JP2016125077A - 高強度高延性厚板鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】強度と延性とを兼ね備えた高強度高延性厚鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】所定の成分のフェライトパーライト鋼板であって、ミクロ組織が１／４厚部のフェライト面積分率が８０〜９５％、１／４厚部のパーライト面積分率が５〜２０％で構成される組織で、１／４厚部のフェライト粒の平均アスペクト比が１．０〜１．５、
１／４厚部のフェライト粒の平均粒径が５〜２０μｍ、１／４厚部のフェライト相中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下、１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、鋼板の表面から１／４厚部まで、または３／４厚部から裏面までのビッカース硬さ平均値が、１／４厚部から３／４厚部までのビッカース硬さ平均値の８０〜１０５％、であることを特徴とする高強度高延性厚板鋼板。
【選択図】 なし

Description

本発明は、高強度高延性厚板鋼板およびその製造方法に関し、例えばタンカーの衝突による油流出事故に代表されるような船舶の衝突が万一起きた場合でも、船舶側面部の破口を抑制等することができる板厚５ｍｍ以上の高強度高延性厚板鋼板及びその製造方法に関する。

近年、大型タンカーの座礁や衝突による油流出による環境汚染が問題となっている。そのため、最近の造船分野においては、万一船舶同士が衝突事故を起こしてもその破壊（破口）を最小限にくい止め、タンカーからの油流出や破損部からの浸水等の被害を最小限にするための技術が検討されている。

その中でも、船体用鋼材面からの取り組みとして、衝突時のエネルギーを鋼材自体に多く吸収させ船体の破壊を抑制することが提案されている。

例えば、衝突時のエネルギー吸収能力を向上させる方法としては、鋼板の組織をフェライト（α）主体とし、かつα相を強化する技術が特許文献１に提案されている。この技術は、α分率Ｆが８０％以上であり、かつαの硬さＨについては下限値（Ｈ≧４００−２．６×Ｆ）を規定することを特徴としている。

また、鋼板の表裏層に残留オーステナイト（γ）相を含ませる技術が特許文献２に提案されている。この技術は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを含有し、さらに必要に応じて強化元素を含有し、鋼板の少なくとも板厚の１／８以上の表裏層に面積率で１．０〜２０％の残留γを含むというものである。

これらの他に、特許文献３には、鋼板金属組織中のフェライト（α）相の分率を板厚中央部で７０％以上、板厚表層部で５０％以上とし、均一伸びを増加させることにより、耐衝突性を向上させる技術が開示されている。

さらに、特許文献４に、鋼板の全金属組織に占めるαの面積分率を９０％以上、その平均α粒径を３〜１２μｍ、最大α粒径を４０μｍ以下、第２相の平均円相当径を０．８μｍ以下とし、均一伸びと破断応力の積を大きくすることにより、衝突吸収性を向上させる技術が提案されている。

上記の特許文献１と特許文献２では、伸びと強度の積（ＥＬ×（ＹＰ＋ＴＳ）／２）を耐衝撃性を表す指標（衝撃吸収エネルギー）として、これを高める手段が開示されている。ところが、船舶同士が衝突した際の破口抑制という観点からは、上記指標よりも伸びの値そのものの方がより大きく影響することが大規模衝突シミュレーションによって明らかになりつつある。特許文献１の技術では、α粒径が５μｍ以下で、αの硬さはＨｖ１６０〜１９０と高めであるため、伸び自体は必ずしも高くなく、衝突時の破口を抑制する効果はあまり期待できない。

また、特許文献２の技術では、組織に残留γを含むようにするため、合金元素が多目に添加されており、実施例として開示されている鋼は炭素当量（Ｃｅｑ）が高いか、Ｓｉが高い鋼種となっている。そのため、溶接性や継手靭性を確保することが困難で、実船への適用は限定的と考えられる。

一方、特許文献３の技術では、合金元素添加量を低目に抑え、２段階の冷却により特に板厚中心部のα相の分率、硬さ、粒径を制御することにより、均一伸びの向上を図っているが、造船用のような広幅長尺鋼板を製造する際には、材質ばらつきが生じてしまい、実用的な製造方法とはいい難い。

特許文献４では、鋼材の化学成分と金属組織の情報は開示されているが、製造方法において実用上不確実な点が多い。すなわち、詳細な説明に記されている製造方法は、熱間圧延、冷却後に再加熱を推奨しているが、廉価かつ大量生産が必須の造船用鋼板において、再加熱のようなプロセスは生産コストと製造工期の観点から実用化が懸念される。

以上を鑑みると、高強度高延性厚板鋼板で、例えば、船舶が衝突したときに船舶側面部の破口を抑制等することができる強度と延性とを兼ね備えた高強度高延性厚板鋼板についての技術は、未だ確立されていないのが実情である。

特開平１０−３０６３４０号公報 特開平１１−２４６９３５号公報 特開２００３−０８９８４１号公報 特開２００７−１６２１０１号公報

本発明は、上記実情に鑑み、高強度高延性厚板鋼板、例えば衝突時の船舶側面部の破口を抑制等することができる強度と延性とを兼ね備えた高強度高延性厚板鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

船舶が衝突したときに船舶側面部に破口が生じるメカニズムを考察する。例えば、船舶側壁部に他の船舶の舳先が衝突した場合には、船舶の舳先の全体が船舶側壁部の平らな鋼板にめり込んでくるので、船舶側壁部の鋼板は大きく曲げ変形を受け、奥に引き伸ばされて大きく引っ張られる。そして、鋼板が破壊されると、船舶側壁部の鋼板が破口することとなる。

したがって、船舶が衝突したときに船舶側面部の鋼板に破口を生じさせないようにするためには、衝突時の初期段階で鋼板が大きく曲げられた時に、その曲げに耐えられること、そして、曲がっていない部分が大きく引き伸ばされ引張り変形を起こすこととなるが、その部分が伸びて破断しないことが必要である。

船舶が衝突したときに船舶側面部の破口を抑制するには鋼板の伸びを大きくすることが本質的に重要であるが、一般に鋼板の強度を向上させると鋼板の伸びが劣化するので、強度と伸びとを両立させた高強度高延性厚板鋼板が望まれている。

