JP2023070457A - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高い強度、低降伏比および高い一様伸び特性を有し、且つ優れた大入熱ＨＡＺ靭性を有している鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】個々の元素が所定に範囲内にあることに加えて、炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍおよびθパラメータも所定の範囲内であり、表面から板厚方向への距離が板厚の４分の１の部分である板厚方向ｔ／４位置における金属組織は、面積比でベイナイト７５．０％以上と、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト１．０％以上１５．０％以下とを含み、島状マルテンサイトの個数密度が０．０１０個／μｍ２以上０．０４０個／μｍ２以下である鋼板である。【選択図】なし

Description

本開示は、鋼板およびその製造方法に関し、例えば、橋梁を含む土木分野および建築分野などの溶接構造物に用いることができる鋼板に関する。

近年、溶接構造物の大型化に伴い、橋梁を含む土木分野および建築分野などで用いる溶接構造用の鋼板は高強度化が求められており、降伏強さ４４０ＭＰａ以上、引張強さが５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板が用いられる。土木および建築構造物等に使用される場合には、耐震安全性の向上も要求される。具体的には、鋼板の塑性変形能確保のために低降伏比を示すことが要求される。低降伏比に加えて、更に、一様伸びが大きいことが望まれている。大地震発生等により、万一、設計強度を超える応力が鋼板に付加された場合に、変形時の吸収エネルギーを大きくすることができ、塑性変形能の確保できるからである。

また、溶接構造物に用いる鋼板には、構造物の施工効率向上と施工コスト低減の観点から、４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接が適用されている。一般的に、大入熱溶接を行うと、溶接線近傍のボンド部と呼ばれる領域では、高温のオーステナイト（γ）領域に長時間保持された後徐冷されるので、加熱時のγ粒成長、冷却過程での粗大フェライト（α）粒生成に代表されるような組織粗大化が生じ易く、その部分の靭性が劣化してしまうという問題がある。安全性の観点から、大入熱溶接を行った場合でもこのような熱影響部（ＨＡＺ）における靭性（大入熱ＨＡＺ靭性）を安定して高い水準で確保することが必要である。

つまり、溶接構造物に用いられる高強度鋼板には、優れた大入熱ＨＡＺ靭性を兼備していることが求められる。しかし、引張強さが５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、強度確保のために合金元素を多量添加することが多く、大入熱溶接のボンド部ではＨＡＺ靭性（大入熱ＨＡＺ靭性）が低下する傾向にある。

このため、特許文献１に記載の鋼板では、例えば、Ｂを０．０００６質量％以上含有させる等個々の元素の含有量を制御することに加えて、複数の元素において所定の関係式を満足させ、所定の条件で製造することにより、ＨＡＺ靭性を確保している。また、地震発生下における超高層建築物の倒壊を防ぐべく、降伏比を７８％以下に制御している。

特許文献２は、溶接性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法に関するものである。具体的には、所定量の炭窒化物形成合金元素を添加し、圧延後のオーステナイト領域からの加速冷却開始前の状態での固溶Ｃ量を制御することにより、５７０ＭＰａ以上（６０キロ級）の強度と靭性を両立させている。

特許文献３は、所定の組成を有する鋼材を圧延終了温度がＡ_ｒ３点以上となるように熱間圧延を行った後、所定の平均冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却する加速冷却処理を施すことで引張強さ５９０MPa以上、降伏比８０％以下を有し、大入熱溶接を行っても優れたＨＡＺ靭性を示す鋼板の製造方法を開示している。

特開２０２０－３３５８５号公報 特開２００４－３３９５５０号公報 特開２００５－２２０３７９号公報

しかし、特許文献１～３はいずれも例えば５％以上のような十分な一様伸びを確保することについての開示がない。すなわち十分な一様伸びを有しないことに起因して、地震発生等による変形時の吸収エネルギーが十分でなく、また塑性変形能も十分に確保できない虞がある。

本開示は、このような状況を鑑みてなされたものであり、高い強度、低降伏比および高い一様伸び特性を有し、且つ優れた大入熱ＨＡＺ靭性を有している鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の態様１は、
Ｃ ：０．０４質量％以上０．１０質量％以下、
Ｓｉ：０．１０質量％以下（０質量％を含まず）、
Ｍｎ：１．００質量％以上１．６０質量％以下、
Ｐ ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０７５質量％以下、
Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｎｂ：０．００５質量％以上０．０３０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下、
Ｎ ：０．００３０質量％以上０．００７５質量％以下、
Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３５質量％以下、
Ｂ ：０．０００５質量％以下（０質量％を含む）、ならびに
Ｃｒ：０．４５質量％以下（０質量％を含まず）およびＶ：０．０８０質量％以下（０質量％を含まず）よりなる群から選択される１種以上、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から成り、
下記（１）式で定義される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４００質量％以上０．４７０質量％以下であり、
下記（２）式で定義される溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍが０．１６０質量％以上０．２２０質量％以下であり、
下記（３）式で定義されるθパラメータが０．６０以上０．９５以下であり、
表面から板厚方向への距離が板厚の４分の１の部分である板厚方向ｔ／４位置における金属組織は、面積比でベイナイト７５．０％以上と、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト１．０％以上１５．０％以下とを含み、
島状マルテンサイトの個数密度が０．０１０個／μｍ^２以上０．０４０個／μｍ^２以下である鋼板である。

Ｃ_ｅｑ（質量％）＝［Ｃ］＋[Ｓｉ]／２４＋[Ｍｎ]／６＋[Ｎｉ]／４０＋[Ｃｒ]／５＋[Ｍｏ]／４＋[Ｖ]／１４ （１）
ここで、[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]および[Ｖ]は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量である。

Ｐ_ｃｍ（質量％）＝[Ｃ]＋[Ｓｉ]／３０＋[Ｍｎ]／２０＋[Ｃｕ]／２０＋[Ｎｉ]／６０＋[Ｃｒ]／２０＋[Ｍｏ]／１５＋[Ｖ]／１０＋５×[Ｂ] （２）
ここで、[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｃｕ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]および[Ｂ]は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量である。

θパラメータ＝[Ｓｉ]／２．８３＋[Ｍｎ]／２．０４＋[Ｃｒ]／１．２５ （３）
ここで、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]および[Ｃｒ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量である。

本発明の態様２は、Ｃｕ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、ＲＥＭ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず）およびＺｒ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず）からなる群から選択される１種以上を更に含む態様１に記載の鋼板である。

本発明の態様３は、
Ｃ ：０．０４質量％以上０．１０質量％以下、
Ｓｉ：０．１０質量％以下（０質量％を含まず）、
Ｍｎ：１．００質量％以上１．６０質量％以下、
Ｐ ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｓ ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、
Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０７５質量％以下、
Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｎｂ：０．００５質量％以上０．０３０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下、
Ｎ ：０．００３０質量％以上０．００７５質量％以下、
Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３５質量％以下、
Ｂ ：０．０００５質量％以下（０質量％を含む）、ならびに
Ｃｒ：０．４５質量％以下（０質量％を含まず）およびＶ：０．０８０質量％以下（０質量％を含まず）よりなる群から選択される１種以上、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から成り、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４００質量％以上０．４７０質量％以下であり、下記（２）式で定義される溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍが０．１６０質量％以上０．２２０質量％以下であり、下記（３）式で定義されるθパラメータが０．６０以上０．９５以下である鋼材を準備する工程と、
前記鋼材を１０５０℃以上１２５０℃以下に加熱後、８５０℃以上９８０℃以下における累積圧下率が２０％以上６０％以下で且つ、仕上圧延温度Ｔ_ｆｒが下記（４）式を満足するように熱間圧延を行い、続いて下記（５）式で示されるＡ_ｒ３点以上の温度である加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから２５０℃以下の温度である加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆまで水冷により冷却する工程であって、加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから５００℃までの平均冷却速度を３～２０℃／秒とする冷却工程と、
を含む、表面から板厚方向への距離が板厚の４分の１の部分である板厚方向ｔ／４位置における金属組織が、面積比でベイナイト７５．０％以上と、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト１．０％以上１５．０％以下とを含み、島状マルテンサイトの個数密度が０．０１０個／μｍ^２以上０．０４０個／μｍ^２以下である鋼板の製造方法である。

