JP7251512B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、低温靭性と、応力腐食割れ（Stress Corrosion Cracking, ＳＣＣ）に対する耐久性（耐ＳＣＣ特性）とに優れた鋼板に関し、より好適には、上記特性に優れた高張力かつ厚鋼板である低温用鋼板に関する。また、本発明は、上記特性に優れた鋼板の製造方法に関する。そして、本発明は、例えば、液化天然ガス（ＬＮＧ）貯蔵用タンクなどの、低温環境下で使用される構造用鋼に好適に用いることができる。
鋼素材に熱間圧延を施して得られる熱延鋼板は、液化ガス貯蔵用構造物用に広く使用されている。このような用途に熱延鋼板が使用される際には、使用環境が極低温ともなり得るため、鋼板の強度のみならず、極低温環境にも耐え得る低温靱性が要求される。例えば、ＬＮＧの貯蔵用タンクに熱延鋼板が使用される場合には、ＬＮＧの沸点である－１６４℃以下での優れた低温靱性を確保する必要がある。熱延鋼板等の鋼材が低温靱性に劣ると、低温貯蔵用構造物としての安全性を維持できなくなる虞があるため、用いられる熱延鋼板における低温靱性の向上に対する要求は高い。
この要求に対し、例えば、特許文献１～３には、５％超～８％未満のＮｉ量を含有する鋼材について、低温靭性の向上を図る技術が提案されている。
ここで、例えば、船舶用のＬＮＧ貯蔵タンクに熱延鋼板を使用する場合は、その使用環境に硫化物及び／又は塩化物が含まれることから、用いた熱延鋼板に、水素起因の応力腐食割れが発生する可能性が高い。したがって、液化ガス貯蔵用構造物用に使用する熱延鋼板には、上述した良好な低温靭性に加え、良好な耐ＳＣＣ特性も兼備することが求められる。
しかしながら、特許文献１～３に記載の鋼材は、低温靱性の向上については検討しているものの、ＳＣＣについては何ら言及されておらず、未だ検討の余地があった。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、特に低温環境下での使用に適した、優れた低温靭性と優れた耐ＳＣＣ特性とを両立した鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、上記鋼板を製造するための方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するため、鋼板の成分組成およびミクロ組織に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）鋼板の板厚方向に沿って、残留オーステナイト（γともいう）の量を異なる範囲に制御することにより、良好な低温靭性と耐ＳＣＣ特性とを両立できる。より具体的には、鋼板のミクロ組織を、体積率で、ベイナイト及びマルテンサイトの合計で８０％以上とし、鋼板の板厚中心部における残留γ量を３％以上２０％以下に確保することにより、所定のシャルピー吸収エネルギーを有する良好な低温靭性を確保しつつ、鋼板の表層部における残留γ量を３％未満に抑制することにより良好な耐ＳＣＣ特性を実現できる。
（２）上記板厚中心部における所定の残留γ量は、Ａｃ１点とＡｃ３点との間であってフェライト（αともいう）およびγが存在する二相域温度のうち所定の低温域にて二相域加熱を行った後、該板厚中心部を、平均冷却速度１℃／ｓ以上で急冷し、４５０℃以下３００℃以上の温度にて急冷途中停止することにより、実現可能である。そして、板厚中心部における量が３～２０％の比較的多量に制御された、安定した残留γを有するミクロ組織は、良好な低温靭性に寄与する。
（３）一方、上記表層部における所定の残留γ量は、上記二相域加熱を行った後、該表層部を急冷し、２００℃以下の最低温度にて急冷途中停止することにより、急冷＋板厚中心部からの低温焼き戻しの熱履歴となり、実現可能である。そして、水素のトラップサイトとなる残留γ量が３％未満の比較的少量に抑制された、表層部におけるミクロ組織は、良好な耐ＳＣＣ特性に寄与する。
（１）鋼板の板厚方向に沿って、残留オーステナイト（γともいう）の量を異なる範囲に制御することにより、良好な低温靭性と耐ＳＣＣ特性とを両立できる。より具体的には、鋼板のミクロ組織を、体積率で、ベイナイト及びマルテンサイトの合計で８０％以上とし、鋼板の板厚中心部における残留γ量を３％以上２０％以下に確保することにより、所定のシャルピー吸収エネルギーを有する良好な低温靭性を確保しつつ、鋼板の表層部における残留γ量を３％未満に抑制することにより良好な耐ＳＣＣ特性を実現できる。
（２）上記板厚中心部における所定の残留γ量は、Ａｃ１点とＡｃ３点との間であってフェライト（αともいう）およびγが存在する二相域温度のうち所定の低温域にて二相域加熱を行った後、該板厚中心部を、平均冷却速度１℃／ｓ以上で急冷し、４５０℃以下３００℃以上の温度にて急冷途中停止することにより、実現可能である。そして、板厚中心部における量が３～２０％の比較的多量に制御された、安定した残留γを有するミクロ組織は、良好な低温靭性に寄与する。
（３）一方、上記表層部における所定の残留γ量は、上記二相域加熱を行った後、該表層部を急冷し、２００℃以下の最低温度にて急冷途中停止することにより、急冷＋板厚中心部からの低温焼き戻しの熱履歴となり、実現可能である。そして、水素のトラップサイトとなる残留γ量が３％未満の比較的少量に抑制された、表層部におけるミクロ組織は、良好な耐ＳＣＣ特性に寄与する。
本発明は、上記知見に基づき完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｎｉ：５．０～１０．０％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、および
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
ベイナイト及びマルテンサイトの合計体積率が８０％以上であるミクロ組織とを有し、
該ミクロ組織は、オーステナイトの体積率が、表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置（表層部）においては３％未満かつ板厚ｔの中心である（１／２）ｔ位置（板厚中心部）においては３％以上２０％以下であり、
ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠した、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上である、鋼板。
１．質量％で、
Ｃ ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｎｉ：５．０～１０．０％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、および
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
ベイナイト及びマルテンサイトの合計体積率が８０％以上であるミクロ組織とを有し、
該ミクロ組織は、オーステナイトの体積率が、表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置（表層部）においては３％未満かつ板厚ｔの中心である（１／２）ｔ位置（板厚中心部）においては３％以上２０％以下であり、
ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠した、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上である、鋼板。
