、４００℃〜６００℃の温度に再加熱してもよい。４００℃〜６００℃の温度に再加熱する工程を実施すると、靱性が向上する場合があるので好ましい。
なお、鋼板の特性（ＨＡＺ靱性、母材靱性、母材強度、およびアレスト性）を安定して確保するには、圧延開始温度を７００℃〜８００℃、仕上温度を圧延開始温度−５０℃〜圧延開始温度＋５０℃の範囲、冷却開始温度を７００℃〜８００℃とすることがよい。
また、炭素当量Ｃｅｑが低い（例えば、０．４５％〜０．５０％）場合、スラブの加熱温度を高すぎないように抑え、さらに圧延開始温度を高めの温度とすることがよい。また、熱処理（テンパー）を施す場合は、熱処理の温度（テンパー温度）は低く抑えるか、又は熱処理をしないこと（テンパーレス）がよい。例えば、具体的には、スラブの加熱温度を１０００℃〜１１００℃とし、圧延開始温度を７００℃〜８５０℃とし、熱処理をする場合は、テンパー温度を５６０℃以下にするとよい。

スラブの加熱温度が１０００℃未満、及び圧延開始温度が６５０℃未満では、ベイナイト分率が８０．０％未満となり、母材強度が不足した。
一方、加熱温度が１１５０℃超、及び圧延開始温度が８５０℃超では、板厚方向の各測定位置（板厚方向に５ｍｍごとに測定した位置）の有効結晶粒径が３０μｍ超となり、母材靱性とアレスト性が不足した。
また、仕上温度が圧延開始温度−８０℃〜圧延開始温度＋８０℃の範囲を満たさないと、ミクロ組織の板内バラつきが大きくなり、アレスト性を安定して確保することが出来なかった。
冷却工程の後に、再加熱を実施する場合、再加熱温度が４００℃未満だと母材靱性の向上が認められず、６００℃超だと母材強度が低下し、母材強度を確保し難くなった。

これらの条件を満たす本実施形態に係る鋼板は、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ることが明らかとなった。

さらに、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：０．０１％〜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。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％以上である。

（Ｔｉ：０．００３％〜０．０２４％）
Ｔｉは、Ｚｒと共に複合酸化物を形成し、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窒化物の生成が抑制され、本実施形態に係る鋼板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％〜０．００３０％）
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、粒界フェライト生成を抑制し、母材強度の向上に寄与する。母材強度を確保するためには、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０．００３０％以下とする。Ｂ量の好ましい上限は０．００２５％以下、より好ましくは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との複合酸化物は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０．００３０％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のフィルターで抽出し、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である。なお、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは酸不溶性Ｚｒであり、Ｉｎｓｏｌ．ＺｒとＳｏｌ．Ｚｒを足したものがＺｒである。

（Ｃｕ：０．１％〜１．５％）
Ｃｕは、鋼の強度の確保に有効な元素である。Ｃｕを含有する効果を得るためには、Ｃｕを０．１％以上含有させる。好ましくはＣｕ量の下限を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量を１．０％以下、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）の靱性を高めるのに有効な元素である。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量を２．０％以下、より好ましくは１．５％以下とする。

（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が、含有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。

（Ａｌ：０％〜０．００５０％）
Ａｌは、一般的には、脱酸元素として、積極的に添加される元素である。しかし、Ａｌは優先的に酸素と反応しやすいため、その含有量が過剰な場合には、所望するＺｒとＴｉを含有する複合酸化物の形成が不十分となり、ＨＡＺにおける有効なフェライト生成核が減少する。更に過剰なＡｌ添加は、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するため、母材及びＨＡＺの靱性を劣化させる。よって、Ａｌの含有量はできる限り低減することが好ましい。許容できるＡｌ量の上限値は０．００５０％である。好ましくは０．００４０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。Ａｌ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。

本実施形態の鋼板には、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。

（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量を０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。

（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量を０．５０％以下、より好ましくは０．３０％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量を０．０５％以下とする。

（Ｃａ＋ＲＥＭ［Ｃａ及びＲＥＭの合計］：０％〜０．０００５％以下）
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。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。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は特に規定せず、０％でもよい。
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。

（Ｍｇ：０％〜０．０００５％以下）
Ｍｇは、優先的に酸素と反応しやすいため、その含有量が過剰な場合には、所望するＺｒとＴｉを含有する複合酸化物の形成が不十分となる。そして、ＨＡＺにおける有効なフェライト生成核が減少し、ＨＡＺの靱性を劣化させる。よって、Ｍｇの含有量は０．０００５％以下に制限する。Ｍｇ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。

（炭素当量Ｃｅｑ．：０．４５％〜０．５５％）
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、０．４５％〜０．５５％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。無添加の元素（含有量が０質量％の元素）は、式（３）中の該当する元素の含有量としてゼロ（０質量％）を代入して計算する。