Ｃ_ｅｑ（質量％）＝［Ｃ］＋[Ｓｉ]／２４＋[Ｍｎ]／６＋[Ｎｉ]／４０＋[Ｃｒ]／５＋[Ｍｏ]／４＋[Ｖ]／１４ （１）
ここで、[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]および[Ｖ]は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量である。

Ｐ_ｃｍ（質量％）＝[Ｃ]＋[Ｓｉ]／３０＋[Ｍｎ]／２０＋[Ｃｕ]／２０＋[Ｎｉ]／６０＋[Ｃｒ]／２０＋[Ｍｏ]／１５＋[Ｖ]／１０＋５×[Ｂ] （２）
ここで、[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｃｕ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]および[Ｂ]は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量である。

θパラメータ＝[Ｓｉ]／２．８３＋[Ｍｎ]／２．０４＋[Ｃｒ]／１．２５ （３）
ここで、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]および[Ｃｒ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量である。

（８００－ｔ／２）≦Ｔ_ｆｒ（℃）≦（９４０－ｔ／２） （４）
ここで、ｔは熱間圧延後の板厚（ｍｍ）である。

Ａｒ_３（℃）＝９１０－３１０×[Ｃ]－８０×[Ｍｎ]－２０×[Ｃｕ]－１５×[Ｃｒ]－５５×[Ｎｉ]－８０×[Ｍｏ]－０．３５×（ｔ-８） （５）
ここで、［C］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、〔Ｎｉ〕および［Ｍｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量であり、ｔは熱間圧延後の板厚（ｍｍ）である。

本発明の態様４は、前記鋼材が、Ｃｕ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、ＲＥＭ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず）およびＺｒ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず）からなる群から選択される１種以上を更に含む態様３に記載の鋼板の製造方法である。

本発明の実施形態によれば、高い強度、低降伏比および高い一様伸び特性を有し、且つ優れた大入熱ＨＡＺ靭性を有している鋼板およびその製造方法を提供することが可能である。

継手試験のために溶接継手を作製する際に用いた開先形状を示す模式上面図である。 得られた溶接継手から採取したシャルピー衝撃試験用のサンプルの採取位置を示す模式上面図である。

本発明の実施形態において、高い強度、低降伏比、高い一様伸び特性および優れたＨＡＺ靭性の具体例として、引張強さ（ＴＳ）：５９０～７４０ＭＰａ、降伏強さ（ＹＳ）：４４０～５４０ＭＰａ、降伏比（ＹＲ）≦８０％、一様伸び（ＵＥ）≧５％および大入熱ＨＡＺ靭性：ｖＥ_０℃を≧２７Ｊ（入熱量≧４００ｋＪ／ｃｍ）を挙げることができる。なお、引張強さの上限値７４０ＭＰａおよび降伏強さの上限値５４０ＭＰａを設けたのは、これらの値以上になると靭性が低下するからである。

本発明者らはこのような特性を同時に達成するべく鋭意検討を行い、本発明の実施形態に至った。
５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保した上で、低い降伏比、高い一様伸びおよび高い大入熱ＨＡＺ靭性を得るための支配因子を検討した。
強度、降伏比および一様伸びについては、７００ＭＰａを超える程度の強度を有するベイナイトを主たる金属組織として所定量以上存在させることで強度を確保した上で、粒径７．５μｍ以下のフェライトおよび島状マルテンサイト（ＭＡ）を適切な量分散させることで高い強度と低い降伏比と高い一様伸びを得ることができることを見出した

大入熱ＨＡＺ靭性については、溶接により生じるボンド部における島状マルテンサイト量（ＭＡ量）を低減させることが重要であることを見出した。母材である程度の量のＭＡを得ようとすると多量の合金元素を添加するのが一般的な手法である。しかし、この手法を用いるとボンド部のＭＡ量も増加する。そして、ボンド部のＭＡ量が増加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するという問題があった。
本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成では、個々の元素を所定範囲内に管理すること、ならびに炭素当量Ｃ_ｅｑおよび溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍを適正な範囲内に管理することに加えて、合金元素のセメンタイト中の固溶度および鉄中の拡散速度を考慮し、本発明者らが導き出したパラメータであるθパラメータを適切な範囲内に制御している。これにより、従来はトレードオフの関係にあった母材のＭＡ量の増加とボンド部のＭＡ量低減を両立できることを見出した。そして、高い強度、低い降伏比、高い一様伸びおよび高い大入熱ＨＡＺ靭性を実現できる本発明の実施形態に係る鋼板に至った。
以下に、本発明の実施形態の詳細を示す。

＜１．化学成分組成＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、Ｃ：０．０４質量％以上０．１０質量％以下と、Ｓｉ：０．１０質量％以下（０質量％を含まず）と、Ｍｎ：１．００質量％以上１．６０質量％以下と、Ｐ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）と、Ｓ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）と、Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０７５質量％以下と、Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下と、Ｎｂ：０．００５質量％以上０．０３０質量％以下と、Ｔｉ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下と、Ｎ：０．００３０質量％以上０．００７５質量％以下と、Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３５質量％以下と、Ｂ：０．０００５質量％以下（０質量％を含む）と、Ｃｒ：０．４５質量％以下（０質量％を含まず）およびＶ：０．０８０質量％以下（０質量％を含まず）よりなる群から選択される１種以上と、を含有する。
さらに、後述の（１）式で定義される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４００質量％以上０．４７０質量％以下であり、後述の（２）式で定義される溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍが０．１６０質量％以上０．２２０質量％以下であり、後述の（３）式で定義されるθパラメータが０．６０以上０．９５以下である。
以下、各元素の含有量、炭素当量Ｃ_ｅｑ、溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍおよびθパラメータについて詳述する。

〔１-１.基本成分〕
（Ｃ：０．０４質量％以上０．１０質量％以下）
Ｃは、鋼板の強度を高める効果があるが、耐溶接割れ性等の溶接性を劣化させる元素で
もある。Ｃ含有量が０．０４質量％未満であると必要な強度を確保することが困難になる。よってＣ含有量は０．０４質量％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．０６質量％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１０質量％を超えると、強度は確保しやすくなるが、ＨＡＺのＭＡが過剰となり大入熱ＨＡＺ靭性の劣化および耐溶接割れ性の劣化につながる。よってＣ含有量は０．１０質量％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９５質量％以下、より好ましくは０．０９０質量％以下である。

（Ｓｉ：０．１０質量％以下（０質量％を含まず））
Ｓｉは、セメンタイト中に濃化し難い元素であり、オーステナイトからフェライト＋セメンタイトに変態する際にセメンタイト界面からオーステナイトへのＳｉの拡散が必要となる。このため、Ｓｉの拡散が律速し変態を遅延し易くすることで、ＭＡ量を増加することができる。すなわち、Ｓｉ添加量を増加させることでＭＡ量を増加させることができる。
この効果を得るにはＳｉの意図的な添加が必要である。なお、本明細書において「０質量％を含まず」とは、意図的な添加を行い、不純物レベルを上回る量を含有することを意味する。Ｓｉを好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０２質量％以上含有する。ただし、Ｓｉ含有量が過剰になると、ＭＡ増加により大入熱ＨＡＺ靭性が劣化する影響が顕著となるため、Ｓｉ含有量の上限を厳格に制御する必要があり、Ｓｉ含有量を０．１０質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０８質量％以下、より好ましくは０．０６質量％以下である。