本発明者は、高強度高延性厚板鋼板、特に衝突時の船舶側面部の破口を抑制等することができる高強度高延性厚板鋼板を得るために、鋼板の成分組成およびミクロ組織に着目して研究を進めた結果、鋼板内での強度と伸びの変動を抑制しやすいフェライト＋パーライト鋼で、ミクロ組織としてα相の存在状態による延性向上と第二相であるパーライトによる強度向上を図り、かつ板厚内のＰの最大濃度、ならびに板厚方向の硬さを制御すること等によって強度と延性とを兼ね備えた高強度高延性厚板鋼板が得られることを見出して、本発明を完成した。

本発明の要旨は、次の通りである。

（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０５０〜０．２００％、
Ｓｉ：０．２００〜１．０００％、
Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．００６０％、
Ｏ ：０．０００５〜０．００６０％、
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加量の合計として０．０００５〜０．００８０％を含有し、
さらに、
Ｎｂ：０〜０．０３０％、
Ｖ ：０〜０．０５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．５００％、
Ｂ ：０〜０．００３０％
を含有し、かつ、
Ｔｉ／Ｎが０．５〜４．０であり、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼であって、
ミクロ組織が１／４厚部のフェライト相面積分率が８０〜９５％、１／４厚部のパーライト相面積分率が５〜２０％で構成される組織で、
１／４厚部のフェライト粒の平均アスペクト比が１．０〜１．５、
１／４厚部のフェライト粒の平均粒径が５〜２０μｍ、
１／４厚部のフェライト相中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下、
１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、鋼板の表面から１／４厚部まで、または３／４厚部から裏面までのビッカース硬さ平均値が、１／４厚部から３／４厚部までのビッカース硬さ平均値の８０〜１０５％、
であることを特徴とする高強度高延性厚板鋼板。

（２） 上記（１）に記載の高強度高延性厚板鋼板で、板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲で長さ５μｍ以上の介在物が１０個／ｍｍ²以下、であることを特徴とする高強度高延性厚板鋼板。

（３） 上記（１）または（２）に記載の高強度高延性厚板鋼板で、板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲でＰの最大濃度が０．０２〜０．２０％、であることを特徴とする高強度高延性厚板鋼板。

（４） 上記（１）から（３）の内の何れかに記載の高強度高延性厚板鋼板で、下記式（１）で示される冷却する際のフェライト変態開始温度Ａｒ₃が７６０〜８２０℃、であることを特徴とする高強度高延性厚板鋼板。
Ａｒ₃＝９１０−３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］
−５５［Ｎｉ］−１５［Ｃｒ］−８０［Ｍｏ］ ・・・ （１）
但し、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、含有されていない元素は０％とする。

（５） 上記（１）から（４）の内の何れかに記載の高強度高延性厚板鋼板を製造する方法であって、鋼片を９５０〜１１００℃の範囲で加熱し、累積圧下率が５０〜７５％の仕上圧延を、鋼片の表面温度がＡｒ₃−３０℃以上、結晶粒の成長が始まる再結晶開始温度Ｔ_rex℃以下で行い、仕上圧延された厚板鋼板を空冷により室温まで冷却することを特徴とする高強度高延性厚板鋼板の製造方法。
但し、
Ａｒ₃は下記式（１）、Ｔ_rexは下記式（２）で表される。

Ａｒ₃＝９１０−３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］
−５５［Ｎｉ］−１５［Ｃｒ］−８０［Ｍｏ］ ・・・ （１）
但し、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、含有されていない元素は０％とする。

Ｔ_rex＝−９１９００［Ｎｂ＊］²＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・ （２）
但し、［Ｎｂ＊］は、下記式（３）により求めるものとする。
Ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０^{(-6770/(T+273)+2.26)}）／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）・・（３）
なお、式（３）のＴは鋼片の加熱温度で、単位は摂氏温度（℃）とし、
［Ｎｂ］≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合は、［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］
［Ｎｂ］＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合は、［Ｎｂ＊］＝［Ｎｂ］
とする。ここで、［Ｎｂ］は、Ｎｂ含有量（質量％）を、［Ｓｏｌ．Ｎｂ］は式（３）で求めたＳｏｌ.Ｎｂ（固溶Ｎｂ）（質量％）を表す。

（６） 上記（５）に記載の高強度高延性厚板鋼板の製造方法であって、仕上圧延された厚板鋼板を、鋼板の表面温度がＡｒ₃−１５０℃以上、Ａｒ₃−５０℃以下の温度まで、冷却速度１℃／秒超、２０℃／秒以下の水冷を行い、該水冷後、冷却速度１℃／秒以下の空冷をすることを特徴とする、高強度高延性厚板鋼板の製造方法。

（７） 上記（５）または（６）に記載の高強度高延性厚板鋼板の製造方法であって、溶鋼を製造するにあたり、真空脱ガス装置により溶鋼の溶存酸素量を４０ｐｐｍ以下に調整し、ついで、ＡｌをＡｌの最終含有量が０．００２〜０．０５０％となるように添加して、溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整した後、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計の最終含有量が０．０００５〜０．００８０％となるように添加することを特徴とする、高強度高延性厚板鋼板の製造方法。

（８） 上記（５）から（７）の内の何れかに記載の高強度高延性厚板鋼板の製造方法であって、溶鋼を連続鋳造する際に、鋳片の凝固末期である鋳片の中心固相率が０．２〜０．７の範囲において、鋳造ロールの間隙を、鋳造進行方向１ｍにつき０．２ｍｍ〜３．０ｍｍに狭めて圧下しながら鋳造することを特徴とする、高強度高延性厚板鋼板の製造方法。

本発明の高強度高延性厚鋼板を船舶に使用することにより、万一船舶同士の衝突事故が起こった場合でも、船舶の鋼板が破断して破口することを防止することができるので、タンカー等の船舶事故時における油の流出による海洋汚染、又は衝突損傷部からの浸水量を低減できる等の環境保護及び安全性の点から顕著な効果を奏する。