なお、本明細書において、表層部および板厚中心部におけるオーステナイトの各体積率、並びに、ベイナイト及びマルテンサイトの合計体積率は、後述する実施例に記載の手法に従って測定することができる。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｍｏ：０．０５～０．５０％、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下、および
Ｂ ：０．０５％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、前記１に記載の鋼板。
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｍｏ：０．０５～０．５０％、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下、および
Ｂ ：０．０５％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、前記１に記載の鋼板。
３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、および
Ｍｇ ：０．０７０％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、前記１または２に記載の鋼板。
Ｃａ ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、および
Ｍｇ ：０．０７０％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、前記１または２に記載の鋼板。
４．前記１～３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に熱間圧延を施した熱延鋼板に対し、焼入れを行い、
前記焼入れ後の熱延鋼板に二相域加熱を施し、
前記二相域加熱後の熱延鋼板に加速冷却を施す、鋼板の製造方法であって、
前記二相域加熱では、加熱温度を、板厚ｔの中心である（１／２）ｔ位置（板厚中心部）における温度でＡｃ１点以上（Ａｃ１点＋Ａｃ３点）／２未満とし、
前記加速冷却では、前記（１／２）ｔ位置における平均冷却速度を１℃／ｓ以上とするとともに、冷却停止温度を、前記（１／２）ｔ位置における温度で４５０℃以下３００℃以上かつ前記熱延鋼板の表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置（表層部）における温度で２００℃以下とする、鋼板の製造方法。
前記焼入れ後の熱延鋼板に二相域加熱を施し、
前記二相域加熱後の熱延鋼板に加速冷却を施す、鋼板の製造方法であって、
前記二相域加熱では、加熱温度を、板厚ｔの中心である（１／２）ｔ位置（板厚中心部）における温度でＡｃ１点以上（Ａｃ１点＋Ａｃ３点）／２未満とし、
前記加速冷却では、前記（１／２）ｔ位置における平均冷却速度を１℃／ｓ以上とするとともに、冷却停止温度を、前記（１／２）ｔ位置における温度で４５０℃以下３００℃以上かつ前記熱延鋼板の表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置（表層部）における温度で２００℃以下とする、鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、表層部および板厚中心部における各温度は、鋼板の製造方法について後述する手法に従って求めることができる。
本発明によれば、応力腐食割れに対して高い耐久性を有する、低温靭性に優れた鋼板を提供することができる。また、本発明によれば、上記鋼板を製造可能な方法を提供することができる。そして、本発明に従った鋼板は、液化ガス貯蔵用タンク等の、低温環境下で使用される鋼構造物に用いた際に、該鋼構造物の安全性を向上させることができ、産業上格段の効果をもたらす。
以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態を示すものであって、本発明はこれに限定されない。
（鋼板）
本発明の鋼板は、所定の成分組成、ミクロ組織、及びシャルピー吸収エネルギーを有する。本発明で規定する所定の成分組成、ミクロ組織、及びシャルピー吸収エネルギーを満たせば、鋼板が優れた低温靭性と優れた耐ＳＣＣ特性とを両立できる。そして、本発明の鋼板は、例えば、本発明の製造方法に従って製造することができる。
本発明の鋼板は、所定の成分組成、ミクロ組織、及びシャルピー吸収エネルギーを有する。本発明で規定する所定の成分組成、ミクロ組織、及びシャルピー吸収エネルギーを満たせば、鋼板が優れた低温靭性と優れた耐ＳＣＣ特性とを両立できる。そして、本発明の鋼板は、例えば、本発明の製造方法に従って製造することができる。
［成分組成］
以下、本発明の鋼板が有する成分組成に含まれる各成分について説明する。なお、特に断らない限り、本明細書において成分の含有量の単位としての「％」は「質量％」を意味する。
以下、本発明の鋼板が有する成分組成に含まれる各成分について説明する。なお、特に断らない限り、本明細書において成分の含有量の単位としての「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０１％～０．１５％
Ｃは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。また、Ｃは、残留オーステナイトについて所望の体積率を得るうえでも重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｃ含有量を０．０１％以上とし、好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼板の低温靭性が低下する。また、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、残留γが安定化して鋼板の表層部にγが残り易くなるため、耐ＳＣＣ特性も低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とし、好ましくは０．１２％以下とする。
Ｃは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。また、Ｃは、残留オーステナイトについて所望の体積率を得るうえでも重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｃ含有量を０．０１％以上とし、好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼板の低温靭性が低下する。また、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、残留γが安定化して鋼板の表層部にγが残り易くなるため、耐ＳＣＣ特性も低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とし、好ましくは０．１２％以下とする。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、鋼板の強度向上に寄与する元素であり、脱酸剤としての作用を有する元素でもある。これらの効果を発現させるために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰に高くなると、鋼板の低温靭性が低下する。また、Ｓｉ含有量が過剰に高くなると、残留γが安定化して鋼板の表層部にγが残り易くなるため、耐ＳＣＣ特性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３０％以下とする。