（Ｍｎ：１．００質量％以上１．６０質量％以下）
Ｍｎは、セメンタイト中に濃化し易い元素であり、オーステナイトからフェライト＋セメンタイトに変態する際にセメンタイトへのＭｎの拡散が必要となる。このため、Ｍｎの拡散が変態を律速し変態を遅延し易くすることで、ＭＡ量を増加することができる。すなわち、Ｍｎは母材の降伏比低減等に有効な元素である。また、Ｍｎはオーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させることで、焼入れ性を向上させ、強度と靭性の両方を確保する上でも有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎを１．００質量％以上含有させる。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０５質量％以上、より好ましくは１．２０質量％以上である。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、ＭｎＳが粗大化し、母材靭性（溶接による熱影響を受けていない状態での靭性）が劣化するため、上限を１．６０質量％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５５質量％以下、より好ましくは１．５０質量％以下である。

（Ｐ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む））
不可避不純物であるＰは、母材と溶接部の靭性に悪影響を及ぼす。こうした不都合を招かないように、Ｐ含有量を０．０３０質量％以下に抑制する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５質量％以下、より好ましくは０．０１０質量％以下である。工業的に通常用いられる製法ではＰ含有量を０質量％にすることは困難であり、通常は０．００２質量％程度以上含まれる。なお、本明細書において「０質量％を含む」とは、意図的な添加を行わずに不純物レベル以下の含有量しか含有しない実施形態を含むことを意味する。

（Ｓ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む））
Ｓは、不可避不純物であり、靭性および鋼板の板厚方向の延性に悪影響を及ぼすので含有量が少ない方が好ましい。こうした観点から、Ｓ含有量は０．０３０質量％以下に抑制する。Ｓ含有量は好ましくは０．０２０質量％以下、さらに好ましくは０．０１０質量％以下、最も好ましくは０．００５質量％以下である。工業的に通常用いられる製法ではＳ含有量を０質量％にすることは困難であり、通常は０．００１質量％程度以上含まれる。

（Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０７５質量％以下）
Ａｌは、脱酸に必要な元素であるとともに、鋼中のＮを固定して、固溶Ｎによる母材靭性劣化を防ぐ効果もある。さらに、本発明の実施形態のような低Ｓｉ鋼においては清浄度を向上させ大入熱ＨＡＺ靭性を向上させる効果もある。このような効果を発揮させるためにＡｌを０．０２０質量％以上含有させる。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２５質量％以上、より好ましくは０．０３０質量％以上である。一方、Ａｌが過剰に含まれると、アルミナ系の粗大な介在物が形成され母材靭性が低下するので、Ａｌ含有量は０．０７５質量％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０７０質量％以下、より好ましくは０．０６５質量％以下である。

（Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下）
Ｍｏは、母材においてポリゴナルフェライト変態を抑制するとともに、ＨＡＺボンド部における粒界フェライト粗大化を抑制する元素である。これらの効果を得るためにＭｏを０．１０質量％以上含有させる。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上、さらに好ましくは０．３０質量％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると焼入れ性が過剰となり、結果として耐溶接割れ性が劣化するので、Ｍｏ含有量は０．５０質量％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４５質量％以下、より好ましくは０．４３質量％以下である。

（Ｎｂ：０．００５質量％以上０．０３０質量％以下）
Ｎｂは、母材におけるポリゴナルフェライト変態を抑制するとともに、ＨＡＺ（ボンド部）における粒界フェライト粗大化を抑制する元素である。上記効果を得るためにＮｂを０．００５質量％以上含有させる。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０１４質量％以上である。一方、Ｎｂが過剰に含まれると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。よってＮｂ含有量は０．０３０質量％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２１質量％以下、更に好ましくは０．０２０質量％以下である。

（Ｔｉ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下）
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、ＨＡＺにおけるオーステナイト結晶粒（γ粒）の粗大化を防止し、大入熱ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。また、鋼中のＮを固定して、固溶Ｎによる大入熱ＨＡＺ靭性の劣化を防ぐ効果もある。これらの効果を発揮させるためにＴｉを０．００５質量％以上含有させる。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８質量％以上、より好ましくは０．０１０質量％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＴｉＮが粗大化して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．０２０質量％以下とする必要がある。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１８質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。

（Ｎ：０．００３０質量％以上０．００７５質量％以下）
Ｎは、ＴｉＮ、ＡｌＮを生成し、熱間圧延前の加熱時、および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、母材靭性および大入熱ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。Ｎ含有量が０．００３０質量％未満であると、上記ＴｉＮ等が不足し、上記γ粒が粗大になり母材靭性が劣化する。よってＮ含有量は０．００３０質量％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３５質量％以上であり、より好ましくは０．００４０質量％以上である。一方、Ｎ含有量が０．００７５質量％を超えて過剰になると、固溶Ｎの増大により、母材靭性が劣化する。よって、Ｎ含有量は０．００７５質量％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０質量％以下、より好ましくは０．００６５質量％以下である。

（Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３５質量％以下）
Ｃａは、ＭｎＳの球状化に寄与し、母材の靭性および板厚方向の延性の改善に有効な元素である。さらに、本発明の実施形態のような低Ｓｉ鋼においては清浄度を向上させ大入熱ＨＡＺ靭性を向上させる効果もある。このような効果を発揮させるには、Ｃａ含有量を０．０００５質量％以上とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０質量％以上、より好ましくは０．００１３質量％以上である。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００３５質量％を超えて過剰になると、介在物が粗大化し、母材靭性が劣化する。よってＣａ含有量は０．００３５質量％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３０質量％以下、より好ましくは０．００２５質量％以下である。

（Ｂ：０．０００５質量％以下（０質量％を含む））
Ｂは、焼入れ性を高め、母材における結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト析出を抑制する元素であるため、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトが過剰に析出するのを確実に防止するために添加してもよい（意図的に含有させてもよい）。ただし、Ｂを添加しなくても製造条件の最適化等により結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトが過剰に析出するのを防止できることから、Ｂの添加は必須ではなくＢを添加しなくてもよい。
Ｂの含有量が過剰になると変態抑制効果が過大となり、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトを所定量得ることが困難になるため、Ｂ含有量は０．０００５質量％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００３質量％以下である。Ｂを添加する場合はＢの含有量を０．０００１質量％以上とすることが好ましい。

（Ｃｒ：０．４５質量％以下（０質量％を含まず）およびＶ：０．０８０質量％以下（０質量％を含まず）よりなる群から選択される１種以上）
Ｃｒは、Ｍｎと同様にセメンタイト中に濃化しやすい元素であり、オーステナイトからフェライト＋セメンタイト変態する際にセメンタイトへのＣｒの拡散が必要となる。このため、Ｃｒの拡散が変態を律速し変態を遅延しやすくすることで、ＭＡ量を増加することができる。このため、母材の降伏比低減等に有効な元素である。
これに加えてＣｒは、母材におけるポリゴナルフェライト変態を抑制するのにも有効な元素である。
Ｖもまた、母材におけるポリゴナルフェライト変態を抑制するのに有効な元素である。
このため、ＣｒおよびＶの一方または両方を添加する。

Ｃｒを添加する場合、上記の効果を確実に得るにはＣｒ含有量を０．０５質量％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１０質量％以上、更に好ましくは０．１５質量％以上、より一層好ましくは０．２０質量％以上である。一方、Ｃｒが過剰に含まれると、ＨＡＺおよび母材のＭＡが過剰となり靭性が悪化する。よって、Ｃｒ含有量は０．４５質量％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．３５質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下である。