以下本発明について詳細に説明する。

船舶が衝突したときに船舶側面部の破口を抑制するためには船舶側面部の鋼板の伸びを大きくすることが本質的に重要である。伸びは均一伸びと局部伸びに分けることができるが、これらの支配因子は異なっており、通常両立することは困難である。すなわち、均一伸びはα自体の延性向上に加えて、第二相の硬さ増加により高めることができ、一般に複合組織とする方が有利である。一方、局部伸びは硬さ分布の均一化、第二相や介在物等の微細分散等、均一組織とする方が有利である。構造物が衝突した際の破壊を防止するという観点からは、どちらかの伸びを重点的に向上させるというよりも、両者をバランスよく向上させることが望ましい。なお、伸びの値は試験片形状によっても大きく異なることがわかっており、標準的なＪＩＳの１Ｂ号引張試験片を用いた場合、均一伸び１４〜２４％局部伸び９〜１６％で、均一伸びと局部伸びの合計である全伸び（Ｔ．ＥＬ）（以下単に伸びとも称す）２３〜４０％を本発明における目標値としたが、板厚が薄くなると伸びは低下する。

具体的には、鋼板板厚が５ｍｍ以上１０ｍｍ以下では、伸びが２３％以上を、鋼板板厚が１０ｍｍ超１５ｍｍ以下では、伸びが２４％以上を、鋼板板厚が１５ｍｍ超２０ｍｍ以下では、伸びが２５％以上を、鋼板板厚が２０ｍｍ超３０ｍｍ以下では、伸びが２６％以上を、鋼板板厚が３０ｍｍ超５０ｍｍ以下では、伸びが２７％以上を、伸びの下限の目標値とすることが好ましい。

なお、海上技術安全研究所の解析により、鋼板の延びが一般鋼（１６％）に比べて約１．５倍の２３％となることで、船舶の側面から衝突された際に穴が開くまでの衝撃吸収エネルギーが約３倍となり、従来の鋼材に比べて船体に穴が開きにくくなる特徴をもつことが知られているので、本発明では伸びの下限の目標値を２３％とした。また、その他の特性としては、降伏応力（ＹＰ）が３５５〜５００ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）が４９０〜６２０ＭＰａで、鋼板板厚（ｔ）が５〜５０ｍｍを目標値とした。

本発明者らは、このような目標値を達成できる高強度高延性厚板鋼板として、鋼板内での強度と伸びの変動を抑制しやすいフェライト＋パーライト鋼を前提として、フェライト（αと称することがある）相の延性向上と第二相であるパーライトによる強度向上を図るという指針のもと、鋼板の化学成分、製造条件の影響について詳細な調査を行い、以下のことを知見した。

α相の延性を向上させるためには、αの清浄度をできる限り高める必要がある。ただし、鋼板の強度は担保する必要があることから、パーライトを形成するＣと、置換型固溶元素であるＳｉ、Ｍｎ等は一定量添加せざるを得ない。α中で析出物を形成するＮｂ、Ｔｉ等の元素は必要最小限の添加にとどめ、侵入型で固溶して降伏応力を顕著に上昇させるＮや、不純物元素であるＰ、Ｓ等を極力低減することが効果的であること。また、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（Ｌａ，Ｃｅ等の希土類元素）の単独または複合添加によりこれらを含有する硫化物を形成させ、粗大な介在物（延伸ＭｎＳ等）の生成を抑制することが伸び向上に有効であること。α中の転位密度が高くなると、塑性変形により容易に増殖してαを硬化させ、伸びを低下させる原因となるため、転位密度を低減しておくこと。Ｐは板厚中心部に偏析して、脆化域を形成して割れを生じさせると共に局部伸びを劣化させるのでＰの最大濃度を低下させることが必要であることを知見した。

また、第二相であるパーライトを分散させることで強度向上が図れるが、船舶が衝突したときに船舶側面部の破口を抑制するためには、鋼板板厚方向の組織を均一化し、鋼板板厚方向の硬さの分布を均一化することに効果があること等を知見した。

本発明では、これらの知見に基づいて、高強度高延性厚板鋼板の鋼成分およびミクロ組織を決定した。

まず、本発明鋼板の鋼成分の限定理由を説明する。なお、成分についての「％」はすべて質量％を意味する。

（Ｃ：０．０５０〜０．２００％）
Ｃは、パーライトを形成して強度を高めるのに不可欠な元素であるため０．０５０％以上添加する。一方、Ｃ量が増えると溶接性や継手靭性確保が困難となるため０．２００％を上限とする。なお、Ｃ量は０．１００％以上、０．１６０％以下が好ましい。

（Ｓｉ：０．２００〜１．０００％）
Ｓｉは、安価な脱酸元素であり、固溶強化に効くとともに、変態点を上昇させてα中の転位密度低減に寄与するため０．２００％以上添加する。一方、Ｓｉ量が１．０００％を超えると溶接性と継手靭性を劣化させるため上限を１．０００％とする。Ｓｉ量は、０．３００％以上、０．５００％以下が好ましい。

（Ｍｎ：０．５０〜２．００％）
Ｍｎは、母材の強度及び靭性を向上させる元素として有効であるため０．５０％以上添加する。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、継手靭性、溶接割れ性を劣化させるため２．００％を上限とする。Ｍｎ量は、０．８０％以上、１．６０％以下が好ましく、更に好ましくは、０．９０％以上、１．５０％以下である。

（Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下）
Ｐ、Ｓは、不可避不純物であり、伸びや靭性を確保するためにはＰ及びＳの含有量は少ないほど望ましいので、Ｐは０．０１５％、Ｓは０．００３％を上限とする。

（Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％）
Ｔｉは、微量の添加により母材と溶接部の組織微細化を通じて靭性向上に寄与するため、０．００３％以上添加する。一方、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るため、０．０２０％を上限とする。Ｔｉ量は、０．００６〜０．０１３％が好ましい。

（Ａｌ：０．００２〜０．０５０％）
Ａｌは、重要な脱酸元素であるため０．００２％以上添加する。一方、Ａｌを過剰に添加すると鋼片の表面品位を損ない、靭性に有害な介在物を形成するため０．０５０％を上限とする。Ａｌ量は、好ましくは０．００２〜０．０４０％であり、更に好ましくは、０．０１０〜０．０４０％である。