Ｓｉは、鋼板の強度向上に寄与する元素であり、脱酸剤としての作用を有する元素でもある。これらの効果を発現させるために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰に高くなると、鋼板の低温靭性が低下する。また、Ｓｉ含有量が過剰に高くなると、残留γが安定化して鋼板の表層部にγが残り易くなるため、耐ＳＣＣ特性も低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３０％以下とする。
Ｍｎ：２．００％以下
Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を高め、鋼板の高靭性化に有効な元素である。しかし、Ｍｎを２．００％を超えて含有すると、かえって靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とし、好ましくは１．００％以下とし、より好ましくは０．１０％以上１．００％以下の範囲とする。
Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を高め、鋼板の高靭性化に有効な元素である。しかし、Ｍｎを２．００％を超えて含有すると、かえって靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とし、好ましくは１．００％以下とし、より好ましくは０．１０％以上１．００％以下の範囲とする。
Ｎｉ：５．０％～１０．０％
Ｎｉは、鋼板の低温靭性の向上に極めて有効な元素である。Ｎｉ含有量が５．０％未満になると、鋼板の強度が低下することに加え、低温環境下において安定した残留γが得られなくなる結果、鋼板の低温靭性も低下する。したがって、Ｎｉ含有量は５．０％以上とする。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、その含有量が高くなるにつれて鋼板コストが高騰する。したがって、Ｎｉ含有量は１０．０％以下とする。
Ｎｉは、鋼板の低温靭性の向上に極めて有効な元素である。Ｎｉ含有量が５．０％未満になると、鋼板の強度が低下することに加え、低温環境下において安定した残留γが得られなくなる結果、鋼板の低温靭性も低下する。したがって、Ｎｉ含有量は５．０％以上とする。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、その含有量が高くなるにつれて鋼板コストが高騰する。したがって、Ｎｉ含有量は１０．０％以下とする。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、鋼板の低温靭性に悪影響を及ぼす有害な元素である。例えば、鋼板を溶接して溶接構造物とした際に健全な母材および溶接継手を得るためには、Ｐの含有量を可能な限り抑制することが好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。また、低温靭性の観点からは、Ｐ含有量は低ければ低いほど良いため、下限は特に限定されず、０％であってもよい。一方、Ｐの過度の低減はコスト増の原因となるため、コストの観点からは、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、鋼板の低温靭性に悪影響を及ぼす有害な元素である。例えば、鋼板を溶接して溶接構造物とした際に健全な母材および溶接継手を得るためには、Ｐの含有量を可能な限り抑制することが好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。また、低温靭性の観点からは、Ｐ含有量は低ければ低いほど良いため、下限は特に限定されず、０％であってもよい。一方、Ｐの過度の低減はコスト増の原因となるため、コストの観点からは、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し低温靭性を著しく劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０．００５％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以下とする。
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し低温靭性を著しく劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０．００５％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以下とする。
Ｎ：０．００１０％～０．００８０％
Ｎは、鋼中で析出物を形成するため、含有量が０．００８０％を超えると、母材における低温靭性の低下の原因となる。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下とし、好ましくは０．００６０％以下とする。一方、Ｎは、ＡｌＮを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもあり、このような効果はＮ含有量を０．００１０％以上とすることにより得られる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上とし、好ましくは０．００２０％以上とする。
Ｎは、鋼中で析出物を形成するため、含有量が０．００８０％を超えると、母材における低温靭性の低下の原因となる。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下とし、好ましくは０．００６０％以下とする。一方、Ｎは、ＡｌＮを形成することにより母材の細粒化に寄与する元素でもあり、このような効果はＮ含有量を０．００１０％以上とすることにより得られる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上とし、好ましくは０．００２０％以上とする。
本発明の一実施形態における鋼板が有する成分組成は、上述した元素と、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものとすることができる。
また、本発明の他の実施形態における鋼板が有する成分組成は、任意に、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉからなる群より選択される１または２以上を、以下に記す量で更に含有することができる。
Ａｌ：０．０１～０．１０％
Ａｌは脱酸作用のある元素である。Ａｌ含有量が０．０１％未満では脱酸剤としての効果が乏しい。そのため、Ａｌを含有させる場合は、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると鋼の清浄性が損なわれる。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、０．０５％以下とすることがより好ましい。
Ａｌは脱酸作用のある元素である。Ａｌ含有量が０．０１％未満では脱酸剤としての効果が乏しい。そのため、Ａｌを含有させる場合は、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると鋼の清浄性が損なわれる。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、０．０５％以下とすることがより好ましい。
Ｍｏ：０．０５～０．５０％
Ｍｏは、低温靭性を損なうことなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。Ｍｏを添加する場合、前記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると低温靭性が低下する。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがより好ましい。