Ｖを添加する場合、上記の効果を確実に得るにはＶ含有量を０．００５質量％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０２０質量％以上、更に好ましくは０．０３０質量％以上、より一層好ましくは０．０４０質量％以上である。一方、Ｖが過剰に含まれると、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。よって、Ｖ含有量は０．０８０質量％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０７０質量％以下、より好ましくは０．０６０質量％以下である。

（炭素当量Ｃ_ｅｑ：０．４００質量％以上０．４７０質量％以下）
板厚が例えば１００ｍｍ以上のような厚板を対象とする場合にも高強度を確保するために下記式（１）で定義される炭素当量Ｃ_ｅｑを０．４００質量％以上とする。炭素当量Ｃ_ｅｑは、好ましくは０．４２０質量％以上、より好ましくは０．４３０質量％以上である。一方、多量の合金元素を含有し炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４７０質量％を超える場合には、ＨＡＺ靭性および溶接性、特に耐溶接割れ性が低下する。よって、炭素当量Ｃ_ｅｑは０．４７０質量％以下とする。炭素当量Ｃ_ｅｑは、好ましくは０．４６５質量％以下、より好ましくは０．４６０質量％以下、更に好ましくは０．４５５質量％以下である

Ｃ_ｅｑ（質量％）＝［Ｃ］＋[Ｓｉ]／２４＋[Ｍｎ]／６＋[Ｎｉ]／４０＋[Ｃｒ]／５＋[Ｍｏ]／４＋[Ｖ]／１４ （１）
ここで、[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]および[Ｖ]は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量である。
なお、ＣｒおよびＶはそのどちらか一方しか含有しない場合があるが、その場合は含有しない方の元素（不純物レベル以下の含有量の元素）の含有量についてはゼロとして計算する。また、Ｎｉを含有しない場合も、Ｎｉの含有量についてはゼロとして計算する。

（溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍ：０．１６０質量％以上０．２２０質量％以下）
板厚が例えば１００ｍｍ以上のような厚板を対象とする場合にも良好な耐低温割れ性を有し、ほぼ予熱を必要としない溶接性を確保するためは、下記式（２）で定義される溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍを０．２２０質量％以下とする。多量の合金元素を含有し、溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍが０．２２０質量％を超えると溶接割れが多発するからである。溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍは、好ましくは０．２１０質量％以下、より好ましくは０．２００質量％以下である。なお、溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍは、低ければ低いほど好ましいが、本発明で規定の成分組成を考慮すると、その下限はおおよそ０．１６７０質量％程度となる。

Ｐ_ｃｍ（質量％）＝[Ｃ]＋[Ｓｉ]／３０＋[Ｍｎ]／２０＋[Ｃｕ]／２０＋[Ｎｉ]／６０＋[Ｃｒ]／２０＋[Ｍｏ]／１５＋[Ｖ]／１０＋５×[Ｂ] （２）
ここで、[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｃｕ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]および[Ｂ]は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量である。
なお、ＣｒおよびＶのどちらか一方ならびにＢについては含有しない場合があるが、その場合は含有しない元素（不純物レベル以下の含有量の元素）の含有量についてはゼロとして計算する。また、Ｎｉを含有しない場合も、Ｎｉの含有量についてはゼロとして計算する。

（θパラメータ：０．６０以上０．９５以下）
上述のようにＳｉはセメンタイト中に濃化し難い元素であり、ＭｎおよびＣｒはセメンタイト中に濃化し易い元素であり、いずれの元素もその拡散が律速となってオーステナイトからフェライト＋セメンタイトへの変態を遅延させ、ＭＡ量を増加せることができる。母材およびＨＡＺのＭＡ量を適正に管理するために、これら３元素を包括的に管理できるパラメータとして本発明者らが見出したのが下記の（３）式に示すθパラメータである。θパラメータは、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒそれぞれのセメンタイトへの固溶度および鉄中での拡散速度を考慮して導出した。
母材のＭＡ量を確保するためにθパラメータは０．６０以上とする。θパラメータは、好ましくは０．６５以上、より好ましくは０．７０以上である。一方で、ＭＡ量が過剰であると大入熱ＨＡＺ靭性の低下をもたらすことから、θパラメータは０．９５以下とする。θパラメータは、好ましくは０．９０以下、より好ましくは０．８５以下である。

θパラメータ＝[Ｓｉ]／２．８３＋[Ｍｎ]／２．０４＋[Ｃｒ]／１．２５ （３）
ここで、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]および[Ｃｒ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量である。
なお、Ｃｒについては含有しない場合（不純物レベル以下の含有量である場合）があるが、その場合はＣｒの含有量についてはゼロとして計算する。

基本成分は上記のとおりであり、好ましい実施形態の１つでは、残部は鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。代表的な不可避不純物の例として、Ａｓ、Ｓｎ、ＳｂおよびＨ等を挙げることができる。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、不可避不純物元素として取り扱われることが多いが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。

〔１－２．選択的添加元素〕
さらに、本発明の別の好ましい実施形態では、本発明の実施形態に係る作用を損なわない範囲で必要に応じて上述した以外の元素を添加してよい。そのような選択的に添加する元素の含有量の例として、Ｃｕ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、ＲＥＭ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず）およびＺｒ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず）からなる群から選択される１種以上を挙げることができる。
これらの選択的添加元素は含有される元素に応じて鋼の特性が更に改善される。各々の選択的元素の効果を以下に示す。

（Ｃｕ：１．０質量％以下（０質量％を含まず））
Ｃｕは、大入熱ＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。この効果をより確実に得るにはＣｕを０．０５質量％以上含有させることが好ましい。Ｃｕ含有量はより好ましくは０．１０質量％以上、更に好ましくは０．２０質量％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が１．０質量％を超えると靭性が低下するため、Ｃｕ含有量は１．０質量％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．８０質量％以下、より好ましくは０．７５質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。

（Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず））
Ｎｉも大入熱ＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。この効果をより確実に得るにはＮｉを０．０５質量％以上含有させることが好ましい。Ｎｉ含有量はより好ましくは０．１０質量％以上、更に好ましくは０．２０質量％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が１．０質量％を超えると靭性が劣化するため、Ｎｉ含有量は１．０質量％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．８０質量％以下、より好ましくは０．７５質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。

（ＲＥＭ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず））
ＲＥＭ（希土類元素）は、酸化物、硫化物および酸硫化物等を形成してＨＡＺの結晶粒の粗大化を防止するのに有効である。ＲＥＭ含有量の下限は、前記効果を確実に得るために好ましくは０．０００１質量％、より好ましくは０．０００５質量％、さらに好ましくは０．００１０質量％とする。一方、ＲＥＭ含有量が過剰となると清浄度が低下する。従って、ＲＥＭ含有量は、０．０１０質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下、さらに好ましくは０．００３質量％以下とする。
ＲＥＭ含有量とはＳｃ、Ｙの２元素と、ＬａからＬｕまでの１５元素の計１７元素の合計含有量を意味し、ＲＥＭを含有するとは、これら１７元素から選択される１つ以上を含有することを意味する。

（Ｚｒ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず））
Ｚｒは、大入熱ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効である。Ｚｒ含有量の下限は、前記効果をより確実に得られように好ましくは０．０００１質量％、より好ましくは０．０００５質量％、さらに好ましくは０．００１０質量％とする。一方、Ｚｒ含有量が過剰になると清浄度の低下を招く。従ってＺｒ含有量は、０．０１０質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下、さらに好ましくは０．００３質量％以下とする。