（Ｎ：０．００１０〜０．００６０％）
Ｎは、Ａｌと共に窒化物を形成し継手靭性を向上させるため、含有量の下限を０．００１０％以上、好ましくは０．００２％以上とする。一方、Ｎの含有量が過剰であると、固溶Ｎによる脆化や伸びの低下が生じるため、上限を０．００６０％以下とする。Ｎ量の好ましい上限は、０．００５０％以下であり、更に好ましくは、０．００４０％以下である。

（Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加量の合計として０．０００５〜０．００８０％）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも硫化物を形成することで粗大な介在物（延伸ＭｎＳ等）の生成を抑制する重要な元素である。これらの元素は同等の効果を有するため、個々の添加量は問わないが、添加量の合計としては０．０００５〜０．００８０％とする必要がある。添加量の合計が０．０００５％未満であると伸び向上の効果が安定して得られない。一方、０．００８０％を超えて過剰添加しても効果は飽和し、粗大な酸・硫化物を形成して靭性や伸びを劣化させる。したがって、添加量の合計は、０．０００５〜０．００８０％としたが、好ましくは０．００１０〜０．００６０％、更に好ましくは０．００１５〜０．００４０％である。

（Ｏ：０．０００５〜０．００６０％）
Ｏは、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭとともに酸化物を形成する。０．００６０％を超えると酸化物が粗大化して伸びや靭性が低下するので、０．００６０％以下とする。一方、Ｏは少ないほど良いが、Ｏを減らすには、例えば、ＲＨ真空脱ガス装置での還流作業が長時間となり現実的ではないので、０．０００５％以上とする。

（Ｔｉ／Ｎが０．５〜４．０）
Ｔｉ／Ｎを０．５〜４．０とするのは、ＴｉをＮで固定して伸びの劣化の原因となるＴｉＣの生成を抑制するためで、少ない方がよいが、０．５未満となるとＮ量が多くなり固溶Ｎが生じ伸びを劣化させる原因となり、さらにスラブの表面疵の発生の原因ともなる。一方、４．０を超えるとＴｉＣが生成して伸びを劣化させる。したがって、Ｔｉ／Ｎは０．５〜４．０とした。

更に、強度確保のために、選択元素として、Ｎｂ：０〜０．０３０％、Ｖ：０〜０．０５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｂ：０〜０．００３０％の群の内の１種又は２種以上を添加してもよい。

Ｎｂは、微量の添加により組織微細化に寄与し、母材強度確保に有効な元素であるため、０．０３０％以下を添加する。０．０３０％超のＮｂを添加すると、溶接部を硬化させて著しく靭性を劣化させるため、０．０３０％を上限とする。Ｎｂ添加の効果を得るためには０．００３％以上を添加するのが好ましいが、それ未満であっても本発明の効果を阻害しない。

Ｖは、析出強化により強度上昇に寄与するため０．０５０％以下を添加する。０．０５０％超のＶを添加すると、継手靭性を損なうことがあるため、０．０５０％を上限とする。Ｖ添加の効果を得るためには０．０１０％以上を添加することが好ましいが、それ未満であっても本発明の効果を阻害しない。

Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、何れも焼入れ性を向上させ、高強度化に有効であるが、過剰に添加すると、継手の硬さが上昇して靭性が低下することがあるため、Ｃｕは０．５０％以下、Ｃｒは０．５０％以下、Ｍｏは０．５０％以下添加することが好ましい。その効果を得るためには、Ｃｕは０．０５％以上、Ｃｒは０．０５％以上、Ｍｏは０．０１％以上を添加することが好ましいが、それ未満であっても本発明の効果を阻害しない。

Ｎｉは、強度確保と靭性向上に有効であるが１．００％を超えて添加するとコストが上昇するため、上限を１．００％とする。Ｎｉ添加の効果を得るためには０．０５％以上を添加することが好ましいが、それ未満であっても本発明の効果を阻害しない。

Ｂは、微量添加により焼き入れ性を高め母材強度向上に寄与するので、０．００３％以下添加する。０．００３％を超えて添加すると伸びと継手靭性を劣化させる。Ｂ添加の効果を得るためには０．０００３％以上を添加することが好ましいが、それ未満であっても本発明の効果を阻害しない。これらの選択元素の下限は０％であってもよい。
なお、以上に述べた成分の残部はＦｅおよび不可避不純物である。

次に、本発明鋼板のミクロ組織等の限定理由について説明する。

（１／４厚部のフェライト相面積分率が８０〜９５％、１／４厚部のパーライト相面積分率が５〜２０％）
フェライト（α）相面積分率が高くなるほど均一伸び特性が向上し、α相占積率が８０％以上となると、急激に伸び特性が改善される。組織は板厚方向で多少変化するが、十分な伸びを確保するために１／４厚部のフェライト相面積分率が８０％以上必要である。一方、９５％を超えると強度を確保できないので、１／４厚部のフェライト相面積分率を８０〜９５％とした。この板厚１／４厚部は、冷却時において、板厚中央部に比べて相対的に冷却速度が速くなり、硬質相が生成しやすく、均一伸びが劣化しやすい領域である。板厚全体を考慮した場合、板厚中央部との特性差を考慮する必要があるので、１／４厚部のフェライト相面積分率を８０〜９５％に限定したが、８５〜９０％が好ましい。

また、強度特性である降伏点ＹＰ、引張強度ＴＳは、伸び特性ＥＬとは相反する性質であって、両者を同時に向上させることは一般に困難とされていて、フェライト相面積分率を増加させることによって伸び特性が改善されるが、伸びが向上すれば引張強さが低下するので、フェライト相面積分率の増加だけでは強度特性の確保に限度がある。

そこで、本発明では、伸び特性を確保しつつ、強度特性である降伏点ＹＰ、引張強度ＴＳを確保するために１／４厚部のパーライト（Ｐ）相面積分率を５％以上とした。しかし、２０％を超えると伸びを確保できなくなるので、上限を２０％とした。好ましくは、１０〜１５％である。