Ｍｏは、低温靭性を損なうことなく鋼板の強度を向上させることができる元素である。Ｍｏを添加する場合、前記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると低温靭性が低下する。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがより好ましい。
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、Ｍｏと同様の効果を有する元素であるが、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の低温靭性が低下する。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．００％以下とすることが好ましく、０．５０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒは、Ｍｏと同様の効果を有する元素であるが、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の低温靭性が低下する。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．００％以下とすることが好ましく、０．５０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．４０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を向上させて鋼板の強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が０．４０％を超えると、鋼板の低温靭性が低下することに加え、鋳造後の鋼（スラブ）表面の性状が悪化する。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．４０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは、焼入れ性を向上させて鋼板の強度を高める効果を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が０．４０％を超えると、鋼板の低温靭性が低下することに加え、鋳造後の鋼（スラブ）表面の性状が悪化する。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．４０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、析出強化により鋼板の強度を高める観点で有効な元素である。しかし、Ｎｂ含有量が過剰に高くなると、鋼板の低温靭性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｂは、析出強化により鋼板の強度を高める観点で有効な元素である。しかし、Ｎｂ含有量が過剰に高くなると、鋼板の低温靭性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、Ｎｂと同様、析出強化により鋼板の強度を高める観点で有効な元素である。しかし、Ｖ含有量が過剰に高くなると、鋼板の低温靭性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｖは、Ｎｂと同様、析出強化により鋼板の強度を高める観点で有効な元素である。しかし、Ｖ含有量が過剰に高くなると、鋼板の低温靭性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは、鋼板を溶接して溶接構造物とする際、母材の機械的特性を低下させることなく溶接部の靭性を高める効果を有する元素である。したがって、任意に、Ｔｉを０．０３％以下の範囲で含有させることができる。
Ｔｉは、鋼板を溶接して溶接構造物とする際、母材の機械的特性を低下させることなく溶接部の靭性を高める効果を有する元素である。したがって、任意に、Ｔｉを０．０３％以下の範囲で含有させることができる。
Ｂ：０．０５％以下
Ｂは、焼き入れ性を高め、鋼板の強度を高める観点で有効な元素である。しかし、Ｂ含有量が過剰に高くなると、鋼板の靭性が低下するため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｂは、焼き入れ性を高め、鋼板の強度を高める観点で有効な元素である。しかし、Ｂ含有量が過剰に高くなると、鋼板の靭性が低下するため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下とする。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
また、本発明の更に他の実施形態における鋼板が有する成分組成は、任意に、Ｃａ、ＲＥＭ、およびＭｇからなる群より選択される１または２以上を、以下に記す量で更に含有することができる。
Ｃａ：０．００７％以下
Ｃａは、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃａが過剰に含有されると鋼の清浄性を損なう。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００７％以下とすることが好ましく、０．００４％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａは、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃａが過剰に含有されると鋼の清浄性を損なう。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００７％以下とすることが好ましく、０．００４％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためには０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０１０％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、ＲＥＭが過剰に含有されると鋼の清浄性を損なう。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００８％以下とすることがより好ましい。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためにはＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、ＲＥＭが過剰に含有されると鋼の清浄性を損なう。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００８％以下とすることがより好ましい。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためにはＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．０７０％以下