炭素当量が０．４５％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０．５５％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。炭素当量の好ましい下限値は０．４６％以上、より好ましい下限値は０．４７％以上である。炭素当量の好ましい上限値は０．５３％以下、より好ましい上限値は０．５０％以下である。

本実施形態に係る鋼板は、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、歩留まりを考慮して余分に添加する必要がある。また、添加方法については特に規定しない。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、５０ｍｍ以上であることが挙げられ、５０ｍｍ〜８０ｍｍであることが挙げられる。

本実施形態に係る鋼板は、例えば、板厚が５０ｍｍ以上（例えば、５０ｍｍ〜８０ｍｍ）のときに、以下の物性が得られる。
降伏応力が５５０ＭＰａ以上（例えば、５５０ＭＰａ〜７５０ＭＰａ）である。
入熱４．５ｋＪ／ｍｍ〜６．０ｋＪ／ｍｍの溶接継手（例えば、多層盛溶接継手）において、レ型開先のストレート側の溶融線（以下、「ＦＬ」と称する場合がある）にノッチを導入した、試験温度−１０℃で行う亀裂開口変位試験（以下、「ＣＴＯＤ試験」と称する場合がある。（ＣＴＯＤ；Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ））で、破壊直前の亀裂開口量（以下、「ＣＴＯＤ値」と称する場合がある）が０．１５ｍｍ以上である。
母材の脆性延性遷移温度（ｖＴｒｓ）が−６０℃以下である。
アレスト靱性値Ｋｃａが６０００Ｎ／ｍｍ^１．５になる温度（以下、「ＴＫｃａ６０００」と称する場合がある）が−１０℃以下である。

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、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した溶鋼へ、Ｔｉ添加後Ｚｒの順に添加、Ｚｒ添加後Ｔｉの順に添加、または、ＴｉとＺｒとを同時に添加、のいずれか一つの添加順序で、ＴｉとＺｒとを添加した後、Ｔｉ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、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％〜０．００５０％に調整した溶鋼に、ＴｉとＺｒとを添加する。ＴｉとＺｒとを添加する順序は特に限定されない。

例えば、ＴｉとＺｒとを添加する順序は、Ｔｉ添加後Ｚｒを添加する順序の場合、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した溶鋼へＴｉを添加し、Ｔｉ添加後の溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した後、Ｚｒを添加する。
また、ＴｉとＺｒとを添加する順序が、Ｚｒ添加後Ｔｉを添加する順序の場合、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した溶鋼へＺｒを添加し、Ｚｒ添加後の溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％以下に調整した後、Ｔｉを添加する。
さらに、ＴｉとＺｒとを添加する順序が、ＴｉとＺｒとを同時に添加する順序の場合、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％調整した溶鋼に、ＴｉとＺｒを同時に添加する。
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。

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％〜０．００５０％の範囲に調整する。その後、ＴｉとＺｒとを所定の順序で添加し、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。
なお、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、上記に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）を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。
なお、炭素当量Ｃｅｑが上記範囲の中でも低い（例えば、０．４５％〜０．５０％）場合、スラブの加熱温度を、例えば１０００℃〜１１００℃の範囲とすることで、アレスト性が安定して確保し得る。

（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、有効結晶粒径、ベイナイト分率を決める重要な工程である。

仕上圧延は、仕上圧延の１ｓｅｃ前の鋼板表面温度（圧延開始温度）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（仕上温度）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℃以上、より好ましくは７００℃以上である。圧延開始温度の上限は、好ましくは８３０℃以下、より好ましくは８００℃以下である。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。
なお、炭素当量Ｃｅｑが上記範囲の中でも低い場合（例えば、０．４５％〜０．５０％）、圧延開始温度の温度域を高めの範囲（好ましくは、７００℃〜８５０℃）を選択すると、本実施形態に係る鋼板が得られ易くなる。

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

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、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、表面温度が５００℃以下にて水冷を停止する。
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。

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１．０％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、４００℃〜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、鋼板の強度および靱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４００℃以上であると、延性および靱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。なお、炭素当量Ｃｅｑが上記範囲の中でも低い場合（例えば、０．４５％〜０．５０％）、熱処理を行う場合は、熱処理温度（テンパー温度）を低めの範囲（例えば、５６０℃以下）を選択すると、本実施形態に係る鋼板が得られ易くなる。また、この場合、熱処理を行わなくても、本実施形態に係る鋼板が得られ易くなる。