＜２．金属組織＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、表面から板厚方向への距離が板厚の４分の１の部分（以下単に「板厚方向ｔ／４位置」という場合がある。ここでｔは板厚）における金属組織が、面積比でベイナイトを７５．０％以上と、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト１．０％以上１５．０％以下を含む。さらに、板厚方向ｔ／４位置において、島状マルテンサイト（ＭＡ）の個数密度が０．０１０個／μｍ^２以上０．０４０個／μｍ^２以下である。
以下に金属組織について詳述する。

（面積比でベイナイトが７５．０％以上）
所望の強度を得るためにベイナイト主体の組織とする必要があり、鋼板の代表的な金属組織が現れる部分である板厚方向ｔ／４位置において、面積比でベイナイトを７５．０％以上とする必要がある。ベイナイトは面積比で好ましくは８０．０％以上、より好ましくは８５．０％以上、更に好ましくは９０．０％以上である。

（面積比で結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト１．０％以上１５．０％以下）
低い降伏比、高い均一伸びおよび高い強度を有するために結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトを適量混合させることが必要である。具体的には、板厚方向ｔ／４位置において、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトの面積比を１．０～１５．０％とする。結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト組織が面積比で１．０％未満となると、降伏比の増加、または／および均一伸びの減少、または／および強度の上昇を招く。結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトは、面積比で好ましくは１．５％以上、より好ましくは２．０％以上である。一方、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトが面積比で１５．０％を超えると、所望の強度を確保することができない。結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトは、面積比で好ましくは１３．０％以下、より好ましくは１０．０％以下である。
なお、結晶粒径が７．５μｍを超えるフェライト（所謂、ポリゴナルフェライト）が多く含まれると、所望の強度を得ることができない。このため、好ましい１つの実施形態では、ポリゴナルフェライトを含まない。また、ポリゴナルフェライトを含む場合の好ましい別の１つの実施形態でも、板厚方向ｔ／４位置において、面積比で５．０％以下に制限する。
フェライトの結晶粒径として、後述の実施例で詳述するように金属組織観察において求めたフェライトの円相当径を用いてよい。

金属組織は上記のベイナイトと結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトとから成ってもよく、またはベイナイトと結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトとポリゴナルフェライトから成ってもよい。あるいは、その他の金属組織を面積比で０％超５．０％以下含んでよい。すなわち、板厚方向ｔ／４位置において面積比で０～５．０％その他の金属組織（残部金属組織）を含む。また、好ましくは、残部金属組織は面積比で０～３．０％である。
残部金属組織の好ましい例としてパーライトおよびマルテンサイトの一方または両方を挙げることができる。パーライトおよびマルテンサイトの一方または両方を含む場合、残部金属組織はパーライトおよびマルテンサイトの一方または両方から成ってもよく、またはパーライトおよびマルテンサイト以外の組織を面積比で１．０％以下含んでもよい。

（島状マルテンサイト（ＭＡ）の個数密度が０．０１０個／μｍ^２以上０．０４０個／μｍ^２以下）
低降伏比を得るためにベイナイト中あるいはフェライトとベイナイトの界面上にＭＡを適量存在させるべく、板厚方向ｔ／４位置において、島状マルテンサイト（ＭＡ）の個数密度を０．０１０個／μｍ^２以上０．０４０個／μｍ^２以下とする。ＭＡのほとんどはベイナイト中またはフェライトとベイナイトの界面に形成される。そして、ＭＡ形成時にＭＡと母相の界面に可動転位が導入される。この可動転位を多くすることで降伏比を低減できる。可動転位を増加させるには、可動転位発生の起点となるＭＡと母相の界面の表面積を増やす、つまりＭＡの個数密度を大きくすることが重要である。所望の低降伏比を得るために、ＭＡ個数密度を０．０１０個／μｍ^２以上０．０４０個／μｍ^２以下とする。
ＭＡ個数密度が０．０１０個／μｍ^２より少ないと、降伏比の増加を招く。板厚方向ｔ／４位置におけるＭＡの個数密度は好ましくは、０．０１３個／μｍ^２以上であり、より好ましくは０．０１５個／μｍ^２以上である。ＭＡ個数密度が０．０４０個／μｍ^２を超えると母材靭性が劣化する。板厚方向ｔ／４位置におけるＭＡの個数密度は、好ましくは０．０３５個／μｍ^２以下であり、より好ましくは０．０３０個／μｍ^２以下である。
なお上述のように殆どすべてのＭＡがベイナイト中またはフェライトとベイナイトの界面に形成されることから本明細書においてベイナイトの面積率はＭＡの部分を含む値である。

＜３．製造方法＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、以下に詳細を示すように、所定の組成を有する鋳片等の鋼材を準備し、この鋼材を適切な温度に加熱し、熱間圧延する際に、８５０℃以上９８０℃以下における累積圧下率を制御し、熱間圧延終了温度を適正な範囲とし、さらにＡｒ_３点温度より高い所定の加速冷却開始温度から所定の加速冷却終了温度までの間を水冷し且つ加速冷却開始温度から５００℃までの間を所定の冷却速度で冷却することで製造できる。

［３－１．所定の化学組成を有する鋼材の準備］
次の圧延工程で熱間圧延に供するために上述の「１．化学成分組成」に示した組成を有する鋼材を準備する。当該鋼材は厚板の熱間圧延に通常用いられる鋼材であってよい。このような鋼材として鋳片を挙げることができる。鋳片の例として、連続鋳造法を用いて得たスラブおよび鋳型を用いた造塊法で得た鋳塊を挙げることができる。必要に応じてこれらのスラブおよび鋳塊は表面処理、熱処理および加工処理等の処理を行って圧延用の鋼材としてよい。

［３－２．圧延〕
上述の鋼材を熱間圧延する。
（加熱）
鋼材を１０５０℃以上１２５０℃以下に加熱する。熱間圧延時の加熱温度が１０５０℃より低いと、Ｎｂが全固溶せずポリゴナルフェライト析出抑制の効果を十分に発揮することができず、降伏比の増加および／または一様伸びの低下および／または強度の上昇をもたらす。加熱温度の下限は好ましくは１０８０℃である。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると結晶粒が粗大化してしまうため、その上限を１２５０℃とする。加熱温度の上限は好ましくは１２００℃である。

（熱間圧延）
加熱した鋼材を熱間圧延する。熱間圧延は、８５０℃以上９８０℃以下における累積圧下率が２０％以上６０％以下で且つ、仕上圧延温度Ｔ_ｆｒが下記（４）式を満足するように行う。

（８００－ｔ／２）≦Ｔ_ｆｒ（℃）≦（９４０－ｔ／２） （４）
ここで、ｔは熱間圧延後の板厚（ｍｍ）である。

８５０℃以上９８０℃以下における累積圧下率が小さすぎると旧オーステナイト粒径の微細化が進行せずフェライト変態核生成サイトが不足するため粒径７．５μｍ以下のフェライトを十分に得ることができず降伏比の増加および／または一様伸びの低下および／または強度の上昇をもたらす。よって８５０℃以上９８０℃以下における累積圧下率を２０％以上とする。この温度域での累積圧下率の下限は好ましくは３０％以上、より好ましくは４０％以上である。一方、８５０℃以上９８０℃以下における累積圧下率が６０％を超えると旧オーステナイト粒径の微細化の進行が過剰となり焼き入れ性が低下するため、ベイナイト分率が減少し、強度の低下を招く。よってこの温度域での累積圧下率の上限は６０％であり、好ましくは５５％である。
なお、上記で規定した累積圧下率は、通常、この温度域で複数パスの圧延を行って達成するが、１パスで達成することを除外するものではない。また、通常、上記の加熱後、９８０℃よりも高い温度域で１または複数パスの熱間圧延を行った後、連続的に８５０℃以上９８０℃以下において累積圧下率２０％以上、６０％以下の熱間圧延を行うが、９８０℃よりも高い温度域での熱間圧延を行わないことを排除するものではない。
さらに８５０℃未満の温度での１または複数パスの圧延の実施を排除するものではない。