Ｍｇは、ＣａおよびＲＥＭと同様、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の低温靭性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｍｇが過剰に含有されると鋼の清浄性を損なう。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０７０％以下とすることが好ましく、０．００４％以下とすることがより好ましい。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためにはＭｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｇは、ＣａおよびＲＥＭと同様、鋼中の介在物の形態を制御することで鋼板の低温靭性を向上させる作用を有する元素である。しかし、Ｍｇが過剰に含有されると鋼の清浄性を損なう。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０７０％以下とすることが好ましく、０．００４％以下とすることがより好ましい。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、上記の効果を得るためにはＭｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
［ミクロ組織］
本発明の鋼板が有するミクロ組織には、ベイナイト及び／又はマルテンサイトと、オーステナイトとが所定の体積率で存在する。特に、本発明の鋼板が有するミクロ組織では、オーステナイトの体積率が、鋼板の表層部と板厚中心部とでそれぞれ異なる所定範囲内に制御されていることが肝要である。このように、オーステナイトの体積率を板厚方向に沿って異なる所定の体積率に制御することにより、鋼板に良好な低温靭性と耐ＳＣＣ特性とを両立させることができる。
本発明の鋼板が有するミクロ組織には、ベイナイト及び／又はマルテンサイトと、オーステナイトとが所定の体積率で存在する。特に、本発明の鋼板が有するミクロ組織では、オーステナイトの体積率が、鋼板の表層部と板厚中心部とでそれぞれ異なる所定範囲内に制御されていることが肝要である。このように、オーステナイトの体積率を板厚方向に沿って異なる所定の体積率に制御することにより、鋼板に良好な低温靭性と耐ＳＣＣ特性とを両立させることができる。
［［オーステナイトの体積率］］
オーステナイトの体積率は、表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置である表層部においては３％未満とする。水素はオーステナイトにトラップされ易いため、表層部に残留するγ量が３％以上であると、表層部に局所的に水素が集中する部位が発生し、水素脆性に起因して耐ＳＣＣ特性が低下する。
なお、良好な耐ＳＣＣ特性の観点からは、表層部よりも更に表面側の位置におけるγ量も３％未満であることが好ましいのは言うまでもない。表層部におけるγ量が３％未満であれば、通常、表層部よりも更に表面側の位置におけるγ量も３％未満である。すなわち、後述する本発明の製造方法に従えば、通常、鋼板表面は表層部よりも早く冷却されるため、表面では表層部よりも更にγ量が低減されることとなる。
オーステナイトの体積率は、表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置である表層部においては３％未満とする。水素はオーステナイトにトラップされ易いため、表層部に残留するγ量が３％以上であると、表層部に局所的に水素が集中する部位が発生し、水素脆性に起因して耐ＳＣＣ特性が低下する。
なお、良好な耐ＳＣＣ特性の観点からは、表層部よりも更に表面側の位置におけるγ量も３％未満であることが好ましいのは言うまでもない。表層部におけるγ量が３％未満であれば、通常、表層部よりも更に表面側の位置におけるγ量も３％未満である。すなわち、後述する本発明の製造方法に従えば、通常、鋼板表面は表層部よりも早く冷却されるため、表面では表層部よりも更にγ量が低減されることとなる。
また、オーステナイトの体積率は、（１／２）ｔである板厚中心部においては３％以上２０％以下とする。板厚中心部におけるオーステナイトの体積率は、５％以上が好ましい。所望の低温靭性を得るには、上述した表層部から表面までの領域を除き、鋼中に残留γを適度に分散させる必要があるところ、板厚中心部におけるγ量が３％未満では、所望の低温靭性が得られない。また、板厚中心部において２０％超のγ量を確保するためには更なる量のＮｉを添加する必要があり、経済性を損なう。
このように、本発明の鋼板では、オーステナイトに関しては、表層部と板厚中心部とでγ量に上記所定の差が生じてさえいれば、優れた低温靭性と耐ＳＣＣ特性とを両立させることが可能である。
［［ベイナイト＋マルテンサイトの合計体積率］］
本発明の鋼板が有するミクロ組織では、ベイナイト及びマルテンサイトの合計体積率を８０％以上とする。所望の強度を得るには、鋼板の組織をベイナイト＋マルテンサイト主体組織とする必要があり、ベイナイト＋マルテンサイトの合計体積率が上記下限に満たなければ鋼板は強度に劣るものとなる。ベイナイトとマルテンサイトとの比率は任意の比率でよく、上記合計体積率を満たす限り、ベイナイト及びマルテンサイトのいずれか一方のみが存在していてもよい。
ここで、後述する本発明の製造方法からも分かるとおり、表層部におけるマルテンサイトは焼戻しされたマルテンサイトである。
本発明の鋼板が有するミクロ組織では、ベイナイト及びマルテンサイトの合計体積率を８０％以上とする。所望の強度を得るには、鋼板の組織をベイナイト＋マルテンサイト主体組織とする必要があり、ベイナイト＋マルテンサイトの合計体積率が上記下限に満たなければ鋼板は強度に劣るものとなる。ベイナイトとマルテンサイトとの比率は任意の比率でよく、上記合計体積率を満たす限り、ベイナイト及びマルテンサイトのいずれか一方のみが存在していてもよい。
ここで、後述する本発明の製造方法からも分かるとおり、表層部におけるマルテンサイトは焼戻しされたマルテンサイトである。
［板厚］
本発明の鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。板厚方向に位置に応じて異なるγ量を良好に制御する観点からは、板厚を３０ｍｍ以上とすることが好ましい。一般に、厚鋼板であるほど、例えば、後述する製造方法の第二の加速冷却において、板厚中心部の温度に対する表層部の温度をより大きな温度差をもって下げることができるため、それぞれのγ量を良好に制御可能である。この観点からは、板厚の上限は特に制限されない。
本発明の鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。板厚方向に位置に応じて異なるγ量を良好に制御する観点からは、板厚を３０ｍｍ以上とすることが好ましい。一般に、厚鋼板であるほど、例えば、後述する製造方法の第二の加速冷却において、板厚中心部の温度に対する表層部の温度をより大きな温度差をもって下げることができるため、それぞれのγ量を良好に制御可能である。この観点からは、板厚の上限は特に制限されない。
［機械的特性］
[[低温靱性]]
鋼板の低温靱性は、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１９６℃）で１５０Ｊ以上である必要があり、１８０Ｊ以上であることが好ましく、２００Ｊ以上であることがより好ましい。ｖＥ－１９６℃の値が高いほど、鋼板が低温靭性に優れていることを示す。
なお、シャルピー吸収エネルギーは、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
[[低温靱性]]
鋼板の低温靱性は、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１９６℃）で１５０Ｊ以上である必要があり、１８０Ｊ以上であることが好ましく、２００Ｊ以上であることがより好ましい。ｖＥ－１９６℃の値が高いほど、鋼板が低温靭性に優れていることを示す。
なお、シャルピー吸収エネルギーは、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。