なお、１／４厚部のフェライト相面積分率およびパーライト相面積分率の合計は、９０％以上とするのが好ましく、１０％未満のベイナイトが存在していても本発明の効果を阻害するものではない。また、フェライト相面積分率およびパーライト相面積分率は、光学顕微鏡により５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、画像解析により各相の面積分率を求めたものである。

（１／４厚部のフェライト粒の平均アスペクト比が１．０〜１．５）
１／４厚部のフェライト粒の平均アスペクト比は小さいほど好ましく、１．５を超えると転位密度が高く伸びが劣化するので、上限を１．５とした。また、下限はフェライト粒が球状となる１．０とした。

（１／４厚部のフェライト粒の平均粒径が５〜２０μｍ）
１／４厚部のフェライト粒の平均粒径が２０μｍを超えると強度を確保できなくなるので、上限を２０μｍとした。また、フェライト粒は細粒であるほど好ましいが５μｍ未満は工業上実現が難しいので、下限を５μｍとした。

（１／４厚部のフェライト相中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下）
伸びを確保するためにはフェライト（α）相中の平均転位密度を７×１０¹²／ｍ²以下とする必要がある。転位密度が７×１０¹²／ｍ²超であると、鋼板の塑性変形により転位が顕著に増殖してフェライト（α）が硬くなり、十分な全伸び（Ｔ．ＥＬ％）が得られない。転位密度は低ければ低いほどよいが、通常１×１０¹²／ｍ²を下回ることはほとんどない。平均転位密度の好ましい上限は６×１０¹²／ｍ²である。

（１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、鋼板の表面から１／４厚部まで、または３／４厚部から裏面までのビッカース硬さ平均値が、１／４厚部から３／４厚部までのビッカース硬さ平均値の８０〜１０５％）
厚鋼板の冷却時において、板厚表裏層部は板厚中央部に比べて相対的に冷却速度が速くなり、硬質化しやすく、表層部近傍の硬さが大きすぎると伸びを劣化させる。板厚全体の伸び特性を考慮した場合、板厚表裏層部の硬質化の影響はある程度は許容できるが、板厚表裏層部と板厚中央部との硬度差が大きくなると影響を無視できなくなってくる。そのため、１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、板厚表裏層部（鋼板の表面から１／４厚部まで、または３／４厚部から裏面まで）のビッカース硬（Ｈｖ）さ平均値を、板厚中心部（板厚の１／４厚部から３／４厚部まで）のビッカース硬さ（Ｈｖ）平均値の８０〜１０５％とすることが必要である。伸びを確保するためには、板厚表裏層部の硬さを抑えた方がよく、板厚中心部のビッカース硬さ平均値の８０％が工業的に可能な下限である。また、１０５％を超えると伸びの確保が困難となる。したがって、（板厚表裏層部のビッカース硬さ平均値）／（板厚中心部のビッカース硬さ平均値）を８０〜１０５％とした。

（板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲で長さ５μｍ以上の介在物が１０個／ｍｍ²以下、）
長さ５μｍ以上の粗大な介在物｛ＭｎＳ、アルミナ（酸化アルミニュウムＡｌ₂Ｏ₃）等の硫化物や酸化物｝は延性破壊（ボイド）の起点となり、局部伸びを劣化させることがあるので、板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲で最大長５μｍ以上の介在物が少ない方が好ましく、特に限定するものではないが局部伸びの劣化の観点から、その存在形態を特に１０個／ｍｍ²以下とすることが好ましい。なお、介在物の測定はＳＥＭによる粒子解析による。

（板厚の厚み方向の１／２厚±(板厚の)１０％範囲のＰの最大濃度が０．０２〜０．２０％）
Ｐは連続鋳造時に中心偏析して板厚中心部に脆化域を形成し、割れを生じさせて局部伸びを劣化させるので、Ｐの最大濃度は小さい方が好ましい。Ｐの最大濃度の上限は特に特定するものではないが、伸びを確保するためには、板厚中心部（板厚の厚み方向の１／２厚±(板厚の)１０％範囲を意味する）のＰの最大濃度は０．２０％以下とすることが好ましい。また、Ｐの最大濃度を０．０２％未満とすることは現実的に困難であるので、０．０２％を下限とし、０．０２〜０．２０％を好ましい範囲とした。
Ｐの最大濃度は、中心偏析を生じやすい板厚中心部の±（板厚の）１０％の範囲、例えば板厚１０ｍｍであれば、板厚の中心部２０％（±１０％）角、すなわち２ｍｍ(±１ｍｍ)角について、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ：電子プローブ微小分析器）により、加速電圧：１５ｋＶ、ビーム径：２０μｍ、照射時間：２０ｍｓ、測定ピッチ：２０μｍで、上記２ｍｍ角の測定範囲を測定したときのＰの濃度の最大値である。

（冷却する際のフェライト変態開始温度Ａｒ₃が７６０〜８２０℃）、
鋼を冷却する際のフェライト変態開始温度Ａｒ₃は、鋼組成としてのＡｒ₃が大きいほど高温でフェライト変態するため、フェライト粒内の転位密度が低下し、伸びが向上する。したがって、鋼のＡｒ₃が大きい方が好ましいが、８２０℃を超えて大きすぎるとフェライトが粗大化し強度が低下するので、上限を８２０℃とすることが好ましい。一方、Ａｒ₃が小さすぎるとベイナイトを形成し伸びが劣化するので、７６０℃を下限とすることが好ましい。
なお、冷却する際のフェライト変態開始温度Ａｒ₃は、公知の下記式（１）で示される。

Ａｒ₃＝９１０−３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］
−５５［Ｎｉ］−１５［Ｃｒ］−８０［Ｍｏ］ ・・・ （１）
但し、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、含有されていない元素は０％とする。