仕上圧延温度（「熱間圧延完了温度」とも言う。熱間圧延の最終圧延パス直前の鋼板表面温度）Ｔ_ｆｒは下記（４）式を満足する。

（８００－ｔ／２）≦Ｔ_ｆｒ（℃）≦（９４０－ｔ／２） （４）
ここで、ｔは熱間圧延後の板厚（ｍｍ）である。

仕上圧延温度Ｔ_ｆｒが高すぎると、旧オーステナイト粒径の微細化が進行せずフェライト変態核生成サイトが不足するため結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトを十分に得ることができず降伏比の増加および／または一様伸びの低下および／または強度の上昇をもたらす。よって仕上圧延温度は、鋼板内部の温度が９４０℃以下となるよう目指す。ただし、鋼板内部の温度を圧延中に測定することが困難であることから、仕上圧延温度として鋼板表面温度を用いて、鋼材表面温度を（９４０－ｔ／２）℃以下（ここでｔは板厚（ｍｍ））とする(鋼板内部と表面温度にはｔ／２程度の差があるため)。一方、仕上圧延温度が低すぎると、フェライト変態核生成サイトが増加しすぎるため、焼き入れ性が低下し、ベイナイト分率が減少し、強度の低下を招く。よって、鋼板の内部温度８００℃以上を目指し、鋼材表面温度（すなわち、仕上圧延温度）を（８００－ｔ／２）℃以上とする。
内部温度で８２０℃以上を目指すことが好ましいため、仕上圧延温度Ｔ_ｆｒの下限は好ましくは（８２０－ｔ／２）℃である。

（圧延後加速冷却）
熱間圧延完了後の鋼材（圧延鋼板）を以下の条件により加速冷却する。
下記（５）式で示されるＡｒ_３点以上の温度である加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから２５０℃以下の温度である加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆの間を水冷により加速冷却する。この水冷による加速冷却は、詳細を後述するように、i) 冷却開始温度Ｔ_ｓｃから５００℃の間は平均冷却速度３～２０℃／秒で水冷し、一方、ii) ５００℃から２５０℃以下の温度である加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆの間は水冷であればどのような冷却であってもよい。

Ａｒ_３（℃）＝９１０－３１０×[Ｃ]－８０×[Ｍｎ]－２０×[Ｃｕ]－１５×[Ｃｒ]－５５×[Ｎｉ]－８０×[Ｍｏ]－０．３５×（ｔ-８） （５）
ここで、［C］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、〔Ｎｉ〕および［Ｍｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量であり、ｔは熱間圧延後の板厚（ｍｍ）である。

i) 加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから５００℃までの水冷
加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃがＡｒ_３点より低いと粗大なポリゴナルフェライトが生成し、強度の低下をもたらす。よって加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃはＡｒ_３変態点以上とする。なお、熱間圧延完了から加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃまでの冷却は例えば空冷等の任意の手段により冷却してよい。
加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから５００℃までの平均冷却速度が３℃／秒より遅いと、ポリゴナルフェライトが多く析出し強度が不足する。よって平均冷却速度の下限は３℃／秒とする。一方、加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから５００℃までの平均冷却速度が速すぎると、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトを十分な量得ることができず、降伏比の増加および／または一様伸びの低下および／または強度が上昇する。よって平均冷却速度は２０℃／秒以下とする。平均冷却速度の下限は好ましくは４℃／秒、より好ましくは５℃／秒である。平均冷却速度の上限は好ましくは１８℃／秒、より好ましくは１５℃／秒である。
水冷については、上記の平均冷却速度を実現できる限り、熱間圧延材の水冷に用いることができる任意の方法を用いることができる。このような水冷方法の例として、スプレー冷却、ラミナ冷却、ジェット冷却、ミスト冷却および浸漬冷却を挙げることができる。これらの方法において、例えば、水量密度および冷却時間等を調節することで所望の冷却速度を実現できる。

ii) ５００℃から加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆまでの水冷
加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆが２５０℃より高いと加速冷却終了後の空冷中にＭＡが分解し、降伏比の増加を招く。そのため、加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆは２５０℃以下とする。ただし、ＭＡの分解は空冷のような緩冷却でなければ防止できることから、水冷による冷却を行う限り、特に冷却速度は規定する必要はない。水冷については、熱間圧延材の水冷に用いることができる任意の方法を用いることができる。このような水冷方法の例として、スプレー冷却、ラミナ冷却、ジェット冷却、ミスト冷却および浸漬冷却を挙げることができる。
熱間圧延操業時の管理を簡素化するという観点から好ましい形態の１つとして、上述の加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから５００℃までの水冷における水量密度と５００℃から加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆまでの水冷における水量密度を同じにすることを挙げることができる。
加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆより低い温度域での冷却は、例えば、通常の空冷または衝風冷却等任意の冷却方法を用いてよい。また、加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆを室温とし、加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから室温までを水冷により冷却してもよい。

なお、以上に説明した圧延工程の中に記載した鋼材の温度は、例えば放射温度計等の非接触温度計で測定してもよく、熱電対等の接触温度計で測定してもよい。また、シミュレーション等により確認してもよい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加え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的範囲に包含される。

１．サンプル作製
表１に示す成分組成の鋼を転炉溶製によって溶製した。これらの溶鋼を用いて連続鋳造にて鋳片（スラブ）を得た。得られたスラブの厚さは２５０ｍｍまたは２７７ｍｍであった。
表１中の記載「-」は、意図的に添加しておらず、含有しているとしても不純物レベル以下でしか含有していないことを示す。表１にはさらに（１）式により求めた炭素当量Ｃ_ｅｑ、（２）式により求めた溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍがおよび（３）式により求めたθパラメータも示した。表１において、本発明の実施形態から外れている値には下線を付した。

得られた鋼片を表２に示す加熱温度に加熱した後に、熱間圧延を行い、表２に示す板厚の鋼板サンプル（熱間圧延板）を得た。より詳細な熱間圧延条件として８５０℃以上９８０℃以下における累積圧下率、仕上圧延温度Ｔ_ｆｒを表２に示す。
熱間圧延後の鋼板に水冷による加速冷却を行った。表２には加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃ、加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆおよび加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから５００℃までの間の平均冷却速度（表２に「５００℃までの平均冷却速度」と記載）を示す。さらに参考のために（５）式を用いて計算したＡ_ｒ３点も示した。なお、サンプルＮｏ．１４は加速冷却を行わずに室温まで空冷した。そのため、加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃ、加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆおよび平均冷却速度の欄は「－」とした。
表２において、本発明の実施形態の条件から外れる条件については下線を付した。

上記加熱温度は加熱炉の炉内雰囲気温度であり、炉内時間（滞炉時間）は事前検討により明らかにしたスラブ平均温度が炉内雰囲気温度±２０℃以内を満足できる時間以上とした。仕上圧延温度Ｔ_ｆｒは、熱間圧延最終パスの直前の鋼板表面温度とし、放射温度計を用いて測定した。冷却停止温度は、放射温度計を用いて冷却終了後複熱が完了した時点での鋼板表面温度を測定することにより求めた。
５００℃までの平均冷却速度は、以下の方法で算出した。事前に、種々の板厚において加速冷却を行い、その際の加速冷却開始温度から５００℃を引いた値（すなわち温度差）を、加速冷却開始温度から５００℃までの冷却にかかった時間で除した平均冷却速度を求めて、板厚と平均冷却速度の関係を明らかにした。
得られた板厚と平均冷却速度の関係性をもとに、対象板厚の平均冷却速度を算出した。