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、電解抽出残渣分析法によって、鋼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のフィルターで抽出して分離し、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中の、Ｓｏｌ．Ｚｒが「−」である所は、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、ＺｒからＳｏｌ．Ｚｒ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添加１分前の溶存酸素量、Ｚｒ添加３分前の溶存酸素量、ＴｉとＺｒの同時添加３分前の溶存酸素量、Ｔｉ、Ｚｒの添加順序、加熱条件、圧延条件、冷却条件、熱処理条件（テンパー温度）を示す。
なお、表３、表４中、「Ｔｉ、Ｚｒ添加順序欄」において、Ｔｉ、Ｚｒは、Ｔｉの次にＺｒを添加した場合、Ｚｒ、Ｔｉは、Ｚｒの次にＴｉを添加した場合、同時添加は、ＺｒとＴｉを同時に添加した場合を示している。

表５、表６に板厚、有効結晶粒径、ベイナイト分率、フェライト分率、パーライト分率、ＭＡ分率を示す。有効結晶粒径およびベイナイト分率は、それぞれ、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域全体での平均値、並びに前記領域での板厚方向の各測定位置における平均値のうちの最大値および最小値を示す。さらに、これら平均値、最大値および最小値から算出した、最大値−平均値、平均値−最小値を示す。
また、Ａｌ酸化物の質量換算値の割合が２０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値の割合が５％以上、及びＺｒ酸化物とＴｉ酸化物の質量換算値の割合の合計が８０％以上を満足する、円相当径が０．５μｍ〜１０μｍの酸化物の個数密度を示す。
そして、母材靱性、母材強度、溶接条件（入熱）、およびＨＡＺ靱性を示す。
表５、表６中、「表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域」は、鋼板表側から板厚方向の５ｍｍの位置と板厚方向の１／２位置から鋼板表面に向かって５ｍｍの位置との間の領域を示す。

鋼１〜鋼２０が実施例、鋼２１〜鋼４８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た。表３、表４に示す値となるように、Ｔｉ、Ｚｒ投入前に溶存酸素を調整し、その後、Ｔｉ、Ｚｒを添加し脱酸を行い、連続鋳造により２８０ｍｍ〜３６０ｍｍ厚鋳片に鋳造した。その後、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５０ｍｍ〜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、４００℃から６００℃の間の条件で行った。溶接条件の入熱は、５．０ｋＪ／ｍｍである。

有効結晶粒径、ベイナイト分率、フェライト分率、パーライト分率およびＭＡ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を述べる。鋼板の幅中央、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域を、板厚方向に５ｍｍごとに組織観察できるように試料を採取し、その圧延方向に垂直な面を鏡面研磨する。なお、前記の採取要領で、鋼板の板厚１／４部（以下、「ｔ／４部」と称する場合がある。）が含まれない場合は、別途ｔ／４部からも組織観察用の試料を採取し、圧延方向に垂直な面を鏡面研磨する。その鏡面研磨面を、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域を板厚方向に５ｍｍごとの圧延方向に垂直な面に対し、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。加重平均は、既述の式（１１）により求めた。

パーライト分率は、鋼板の幅中央、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域を、板厚方向に５ｍｍごとに組織観察できるように試料を採取し、その圧延方向に垂直な面を鏡面研磨した。なお、前記の採取要領で、鋼板の板厚１／４部（以下、「ｔ／４部」と称する場合がある。）が含まれない場合は、別途ｔ／４部からも組織観察用の試料を採取し、その圧延方向に垂直な面を鏡面研磨した。その鏡面研磨面を、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とした。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。

ＭＡ分率は、前記鏡面研磨面を、レペラー腐食し、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とした。また、ＭＡは、レペラー腐食した際、塊状の白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°以下の部分とした。このフェライトの面積分率を、表下５ｍｍ部からｔ／２−５ｍｍ部の間の領域を板厚方向に５ｍｍごとに対して求めた。ｔ／４部が含まれない場合は、別途ｔ／４部の試料調整も行い、前記の方法でフェライト分率を求めた。

ベイナイト分率は、パーライト分率、ＭＡ分率および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ｔ／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。次に、１４００℃に２３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）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、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌとした。
図１に観察結果の一例を示す。図１中、１２は観察した介在物である。表７に、介在物を分析した際の対象元素毎の質量％を示す。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、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）

これらの合計に対して、Ａｌ_２Ｏ_３（Ａｌ酸化物）の含有割合（％）が２０％以下、すなわち、ＺｒＯ_２（Ｚｒ酸化物）とＴｉ_２Ｏ_３（Ｔｉ酸化物）の含有割合（％）の合計が８０％以上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）
この計算結果を、表８に示す。

母材靱性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠し、板厚方向のｔ／４位置で、圧延方向に対して平行方向から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取した。試験片を０℃〜−１４０℃の範囲で、試験を３回ずつ実施して、脆性延性遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。ｖＴｒｓが−６０℃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ｔ／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。