続いて、本発明における製造条件の限定理由を説明する。

まず、鋳造前処理として、溶鋼から炭素を除く１次精錬を行った後、溶鋼の成分調整をするにあたり、真空脱ガス処理により溶鋼の溶存酸素量を６５ｐｐｍ以下、好ましくは４０ｐｐｍ以下に調整する。溶鋼の溶存酸素量を特に４０ｐｐｍ以下に調整するには、例えば、ＲＨ真空脱ガス装置の真空度が１〜５ｔｏｒｒで、溶鋼を１〜３分還流して調整する。
溶鋼の溶存酸素量を４０ｐｐｍ以下となった後、溶鋼にＡｌをＡｌの最終含有量が０．００２〜０．０５０％となるように添加する。溶鋼中の溶存酸素量が４０ｐｐｍを超えて多い場合には、脱酸材としてＡｌを添加し、ＲＨ真空脱ガス装置で還流作業を行っても、溶鋼中の最終溶存酸素量を１６ｐｐｍ以下、特に１０ｐｐｍ以下に調整することができないからである。また、溶存酸素量は少ないほどよく、溶鋼の溶存酸素量の下限については設定する必要はない。

ついで、溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整した後、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上をＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計の最終含有量が０．０００５〜０．００８０％となるように添加して優先的に硫化物化して、ＭｎＳ生成を抑制する。
溶存酸素量が１０ｐｐｍを超えて多いと、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加した場合に酸化物化してしまい硫化物制御が十分にできないことがある。溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整するには、例えば、ＲＨ真空脱ガス装置の真空度が１〜５ｔｏｒｒで、溶鋼を１０〜６０分還流して、溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整する。真空度が１〜５ｔｏｒｒで、溶鋼を１０〜６０分還流しなければ、溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下とすることができない。また、溶存酸素量は少ないほどよく、溶鋼の溶存酸素量の下限については設定する必要はない。

成分調整した溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する際に、鋳片の凝固末期である鋳片の中心固相率が０．２〜０．７％の範囲において、鋳造ロールの間隙を、鋳造進行方向１ｍにつき０．２ｍｍ〜３．０ｍｍ、好ましくは鋳造進行方向１ｍにつき０．５〜２．０ｍｍ、さらに好ましくは鋳造進行方向１ｍにつき０．７〜１．５ｍｍに狭めて軽圧下しながら鋳造し、Ｐ等の濃化溶鋼を上流側に排出させる。それにより、有害な中心偏析を低減することが可能となる。ここでいう中心固相率とは、鋳片厚み方向の中心部で、かつ、鋳片幅方向の溶融部分の固相率と定義でき、伝熱、凝固計算によって求めることができること等が知られている。なお、軽圧下をすることが好ましいが、Ｐ含有量が低い成分の場合には軽圧下をしなくてもよい。

ついで、鋳造した鋳片（鋼片）を熱間圧延する。

熱間圧延では、鋳造した鋼片を９５０〜１１００℃、好ましくは１０００〜１０５０℃の範囲で低温加熱する。加熱温度を１１００℃以下にして加熱するとオーステナイト（γと称することがある）粒を微細化し、フェライトを細粒化するともにγ→α変態温度を高めて転位密度を低減することができるので、１１００℃を上限とした。また、９５０℃未満ではγ化が不十分で靭性が劣化するので９５０℃を下限とした。加熱した鋼片を粗圧延した後、累積圧下率が５０〜７５％の仕上圧延を行う。累積圧下率が５０％を超えるとγ中のα核生成サイトが増え、αを細粒化するとともにγ→α変態温度を高めることができるが、７５％を超えると生産性が劣化するので、累積圧下率を５０〜７５％としたが、好ましくは５５〜６５％である。

仕上圧延は、αを細粒化するために重要な工程であり、鋼片の表面温度が公知の次式（１）で示す冷却する際のフェライト変態開始温度Ａｒ₃−３０℃以上、次式（２）で示す結晶粒の成長が始まる再結晶開始温度Ｔ_rex℃以下で行う。温度がＡｒ₃−３０℃未満では２相域圧延となり、延伸したフェライトを形成し、伸びが劣化する。また、Ｔ_rex超では未再結晶域圧延とならず、フェライトが粗大化して伸びを劣化させる。

Ｔ_rexは通常の厚板圧延のパス間時間（１０〜１５秒間程度）で概ね再結晶を完了させるために必要な温度（再結晶限界温度）のことで、Ｎｂ添加量を用いて下記の式（２）で表すことができる。
Ａｒ₃＝９１０−３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］
−５５［Ｎｉ］−１５［Ｃｒ］−８０［Ｍｏ］ ・・・ （１）
但し、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、含有されていない元素は０％とする。

Ｔ_rex＝−９１９００［Ｎｂ＊］²＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・ （２）
ここで、［Ｎｂ＊］は、下記式（３）により求めるものとする。

Ｓｏｌ．Ｎｂ＝１０^{(-6770/(T+273)+2.26))}/（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）・・ （３）
なお、（３）式のＴは鋼片の加熱温度で、単位は摂氏温度（℃）とし、
［Ｎｂ］≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合は、［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］、
［Ｎｂ］＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合は、［Ｎｂ＊］＝［Ｎｂ］、
とする。ここで、［Ｎｂ］は、Ｎｂ含有量（質量％）を、［Ｓｏｌ．Ｎｂ］は式（３）で求めたＳｏｌ．Ｎｂ（固溶Ｎｂ）（質量％）を表す。
また、Ｔ_rexの式（２）は実験式で、低温加熱することで、固溶していないＮｂもあるので固溶Ｎｂ量（Ｓｏｌ.Ｎｂ量）を、固溶Ｎｂと再結晶温度の関係から求めた式である。

仕上圧延後の冷却工程としては、仕上圧延された厚鋼板を冷却速度１℃／秒以下の空冷、または鋼板の表面温度がＡｒ₃−１５０℃以上、Ａｒ₃−５０℃以下の温度まで冷却速度１℃／秒超、２０℃／秒以下の水冷した後空冷する。なお、空冷終了温度は、室温である。

冷却速度１℃／秒以下の空冷は冷却速度が小さいためフェライト変態温度が高温化するのでフェライト粒内の転位密度が低下し、伸びを向上させることができる。空冷の冷却速度の下限は特に限定する必要がない。