２．サンプル評価
各鋼板に対して詳細を以下に示す方法により組織観察、引張試験、大入熱ＨＡＺ靭性評価を行った。

＜金属組織の観察＞
それぞれの鋼板サンプルについて、金属組織の観察、具体的にはフェライト、ベイナイトおよび残部組織の観察を以下の手順により実施した。
圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板サンプルから金属組織観察用サンプルを採取した。
湿式エメリー研磨紙（＃１５０～＃１５００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨として、例えばダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等により、観察面の鏡面仕上を行った。

研磨されたサンプルを、３％ナイタール溶液を用いて腐食し結晶粒界を現出させ、レペラ溶液を用いて腐食し、ＭＡを現出させた。
板厚方向ｔ／４位置において、結晶粒界を現出させた組織を４００倍の倍率で写真撮影し６ｃｍ×８ｃｍの写真を得た。この写真を用いて、ベイナイトおよび結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトの面積率を算出した。また、ベイナイトと結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトの合計面積率が１００％でなかったサンプルについて、ベイナイトと結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト以外の部分、すなわち残部金属組織の面積率を測定し、加えて、当該残部金属組織が何であるかも確認した。

またＭＡを現出させた組織を１０００倍の倍率で写真撮影し６ｃｍ×８ｃｍの写真を得た。この写真を用いて、ＭＡ個数密度を測定した。具体的には、白い塊状物をＭＡとして定義し、上記写真に現れたＭＡの個数と写真に写っている視野面積（６０μｍ×８０μｍ）から個数密度を算出した。ＭＡのすべてがベイナイト中またはフェライトとベイナイトの界面上に析出していた。
これらの結果を表３に示す。

＜引張試験＞
板厚方向ｔ／４位置から、試験片の長手方向が圧延方向と直角となるよう丸棒引張試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に従って引張試験を行い、引張強さ、降伏強さ、降伏比および一様伸びを測定した。測定結果を表３に示す。引張強さは５９０～７４０ＭＰａの範囲内であれば合格とし、降伏強さは４４０～５５０ＭＰａの範囲内であれば合格とし、降伏比は８０％以下を合格とし、一様伸びは５％以上を合格とした。そして、これらの項目が全て合格であれば、高強度かつ低降伏比であり、一様伸びに優れていると判断した。

＜大入熱ＨＡＺ靭性評価＞
大入熱ＨＡＺ靭性の評価は、以下に詳細を示す、１）継手試験と２）再現熱サイクル試験の２つの方法により行った。

１）継手試験
図１は継手試験のために溶接継手を作製する際に用いた開先形状を示す模式上面図である。得られた鋼板サンプルを５００ｍｍ×７００ｍｍ（図の表面に垂直な方向の長さ）に切断し、板厚をそのままスキンプレート厚ｔ_ｓ（各サンプルのスキンプレート厚を表２に示した）とするスキンプレート１を作製し、その表面から２５ｍｍ離間させて表２に示すダイヤフラム厚ｔ_ｄを有するダイヤフラム３（サイズ２５０ｍｍ×７００ｍｍ×ダイヤフラム厚ｔ_ｄ（ｍｍ））を配置した。ダイヤフラム３の端部のうち、スキンプレート１側の端部は、寸法が５０ｍｍ×７００ｍｍ×２５ｍｍの２枚の支持板２により挟んだ。２枚の支持板２の一端はスキンプレート１の表面と接触させた。これにより開先部４を形成した。

そして、表２に示す溶接入熱にてエレクトロスラグ（ＥＳＷ）溶接（大入熱溶接）により開先部４を埋めるように溶接継手を作成した。なお、溶接ワイヤはＥＳ－６０ＳＴ（１．６φ）、フラックスはＭＦ－３８を使用した。
図２は、得られた溶接継手から採取したシャルピー衝撃試験用のサンプル１０の採取位置を示す模式上面図である。
「建築鉄骨溶接部の機械的性質の標準試験マニュアル～引張試験・シャルピー衝撃試験～ ＪＳＳ IV １３－２０１６」（発行者 一般社団法人 日本鋼構造協会）に従い、スキンプレート１の溶接を行った側の表面から深さ６ｍｍの位置における、溶接熱影響部（ＨＡＺ）５の外周部分がノッチ１０Ａに含まれ、且つ当該外周部分の接線方向がノッチ１０Ａと平行になるようにＶノッチ試験片１０を採取した。得られたＶノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に従って、０℃でシャルピー衝撃試験行った。各鋼板サンプルについて、衝撃試験を３回行い、吸収エネルギーの平均値を大入熱ＨＡＺ靭性ｖＥ_０（Ｊ）とした。得られた結果を表３に示す。
なお、継手試験はサンプルＮｏ．２、３、５、１０および１２についてのみ行った

２）再現熱サイクル試験
鋼板サンプルの板厚方向ｔ／４位置から５５ｍｍ（圧延方向）×３２３ｍｍ（圧延方向および板厚方向に垂直の方向）×１２．５ｍｍ（板厚方向）の試験片を採取した（試験片の板厚方向の中心が板厚方向ｔ／４位置となるように採取）。得られた試験片を１４２０℃で４０秒間保持した後、８００℃から５００℃までの冷却時間が６００秒となるように速度を制御して冷却した。これは、上記ＥＳＷの大入熱溶接（溶接入熱約１０００ｋＪ／ｃｍ）を施したときを模擬した熱サイクルである。これら試験片から、フルサイズのシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、０℃で各鋼板サンプルについて３回シャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。吸収エネルギーの平均値を大入熱ＨＡＺ靭性ｖＥ_０（Ｊ）とした。得られた結果を表３に示す。
なお、なお、再現熱サイクル試験は、表２の「再現熱サイクル」欄に「〇」を示した、サンプルＮｏ．１、４、６～９および１１についてのみ行った。

継手試験および熱サイクル試験のどちらも大入熱ＨＡＺ靭性ｖＥ_０が２７Ｊ以上であったサンプルを大入熱ＨＡＺ靭性に優れていると判定した。
表３に示した特性のうち、本発明の実施形態から外れるものには下線を付した。

表１～表３より、次のように考察できる。
鋼板サンプルＮｏ．１～７は、いずれも本発明の実施形態で規定する化学組成および製造条件の要件の全てを満足している。その結果、表３に示すようにベイナイトの面積率、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトの面積率、残部の金属組織のパーライトおよびマルテンサイトの一方または両方を含有といった金属組織の要件と、降伏強さ、降伏強さ、降伏比および一様伸びといった機械的性質の要件と、ＨＡＺ靭性とを満足している。

一方、鋼板サンプルＮo.８～１６は以下の点で本発明の実施形態に係る要件を満足していない。
鋼板サンプルＮｏ．８は、Ｍｎ含有量が過多であり、優れたＨＡＺ靭性が得られなかった。これはＨＡＺのＭＡ量が増加したためである。
鋼板サンプルＮｏ．９は、Ｎｂが添加されていないため、優れたＨＡＺ靭性が得られなかった。これは、ＨＡＺの粒界フェライトが粗大化したためである。
鋼板サンプルＮｏ．１０は、Ｂ含有量が過多であり、母材において十分な量の結晶粒径７．５μｍ以下のフェライトを得られなかった。このため、引張強さおよび降伏強さが過大で降伏比が過大となり、十分な一様伸びも得られなかった。

鋼板サンプルＮｏ．１１は、Ｃ含有量およびＳｉ添加量が過多であり、Ｔｉが添加されておらず、加えて溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍが過大となっており、優れたＨＡＺ靭性が得られなかった。これはＨＡＺのＭＡが増加するとともにＨＡＺの旧オーステナイト粒径が粗大化したためである。
鋼板サンプルＮｏ．１２は、はＳｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｎｂ含有量およびＣｒ含有量が過多であり、θパラメータも過大になっている。また、Ｍｏが添加されていない。このため、優れたＨＡＺ靭性が得られなかった。これはＨＡＺのＭＡが増加するとともにＨＡＺの粒界フェライトが粗大化したためである。