ＨＡＺ靱性は、ＩＳＯ １５６５３（２０１０）に準じて評価した。まず、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）試験片を採取し、開先角度が３０°のレ型開先を付与し、ギャップ１０ｍｍで組み立て、溶接ワイヤ：Ｙ−ＤＭ３（日鐵住金溶接工業社製）、溶接フラックス：ＮＢ−６０Ｌを用いて、溶接入熱５．０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接で多層盛溶接を行って溶接継手を作製した。そして、ＩＳＯ １５６５３（２０１０）に準じて、レ型開先のストレート側の溶融線を３点曲げＣＴＯＤ試験片のノッチ位置とするＣＴＯＤ試験片を採取し、−１０℃におけるＣＴＯＤ値（開口変位δ_−１０）を測定した。前記試験は、３本行い、δ_−１０の最小値が０．１５ｍｍ以上のものを、溶接継手のＨＡＺ靱性に優れるとした。表では、δ_−１０の最小値を記載した。

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１〜６から明らかなように、鋼１〜鋼２０は優れたＨＡＺ靱性を有している。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る。
一方、比較例の鋼２１〜鋼４８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、ＨＡＺ靱性が劣位であった。また、優れたＨＡＺ靱性を有しているものでも、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、高強度、かつ、母材靱性、アレスト性、および溶接熱影響部靱性に優れているので、安全性が向上するとともに、鋼板を薄肉化することが可能であるので、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。

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％〜０．００３０％、
   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％〜０．００５０％、
   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％、
   Ｍｇ：０％〜０．０００５％、
   Ｃａ＋ＲＥＭ：０％〜０．０００５％、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（２）で表されるＢ_ａｓＢＮが０％以下であり、
   下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が０．４５％〜０．５５％であり、
   圧延方向に垂直な断面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、鋼板表側から板厚方向の５ｍｍの位置と板厚方向の１／２位置から鋼板表面に向かって５ｍｍの位置との間の領域全体での有効結晶粒径の平均値が３０μｍ以下であり、
   前記領域での板厚方向の各測定位置における有効結晶粒径の平均値が、前記領域全体での有効結晶粒径の平均値−１５μｍ〜前記領域全体での有効結晶粒径の平均値＋１５μｍの範囲を満足し、
   前記領域全体でのミクロ組織が、面積率の平均値にして、ベイナイト分率が８０．０％〜１００．０％、フェライト分率が０％〜２０．０％、パーライト分率が０％〜１．０％、およびＭＡ分率が０％〜１．０％であって、ベイナイト分率と、フェライト分率と、パーライト分率と、ＭＡ分率との合計が１００％であり、
   前記領域での板厚方向の各測定位置におけるベイナイト分率が、前記領域全体でのベイナイト分率の平均値−１５％〜前記領域全体でのベイナイト分率の平均値＋１５％の範囲を満足し、
   板厚方向の１／４位置で解析される酸化物は、酸化物中の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２０％以下、Ｚｒ酸化物の質量換算値が５％以上、およびＺｒ酸化物とＴｉ酸化物の質量換算値の合計が８０％以上を満足し、円相当径が０．５μｍ〜１０μｍの個数密度が１０個／ｍｍ^２以上の酸化物である鋼板。
   

   

   
   
   （ただし、式（１）中、Ｂ_ａｓＢＮは下記式（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（Ｂ_ａｓＢＮ＜０の場合、Ｂ_ａｓＢＮ＝０とする）、０≦Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒの関係を満たし、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ、及びＡｌは、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの含有量（質量％）であることを示す。）
   Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（３）
   ただし、式中の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％）である。
2. 板厚が５０ｍｍ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５５０ＭＰａ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℃以下であり、入熱４．５ｋＪ／ｍｍ〜６．０ｋＪ／ｍｍで溶接を行ったときに発生する溶接熱影響部に試験温度−１０℃で行う亀裂開口変位試験で、破壊直前の亀裂開口量が０．１５ｍｍ以上である請求項１に記載の鋼板。
3. 請求項１又は請求項２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、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した溶鋼へ、Ｔｉ添加後Ｚｒの順に添加、Ｚｒ添加後Ｔｉの順に添加、または、ＴｉとＺｒとを同時に添加、のいずれか一つの添加順序で、ＴｉとＺｒとを添加した後、Ｔｉ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、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。
4. 請求項１又は請求項２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、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した溶鋼へＴｉを添加し、Ｔｉ添加後の溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した後、Ｚｒを添加し、Ｔｉ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、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又は請求項２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、溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した溶鋼へＺｒを添加し、Ｚｒ添加後の溶鋼中の溶存酸素量を質量％で、０．０００５％〜０．００５０％に調整した後、Ｔｉを添加し、Ｔｉ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、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、４００℃〜６００℃の温度に再加熱する熱処理工程を有する請求項３〜請求項５のいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。
   

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