[[耐ＳＣＣ特性]]
鋼板の耐ＳＣＣ特性は、実施例で後述するＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－９６ ２００３版に準拠したＤＣＢ試験におけるＫＩＳＳＣで２５ＭＰａ√ｍ以上であることが好ましい。ＫＩＳＳＣの値が高いほど、鋼板が耐ＳＣＣ特性に優れていることを示す。
鋼板の耐ＳＣＣ特性は、実施例で後述するＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－９６ ２００３版に準拠したＤＣＢ試験におけるＫＩＳＳＣで２５ＭＰａ√ｍ以上であることが好ましい。ＫＩＳＳＣの値が高いほど、鋼板が耐ＳＣＣ特性に優れていることを示す。
[[引張強さ]]
鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されないが、７００ＭＰａ以上であることが好ましく、７２０ＭＰａ以上であることがより好ましく、７４０ＭＰａ以上であることが更に好ましい。鋼板が上記下限以上のＴＳを有する高張力鋼板であれば、ＬＮＧ貯蔵用タンク等の過酷な環境下で使用される構造用鋼により好適に用いることができる。一方、引張強さは、９３０ＭＰａ以下であることが好ましく、９００ＭＰａ以下であることがより好ましい。一般に強度と靭性とはトレードオフの関係にあるところ、鋼板のＴＳが上記上限以下であれば、鋼板により良好な低温靭性を発揮させ易い。
なお、前記引張強さは、実施例に記載した方法で測定することができる。
鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されないが、７００ＭＰａ以上であることが好ましく、７２０ＭＰａ以上であることがより好ましく、７４０ＭＰａ以上であることが更に好ましい。鋼板が上記下限以上のＴＳを有する高張力鋼板であれば、ＬＮＧ貯蔵用タンク等の過酷な環境下で使用される構造用鋼により好適に用いることができる。一方、引張強さは、９３０ＭＰａ以下であることが好ましく、９００ＭＰａ以下であることがより好ましい。一般に強度と靭性とはトレードオフの関係にあるところ、鋼板のＴＳが上記上限以下であれば、鋼板により良好な低温靭性を発揮させ易い。
なお、前記引張強さは、実施例に記載した方法で測定することができる。
（鋼板の製造方法）
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の一実施形態に従った製造方法は、鋼板について上述した成分組成を有する鋼素材を用いて、以下（１）～（４）の工程を順に行う。
（１）上記鋼素材に対する熱間圧延
（２）熱間圧延で得られた熱延鋼板に対する焼入れ
（３）焼入れ後の熱延鋼板に対する二相域加熱
（４）二相域加熱後の熱延鋼板に対する加速冷却
また、上記（１）熱間圧延に先立ち、鋼素材の加熱を行ってもよい。以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中心部（１／２ｔ）における温度を指すものとする。そして、１／２ｔにおける温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求めることができる。
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の一実施形態に従った製造方法は、鋼板について上述した成分組成を有する鋼素材を用いて、以下（１）～（４）の工程を順に行う。
（１）上記鋼素材に対する熱間圧延
（２）熱間圧延で得られた熱延鋼板に対する焼入れ
（３）焼入れ後の熱延鋼板に対する二相域加熱
（４）二相域加熱後の熱延鋼板に対する加速冷却
また、上記（１）熱間圧延に先立ち、鋼素材の加熱を行ってもよい。以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中心部（１／２ｔ）における温度を指すものとする。そして、１／２ｔにおける温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求めることができる。
［鋼素材の加熱］
まず、上述した成分組成を有する鋼素材を加熱する。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。以下、便宜上、鋼素材の加熱を「スラブ加熱」とよぶことがある。
スラブ加熱における加熱温度は特に制限されないが、９００℃以上であることが好ましく、１２００℃以下であることが好ましい。加熱温度が９００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、次工程である熱間圧延において圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる。一方、加熱温度が１２００℃よりも高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。
まず、上述した成分組成を有する鋼素材を加熱する。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。以下、便宜上、鋼素材の加熱を「スラブ加熱」とよぶことがある。
スラブ加熱における加熱温度は特に制限されないが、９００℃以上であることが好ましく、１２００℃以下であることが好ましい。加熱温度が９００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、次工程である熱間圧延において圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる。一方、加熱温度が１２００℃よりも高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。
鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造することにより製造することができる。溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊－分解圧延法で行うこともできる。
スラブ加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよい。また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、スラブ加熱に供することもできる。
［（１）熱間圧延］
上述したスラブ加熱の後、加熱された鋼素材に熱間圧延を施して熱延鋼板とする。熱延鋼板により得られる最終板厚は特に限定されないが、上述したように、３０ｍｍ以上とすることが好ましい。また、熱間圧延に際しての温度は、通常、鋼素材のＡｒ３点よりも高い。
上述したスラブ加熱の後、加熱された鋼素材に熱間圧延を施して熱延鋼板とする。熱延鋼板により得られる最終板厚は特に限定されないが、上述したように、３０ｍｍ以上とすることが好ましい。また、熱間圧延に際しての温度は、通常、鋼素材のＡｒ３点よりも高い。
［（２）焼入れ］
熱間圧延に次いで、得られた熱延鋼板に対して焼入れを行う。焼入れは、例えば、直接焼入れ（Direct Quenching, ＤＱ）であってもよいし、再加熱焼入れ（Reheat Quenching, ＲＱ）であってもよい。適切に急冷することにより、熱間圧延後の熱延鋼板が焼入れされ、ミクロ組織をベイナイト及び／又はマルテンサイトとすることができる。
以下、一例として、ＤＱ及びＲＱの条件について詳述する。
熱間圧延に次いで、得られた熱延鋼板に対して焼入れを行う。焼入れは、例えば、直接焼入れ（Direct Quenching, ＤＱ）であってもよいし、再加熱焼入れ（Reheat Quenching, ＲＱ）であってもよい。適切に急冷することにより、熱間圧延後の熱延鋼板が焼入れされ、ミクロ組織をベイナイト及び／又はマルテンサイトとすることができる。