圧延完了後は空冷でもよいが、強度を高めるためには鋼板の表面温度がＡｒ₃−１５０℃以上、Ａｒ₃−５０℃以下の温度まで冷却速度１℃／秒超、２０℃／秒以下の水冷後に空冷しても良い。冷却停止温度がＡｒ₃−１５０℃未満では変態温度が低温化し、フェライト粒内の転位密度上昇やベイナイト形成が起こり、伸びが劣化する。一方、Ａｒ₃−５０℃超では効果が得られない。水冷の冷却速度が２０℃／秒を超えると変態温度が低温化し伸びが劣化するので水冷の冷却速度の上限は２０℃／秒とした。水冷は、空冷の冷却速度以上であれば効果があるので、水冷の冷却速度の下限は１℃／秒超とした。

以下本発明の実施例を表１〜３を参照して説明する。

表１の化学成分を有する鋼片を用いて、表２の製造条件により板厚６〜４０ｍｍの鋼板を試作した。なお、表２のＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ前溶存酸素量は、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加する前を意味する。冷却条件の欄の冷却速度（℃／ｓ）は、実測された表面温度から、公知の差分法による熱伝導解析により求めた１／２厚部での冷却速度である。表２の冷却パターン欄で記載の「空冷」は、水冷（加速冷却）を行わずに空冷を行った例であり、そして、「一部水冷」は圧延後、一部水冷を行った後に空冷を行った例である。

表３に示す製造した各鋼板の組織的特徴を、以下の要領で測定した。

まず、鋼板のミクロ組織は、鋼板の幅方向垂直断面が観察できるようにサンプルを採取し、光学顕微鏡により表面から１ｍｍ、板厚１／４、板厚中心部の金属組織を５００倍の倍率で撮影した。次に画像解析ソフトを用いて適切な条件で二値化処理を施した後、αと第二相（パーライト主体であるが一部ベイナイトを含む）の総面積を求め、撮影部の全面積で除することにより各相の分率（面積分率％）を求めた。

鋼板（板厚ｔ）の表面から１／４厚部まで（表面〜ｔ／４）、または３／４厚部から裏面まで（裏面〜３ｔ／４）、そして、１／４厚部から３／４厚部まで（ｔ／４〜３ｔ／４厚部の中心部）のそれぞれのビッカース硬さ平均値は、１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験を、荷重９８Ｎの条件で１〜２０点測定し、平均値を求めた。

α相中の平均転位密度は、上記板厚各位置から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて倍率を４００００倍として明視野の観察撮影を行い、得られたＴＥＭ像から任意の直線（長さ：Ｌ）と転位線との交切点の数（Ｎ）を測定し、膜厚：ｔの値を用いて、以下の式（４）により平均転位密度（ρ）を算出した。

ρ＝２Ｎ／Ｌｔ ・・・ （４）

表３に組織的特徴と機械的性質｛降伏応力（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｔ.ＥＬ）｝を測定した結果を示す。

機械的性質は、板厚中心部から圧延方向と直角の方向に採取したＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の１Ｂ号引張試験片を用いて引張強度（ＴＳ）評価した。降伏応力（ＹＰ）はＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の永久伸び０．２％時の永久伸び法の耐力を意味し、全伸び（Ｔ．ＥＬ）は、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の破断時全伸びＡｔのことを意味し、試験片は、ＪＩＳ１Ｂ号を用いた。

本発明例のＮｏ．１〜２０は化学成分、ミクロ組織、製造条件が本発明の範囲内であるため、いずれも全伸び（Ｔ．ＥＬ）２３〜４０％、降伏強度（ＹＰ）３５５〜５００ＭＰａ、引張強度（ＴＳ）４９０〜６２０ＭＰａを確保できた。なお、Ｎｏ．１６は溶存酸素量が過剰で、連続鋳造時の軽圧下量が０．２ｍｍを下回っていたことで、中心部のＰの最大濃度が高かく、また、フェライト変態開始温度Ａｒ₃が８２０℃を超える８２５℃と高い成分の鋼を用いた場合の、請求項１の要件を満たす例である。Ｎｏ.１７は連続鋳造時に軽圧下量を行わず、フェライト変態開始温度Ａｒ₃が８２２℃と高い成分の鋼を用いた場合の、請求項１および２の要件を満たす例である。Ｎｏ．１８は溶存酸素量が過剰で、フェライト変態開始温度Ａｒ₃が８２６℃と高い成分の鋼を用いた場合の、請求項１および３の要件を満たす例である。Ｎｏ．１９は真空度、還流時間が不足し、連続鋳造時の軽圧下量が０．２ｍｍを下回っていたことで、中心部のＰの最大濃度が高かい場合の、請求項１および４を満たす例である。これらの例はいずれも本発明のミクロ組織、機械的性質を確保できた。

一方、比較例のＮｏ．２１〜３６は化学成分、ミクロ組織（フェライト相等）、製造条件のいずれかが本発明の範囲を逸脱していたために、本発明が目的とする機械的性質、特に十分な全伸び（Ｔ．ＥＬ）が得られなかった。

すなわち、Ｎｏ．２１、２２は加熱温度が高過ぎたため、仕上圧延でγを細粒化できずフェライト相が本発明の要件を満たしておらず、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。Ｎｏ．２３は仕上圧延の累積圧下率が不足し、フェライト相が本発明の要件を満たしておらず、パーライト分率も低く本発明の要件を満たしていないため、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。Ｎｏ．２４、２５は、仕上圧延の開始、終了温度が高すぎたため、フェライト相が本発明の要件を満たしておらず全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。Ｎｏ．２６は、水冷による冷却停止温度が低すぎてフェライト相が本発明の要件を満たしておらず、表裏面平均Ｈｖ／中心部平均Ｈｖ×１００％の値が高く、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。

Ｎｏ．２７〜２８は、一部水冷時の冷却速度が速すぎて、フェライト相が本発明の要件を満たしておらず、表裏面平均Ｈｖ／中心部平均Ｈｖ×１００％の値が高く、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。
Ｎｏ．２９は、仕上圧延の開始、終了温度が本発明範囲外であり、フェライト相が本発明の要件を満たしておらず、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。
Ｎｏ．３０は、Ｓｉ量が不足していたため、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。
Ｎｏ．３１は、Ｓ量が過剰であったため、ＳＥＭによる粒子解析による１／２厚±（板厚の）１０％範囲（中心部）での最大長５μｍ以上の延伸した介在物が多く存在し、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低下していた。Ｎｏ．３２は、Ｐ量が過剰であったため、１／２厚±（板厚の）１０％範囲（中心部）でのＰの最大濃度が高く、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。Ｎｏ．３３はＮｂ量が過剰であったため、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低下していた。