鋼板サンプルＮｏ．１３は、８５０℃以上９８０℃以下における圧下率が過少であり、粒径７．５μｍ以下のフェライトを得ることができなかった、このため、降伏強さが過大となり、低降伏比を得られなかった。
鋼板サンプルＮｏ．１４は、加速冷却を行っておらず、ポリゴナルフェライトが過剰に析出し、また結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト量も過多となり、ベイナイト量が過少であったため、十分な引張強さおよび降伏強さが得られなかった。

鋼板サンプルＮｏ．１５は、加速冷却時の冷却速度が過大であり、十分な量の粒径７．５μｍ以下のフェライトを得ることができず、引張強さおよび降伏強さが過大となった。
鋼鈑サンプルＮｏ．１６は、加速冷却時の冷却停止温度が高過ぎて、ＭＡ個数密度が過少であったため、低降伏比を得られなかった。

Claims (4)

1. Ｃ ：０．０４質量％以上０．１０質量％以下、
   Ｓｉ：０．１０質量％以下（０質量％を含まず）、
   Ｍｎ：１．００質量％以上１．６０質量％以下、
   Ｐ ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、
   Ｓ ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、
   Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０７５質量％以下、
   Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
   Ｎｂ：０．００５質量％以上０．０３０質量％以下、
   Ｔｉ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下、
   Ｎ ：０．００３０質量％以上０．００７５質量％以下、
   Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３５質量％以下、
   Ｂ ：０．０００５質量％以下（０質量％を含む）、ならびに
   Ｃｒ：０．４５質量％以下（０質量％を含まず）およびＶ：０．０８０質量％以下（０質量％を含まず）よりなる群から選択される１種以上、
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から成り、
   下記（１）式で定義される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４００質量％以上０．４７０質量％以下であり、
   下記（２）式で定義される溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍが０．１６０質量％以上０．２２０質量％以下であり、
   下記（３）式で定義されるθパラメータが０．６０以上０．９５以下であり、
   表面から板厚方向への距離が板厚の４分の１の部分である板厚方向ｔ／４位置における金属組織は、面積比でベイナイト７５．０％以上と、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト１．０％以上１５．０％以下とを含み、
   島状マルテンサイトの個数密度が０．０１０個／μｍ^２以上０．０４０個／μｍ^２以下である鋼板。
   
   Ｃ_ｅｑ（質量％）＝［Ｃ］＋[Ｓｉ]／２４＋[Ｍｎ]／６＋[Ｎｉ]／４０＋[Ｃｒ]／５＋[Ｍｏ]／４＋[Ｖ]／１４ （１）
   ここで、[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]および[Ｖ]は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量である。
   
   Ｐ_ｃｍ（質量％）＝[Ｃ]＋[Ｓｉ]／３０＋[Ｍｎ]／２０＋[Ｃｕ]／２０＋[Ｎｉ]／６０＋[Ｃｒ]／２０＋[Ｍｏ]／１５＋[Ｖ]／１０＋５×[Ｂ] （２）
   ここで、[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｃｕ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]および[Ｂ]は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量である。
   
   θパラメータ＝[Ｓｉ]／２．８３＋[Ｍｎ]／２．０４＋[Ｃｒ]／１．２５ （３）
   ここで、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]および[Ｃｒ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量である。
2. Ｃｕ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、ＲＥＭ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず）およびＺｒ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず）からなる群から選択される１種以上を更に含む請求項１に記載の鋼板。
3. Ｃ ：０．０４質量％以上０．１０質量％以下、
   Ｓｉ：０．１０質量％以下（０質量％を含まず）、
   Ｍｎ：１．００質量％以上１．６０質量％以下、
   Ｐ ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、
   Ｓ ：０．０３０質量％以下（０質量％を含む）、
   Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０７５質量％以下、
   Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
   Ｎｂ：０．００５質量％以上０．０３０質量％以下、
   Ｔｉ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下、
   Ｎ ：０．００３０質量％以上０．００７５質量％以下、
   Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００３５質量％以下、
   Ｂ ：０．０００５質量％以下（０質量％を含む）、ならびに
   Ｃｒ：０．４５質量％以下（０質量％を含まず）およびＶ：０．０８０質量％以下（０質量％を含まず）よりなる群から選択される１種以上、
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から成り、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．４００質量％以上０．４７０質量％以下であり、下記（２）式で定義される溶接割れ感受性組成Ｐ_ｃｍが０．１６０質量％以上０．２２０質量％以下であり、下記（３）式で定義されるθパラメータが０．６０以上０．９５以下である鋼材を準備する工程と、
   前記鋼材を１０５０℃以上１２５０℃以下に加熱後、８５０℃以上９８０℃以下における累積圧下率が２０％以上６０％以下で且つ、仕上圧延温度Ｔ_ｆｒが下記（４）式を満足するように熱間圧延を行い、続いて下記（５）式で示されるＡ_ｒ３点以上の温度である加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから２５０℃以下の温度である加速冷却終了温度Ｔ_ｓｆまで水冷により冷却する工程であって、加速冷却開始温度Ｔ_ｓｃから５００℃までの平均冷却速度を３～２０℃／秒とする冷却工程と、
   を含む、表面から板厚方向への距離が板厚の４分の１の部分である板厚方向ｔ／４位置における金属組織が、面積比でベイナイト７５．０％以上と、結晶粒径７．５μｍ以下のフェライト１．０％以上１５．０％以下とを含み、島状マルテンサイトの個数密度が０．０１０個／μｍ^２以上０．０４０個／μｍ^２以下である鋼板の製造方法。
   
   Ｃ_ｅｑ（質量％）＝［Ｃ］＋[Ｓｉ]／２４＋[Ｍｎ]／６＋[Ｎｉ]／４０＋[Ｃｒ]／５＋[Ｍｏ]／４＋[Ｖ]／１４ （１）
   ここで、[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]および[Ｖ]は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量である。
   
   Ｐ_ｃｍ（質量％）＝[Ｃ]＋[Ｓｉ]／３０＋[Ｍｎ]／２０＋[Ｃｕ]／２０＋[Ｎｉ]／６０＋[Ｃｒ]／２０＋[Ｍｏ]／１５＋[Ｖ]／１０＋５×[Ｂ] （２）
   ここで、[Ｃ]、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]、[Ｃｕ]、[Ｎｉ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｖ]および[Ｂ]は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量である。
   
   θパラメータ＝[Ｓｉ]／２．８３＋[Ｍｎ]／２．０４＋[Ｃｒ]／１．２５ （３）
   ここで、[Ｓｉ]、[Ｍｎ]および[Ｃｒ]は、それぞれ、質量％で示したＳｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量である。
   
   （８００－ｔ／２）≦Ｔ_ｆｒ（℃）≦（９４０－ｔ／２） （４）
   ここで、ｔは熱間圧延後の板厚（ｍｍ）である。
   
   Ａｒ_３（℃）＝９１０－３１０×[Ｃ]－８０×[Ｍｎ]－２０×[Ｃｕ]－１５×[Ｃｒ]－５５×[Ｎｉ]－８０×[Ｍｏ]－０．３５×（ｔ-８） （５）
   ここで、［C］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、〔Ｎｉ〕および［Ｍｏ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量であり、ｔは熱間圧延後の板厚（ｍｍ）である。
4. 前記鋼材が、Ｃｕ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、ＲＥＭ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず）およびＺｒ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まず）からなる群から選択される１種以上を更に含む請求項３に記載の鋼板の製造方法。

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