以下、一例として、ＤＱ及びＲＱの条件について詳述する。
［［ＤＱの好適条件］］
ＤＱは、熱間圧延後の熱延鋼板に対して直接的に加速冷却（以下、便宜上、「ＤＱ時冷却」とも称す）を施して行うことができる。好適なＤＱの条件としては、ＤＱ時冷却において、７００℃以下５００℃以上の温度域における平均冷却速度が１℃／ｓ以上であり、冷却停止温度が２００℃以下である。
ＤＱは、熱間圧延後の熱延鋼板に対して直接的に加速冷却（以下、便宜上、「ＤＱ時冷却」とも称す）を施して行うことができる。好適なＤＱの条件としては、ＤＱ時冷却において、７００℃以下５００℃以上の温度域における平均冷却速度が１℃／ｓ以上であり、冷却停止温度が２００℃以下である。
ＤＱ時冷却の平均冷却速度
ＤＱ時冷却において、７００℃～５００℃の温度域における平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、所望の変態組織が得難く、良好な低温靭性を得ることが困難となる。そのため、ＤＱ時冷却における平均冷却速度は１℃／ｓ以上が好ましい。一方、ＤＱ時加速冷却における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、２００℃／ｓよりも高いと、熱延鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向および圧延方向に材質のばらつきが出易くなる。そして、その結果、引張特性等の特性にばらつきが生じ易くなる。そのため、ＤＱ時冷却における平均冷却速度は２００℃／ｓ以下が好ましい。
ＤＱ時冷却において、７００℃～５００℃の温度域における平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、所望の変態組織が得難く、良好な低温靭性を得ることが困難となる。そのため、ＤＱ時冷却における平均冷却速度は１℃／ｓ以上が好ましい。一方、ＤＱ時加速冷却における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、２００℃／ｓよりも高いと、熱延鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向および圧延方向に材質のばらつきが出易くなる。そして、その結果、引張特性等の特性にばらつきが生じ易くなる。そのため、ＤＱ時冷却における平均冷却速度は２００℃／ｓ以下が好ましい。
ＤＱ時冷却の冷却停止温度
ＤＱ時冷却における冷却停止温度は２００℃以下が好ましい。冷却停止温度が２００℃よりも高いと、不安定な残留γが生成し、最終組織の表層部に残留γが残存し易くなるため、良好な耐ＳＣＣ特性を得難い。
ＤＱ時冷却における冷却停止温度は２００℃以下が好ましい。冷却停止温度が２００℃よりも高いと、不安定な残留γが生成し、最終組織の表層部に残留γが残存し易くなるため、良好な耐ＳＣＣ特性を得難い。
［［ＲＱの好適条件］］
ＲＱは、熱間圧延後の熱延鋼板に対して、空冷し、再加熱したうえで、加速冷却（以下、便宜上、それぞれ「熱延後空冷」、「ＲＱ時加熱」、「ＲＱ時冷却」とも称す）の順に施して行うことができる。好適なＲＱの条件としては、熱延後空冷における空冷停止温度が３００℃以下であり、ＲＱ時加熱の温度がＡｃ３点～１０００℃である。また、好適なＲＱ時冷却の条件は、上述したＤＱ時冷却の好適条件に従う。
ＲＱは、熱間圧延後の熱延鋼板に対して、空冷し、再加熱したうえで、加速冷却（以下、便宜上、それぞれ「熱延後空冷」、「ＲＱ時加熱」、「ＲＱ時冷却」とも称す）の順に施して行うことができる。好適なＲＱの条件としては、熱延後空冷における空冷停止温度が３００℃以下であり、ＲＱ時加熱の温度がＡｃ３点～１０００℃である。また、好適なＲＱ時冷却の条件は、上述したＤＱ時冷却の好適条件に従う。
熱延後空冷
熱間圧延後の熱延鋼板を、３００℃以下の空冷停止温度まで空冷することが好ましい。ＲＱを行う実施形態では、次のＲＱ時加熱によって起こる相変態により、細粒化したオーステナイト組織を得ることが好ましい。そのために、熱延後空冷においては、３００℃以下の十分に低い空冷停止温度まで徐冷することにより、一旦、鋼板のミクロ組織をマルテンサイト＋ベイナイト組織とすることができる。
熱間圧延後の熱延鋼板を、３００℃以下の空冷停止温度まで空冷することが好ましい。ＲＱを行う実施形態では、次のＲＱ時加熱によって起こる相変態により、細粒化したオーステナイト組織を得ることが好ましい。そのために、熱延後空冷においては、３００℃以下の十分に低い空冷停止温度まで徐冷することにより、一旦、鋼板のミクロ組織をマルテンサイト＋ベイナイト組織とすることができる。
ＲＱ時加熱
熱延後空冷がなされた熱延鋼板を、Ａｃ３点以上１０００℃以下の範囲の温度まで加熱する。この加熱により、熱延鋼板の組織をオーステナイト組織へと逆変態させることができる。そして、逆変態したオーステナイト組織は、次のＲＱ時冷却によってマルテンサイト組織とベイナイト組織とに変態させることができる。
ＲＱ時加熱における温度はＡｃ３点以上が好ましく、１０００℃以下が好ましい。上記範囲内の温度までＲＱ時加熱をすることにより、熱延鋼板の組織を均一で細粒化したオーステナイト組織にし易くなる。ＲＱ時加熱の温度がＡｃ３点未満であると、熱延でできた低強度の組織が残存し、所望の強度が得難い。また、ＲＱ時加熱の温度が１０００℃よりも高いと、操業負荷が大きくなることに加え、オーステナイトが粗大化するため、所望の低温靭性が得難い。
熱延後空冷がなされた熱延鋼板を、Ａｃ３点以上１０００℃以下の範囲の温度まで加熱する。この加熱により、熱延鋼板の組織をオーステナイト組織へと逆変態させることができる。そして、逆変態したオーステナイト組織は、次のＲＱ時冷却によってマルテンサイト組織とベイナイト組織とに変態させることができる。
ＲＱ時加熱における温度はＡｃ３点以上が好ましく、１０００℃以下が好ましい。上記範囲内の温度までＲＱ時加熱をすることにより、熱延鋼板の組織を均一で細粒化したオーステナイト組織にし易くなる。ＲＱ時加熱の温度がＡｃ３点未満であると、熱延でできた低強度の組織が残存し、所望の強度が得難い。また、ＲＱ時加熱の温度が１０００℃よりも高いと、操業負荷が大きくなることに加え、オーステナイトが粗大化するため、所望の低温靭性が得難い。
前記ＲＱ時加熱には、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。
ＲＱ時冷却
ＲＱ時冷却の好適条件は、上述したＤＱ時冷却の好適条件に従う。ＤＱ時冷却及びＲＱ時冷却は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。ＤＱ時及びＲＱ時冷却は、例えば、空冷及び水冷の一方又は両方を用いることができる。水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。
ＲＱ時冷却の好適条件は、上述したＤＱ時冷却の好適条件に従う。ＤＱ時冷却及びＲＱ時冷却は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。ＤＱ時及びＲＱ時冷却は、例えば、空冷及び水冷の一方又は両方を用いることができる。水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。
［（３）二相域加熱］
次いで、焼入れ後の冷却された熱延鋼板に対して二相域加熱を行う。この二相域加熱を以下に詳述する所定の温度範囲で行うことが、γ量を表層部と板厚中心部とで意図的に異なる範囲に制御する本発明において極めて重要である。