Ｎｏ．３４は、Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭの量が不足していたために最大長５μｍ以上の延伸した介在物が多く存在し、伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。Ｎｏ．３５は、Ｔｉ／Ｎの値が高くＴｉＣが生成し、１／２厚±（板厚の）１０％範囲（中心部）での最大長５μｍ以上の粗大な介在物が多く存在することとなって全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。
Ｎｏ．３６は、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂの含有量およびＴｉ／Ｎの値が本発明外であったので、本発明で規定するフェライト相が得られず、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０５０〜０．２００％、
   Ｓｉ：０．２００〜１．０００％、
   Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．００３％以下、
   Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、
   Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
   Ｎ ：０．００１０〜０．００６０％、
   Ｏ ：０．０００５〜０．００６０％、
   Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加量の合計として０．０００５〜０．００８０％
   を含有し、さらに、
   Ｎｂ：０〜０．０３０％、
   Ｖ ：０〜０．０５０％、
   Ｃｕ：０〜０．５０％、
   Ｎｉ：０〜１．００％、
   Ｃｒ：０〜０．５０％、
   Ｍｏ：０〜０．５００％、
   Ｂ ：０〜０．００３０％
   を含有し、かつ、
   Ｔｉ／Ｎが０．５〜４．０であり、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼であって、
   ミクロ組織が１／４厚部のフェライト相面積分率が８０〜９５％、１／４厚部のパーライト相面積分率が５〜２０％で構成される組織で、
   １／４厚部のフェライト粒の平均アスペクト比が１．０〜１．５、
   １／４厚部のフェライト粒の平均粒径が５〜２０μｍ、
   １／４厚部のフェライト相中の平均転位密度が７×１０¹²／ｍ²以下、
   １ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、鋼板の表面から１／４厚部まで、または３／４厚部から裏面までのビッカース硬さ平均値が、１／４厚部から３／４厚部までのビッカース硬さ平均値の８０〜１０５％、
   であることを特徴とする高強度高延性厚板鋼板。
2. 請求項１に記載の高強度高延性厚板鋼板で、板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲で長さ５μｍ以上の介在物が１０個／ｍｍ²以下、であることを特徴とする高強度高延性厚板鋼板。
3. 請求項１または請求項２に記載の高強度高延性厚板鋼板で、板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲でＰの最大濃度が０．０２〜０．２０％、であることを特徴とする高強度高延性厚板鋼板。
4. 請求項１から請求項３の内の何れかに記載の高強度高延性厚板鋼板で、下記式（１）で示される冷却する際のフェライト変態開始温度Ａｒ₃が７６０〜８２０℃、であることを特徴とする高強度高延性厚板鋼板。
   Ａｒ₃＝９１０−３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］
   −５５［Ｎｉ］−１５［Ｃｒ］−８０［Ｍｏ］ ・・・ （１）
   但し、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、含有されていない元素は０％とする。
5. 請求項１から請求項４の内の何れかに記載の高強度高延性厚板鋼板を製造する方法であって、鋼片を９５０〜１１００℃の範囲で加熱し、累積圧下率が５０〜７５％の仕上圧延を、鋼片の表面温度がＡｒ₃−３０℃以上、結晶粒の成長が始まる再結晶開始温度Ｔ_rex℃以下で行い、仕上圧延された厚板鋼板を空冷により室温まで冷却する、ことを特徴とする高強度高延性厚板鋼板の製造方法。
   但し、
   Ａｒ₃は下記式（１）、
   Ｔ_rexは下記式（２）で表される。
   Ａｒ₃＝９１０−３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］−８０［Ｍｎ］−２０［Ｃｕ］
   −５５［Ｎｉ］−１５［Ｃｒ］−８０［Ｍｏ］ ・・・ （１）
   但し、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、含有されていない元素は０％とする。
   Ｔ_rex＝−９１９００［Ｎｂ＊］²＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ ・・・ （２）
   但し、［Ｎｂ＊］は、下記式（３）により求めるものとする。
   Ｓｏｌ．Ｎｂ＝（１０^{(-6770/(T+273)+2.26)}）／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）・・（３）
   なお、（３）式のＴは鋼片の加熱温度で、単位は摂氏温度（℃）とし、
   ［Ｎｂ］≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合は、
   ［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］
   ［Ｎｂ］＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合は、
   ［Ｎｂ＊］＝［Ｎｂ］
   とする。ここで、［Ｎｂ］は、Ｎｂ含有量（質量％）を、［Ｓｏｌ．Ｎｂ］は式（３）で求めたＳｏｌ．Ｎｂ（固溶Ｎｂ）（質量％）を表す。
6. 請求項５に記載の高強度高延性厚板鋼板の製造方法であって、仕上圧延された厚板鋼板を、鋼板の表面温度がＡｒ₃−１５０℃以上、Ａｒ₃−５０℃以下の温度まで、冷却速度１℃／秒超、２０℃／秒以下の水冷を行い、該水冷後、冷却速度１℃／秒以下の空冷をする、ことを特徴とする高強度高延性厚板鋼板の製造方法。
7. 請求項５または請求項６に記載の高強度高延性厚板鋼板の製造方法であって、溶鋼を製造するにあたり、真空脱ガス装置により溶鋼の溶存酸素量を４０ｐｐｍ以下に調整し、ついで、ＡｌをＡｌの最終含有量が０．００２〜０．０５０％となるように添加して、溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整した後、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計の最終含有量が０．０００５〜０．００８０％となるように添加する、ことを特徴とする高強度高延性厚板鋼板の製造方法。
8. 請求項５から請求項７の内の何れかに記載の高強度高延性厚板鋼板の製造方法であって、溶鋼を連続鋳造する際に、鋳片の凝固末期である鋳片の中心固相率が０．２〜０．７の範囲において、鋳造ロールの間隙を、鋳造進行方向１ｍにつき０．２ｍｍ〜３．０ｍｍに狭めて圧下しながら鋳造する、ことを特徴とする高強度高延性厚板鋼板の製造方法。