次いで、焼入れ後の冷却された熱延鋼板に対して二相域加熱を行う。この二相域加熱を以下に詳述する所定の温度範囲で行うことが、γ量を表層部と板厚中心部とで意図的に異なる範囲に制御する本発明において極めて重要である。
加熱温度
二相域加熱では、加熱温度を、（１／２）ｔにおいてＡｃ１点以上（Ａｃ１点＋Ａｃ３点）／２未満とする。このように、α相からγ相への変態が進行するＡｃ１点～Ａｃ３点のうち所定の低温域にて加熱を行うことにより、熱延鋼板の組織の一部をベイナイト及び／又はマルテンサイトから逆変態させ、Ｃ、Ｎｉ、Ｍｎが濃化したオーステナイトとの混合組織とすることができる。
二相域加熱での加熱温度がＡｃ１点未満であると、加熱温度が低すぎるため上記の逆変態によるオーステナイトがほとんど得られず、引き続き加速冷却を行ったとしても、γ量を所望に制御したミクロ組織を得ることができない。その結果、最終的に得られる鋼板において所望の低温靭性が得られない。一方、二相域加熱での加熱温度が（Ａｃ１点＋Ａｃ３点）／２以上であると、加熱温度が高すぎるためベイナイト及びマルテンサイトからオーステナイトへの逆変態率が高くなる。すると、続く加速冷却において、逆変態したオーステナイトがマルテンサイト又はベイナイトに変態する量が過剰となり、最終的に得られる鋼板において、焼き戻しが十分でないベイナイト及びマルテンサイトの分率が高くなりすぎ、所望の低温靭性が得られない。
二相域加熱では、加熱温度を、（１／２）ｔにおいてＡｃ１点以上（Ａｃ１点＋Ａｃ３点）／２未満とする。このように、α相からγ相への変態が進行するＡｃ１点～Ａｃ３点のうち所定の低温域にて加熱を行うことにより、熱延鋼板の組織の一部をベイナイト及び／又はマルテンサイトから逆変態させ、Ｃ、Ｎｉ、Ｍｎが濃化したオーステナイトとの混合組織とすることができる。
二相域加熱での加熱温度がＡｃ１点未満であると、加熱温度が低すぎるため上記の逆変態によるオーステナイトがほとんど得られず、引き続き加速冷却を行ったとしても、γ量を所望に制御したミクロ組織を得ることができない。その結果、最終的に得られる鋼板において所望の低温靭性が得られない。一方、二相域加熱での加熱温度が（Ａｃ１点＋Ａｃ３点）／２以上であると、加熱温度が高すぎるためベイナイト及びマルテンサイトからオーステナイトへの逆変態率が高くなる。すると、続く加速冷却において、逆変態したオーステナイトがマルテンサイト又はベイナイトに変態する量が過剰となり、最終的に得られる鋼板において、焼き戻しが十分でないベイナイト及びマルテンサイトの分率が高くなりすぎ、所望の低温靭性が得られない。
ここで、Ａｃ１点及びＡｃ３点は、下記式（１）及び（２）に従ってそれぞれ求めることができる。
Ａｃ１（℃）＝７５０．８ － ２６．６Ｃ ＋ １７．６Ｓｉ － １１．６Ｍｎ － ２２．９Ｃｕ － ２３Ｎｉ ＋ ２４．１Ｃｒ ＋ ２２．５Ｍｏ－ ３９．７Ｖ － ５．７Ｔｉ ＋ ２３２．４Ｎｂ － １６９．４Ａｌ ・・・（１）
Ａｃ３（℃）＝９３７．２ － ４３６．５Ｃ ＋ ５６Ｓｉ － １９．７Ｍｎ － １６．３Ｃｕ － ２６．６Ｎｉ － ４．９Ｃｒ ＋ ３８．１Ｍｏ＋ １２４．８Ｖ ＋ １３６．３Ｔｉ － １９．１Ｎｂ ＋ １９８．４Ａｌ ・・・（２）
ただし、上記式（１）及び（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
Ａｃ１（℃）＝７５０．８ － ２６．６Ｃ ＋ １７．６Ｓｉ － １１．６Ｍｎ － ２２．９Ｃｕ － ２３Ｎｉ ＋ ２４．１Ｃｒ ＋ ２２．５Ｍｏ－ ３９．７Ｖ － ５．７Ｔｉ ＋ ２３２．４Ｎｂ － １６９．４Ａｌ ・・・（１）
Ａｃ３（℃）＝９３７．２ － ４３６．５Ｃ ＋ ５６Ｓｉ － １９．７Ｍｎ － １６．３Ｃｕ － ２６．６Ｎｉ － ４．９Ｃｒ ＋ ３８．１Ｍｏ＋ １２４．８Ｖ ＋ １３６．３Ｔｉ － １９．１Ｎｂ ＋ １９８．４Ａｌ ・・・（２）
ただし、上記式（１）及び（２）中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
保持時間
二相域加熱では、上述した所定の加熱温度に到達した後、直ちに次の加速冷却を開始してもよく、上述した所定の加熱温度で任意の時間保持した後に次の加速冷却を開始してもよい。二相域加熱において加熱保持を行う場合、保持時間は特に限定されないが、十分に所望の変態を進める観点からは５分以上とすることが好ましい。
二相域加熱では、上述した所定の加熱温度に到達した後、直ちに次の加速冷却を開始してもよく、上述した所定の加熱温度で任意の時間保持した後に次の加速冷却を開始してもよい。二相域加熱において加熱保持を行う場合、保持時間は特に限定されないが、十分に所望の変態を進める観点からは５分以上とすることが好ましい。
二相域加熱には、加熱温度を上述したとおりに制御できる方法であれば、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。
［（４）加速冷却］
次いで、二相域加熱後の熱延鋼板に対して、直後に加速冷却を行う。この加速冷却を以下に詳述する所定の条件で行うことも、γ量を表層部と板厚中心部とで意図的に異なる範囲に制御する本発明において極めて重要である。
次いで、二相域加熱後の熱延鋼板に対して、直後に加速冷却を行う。この加速冷却を以下に詳述する所定の条件で行うことも、γ量を表層部と板厚中心部とで意図的に異なる範囲に制御する本発明において極めて重要である。
平均冷却速度
加速冷却では、（１／２）ｔにおける平均冷却速度を１℃／ｓ以上として加速冷却を行う。（１／２）ｔでの平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、鋼板の内部に炭化物の析出量が増加し、最終的に得られる鋼板の低温靭性が低下する。一方、加速冷却における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度が２００℃／ｓよりも高いと、鋼板内部の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向及び圧延方向に材質のばらつきが出る。その結果、得られる鋼板において引張特性等の特性にばらつきが生じる。そのため、加速冷却における平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
なお、加速冷却における平均冷却速度は、冷却開始から冷却停止までの間における平均速度を指すものとする。
加速冷却では、（１／２）ｔにおける平均冷却速度を１℃／ｓ以上として加速冷却を行う。（１／２）ｔでの平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、鋼板の内部に炭化物の析出量が増加し、最終的に得られる鋼板の低温靭性が低下する。一方、加速冷却における平均冷却速度の上限は特に限定されないが、平均冷却速度が２００℃／ｓよりも高いと、鋼板内部の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向及び圧延方向に材質のばらつきが出る。その結果、得られる鋼板において引張特性等の特性にばらつきが生じる。そのため、加速冷却における平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
なお、加速冷却における平均冷却速度は、冷却開始から冷却停止までの間における平均速度を指すものとする。
冷却停止温度
加速冷却では、冷却停止温度を板厚中心部と表層部とで異なる範囲に制御する。具体的には、加速冷却では、（１／２）ｔにおける冷却停止温度を４５０℃以下３００℃以上の範囲とし、熱延鋼板の表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置における冷却停止温度を２００℃以下とする。
これらの異なる冷却停止温度が板厚中心部と表層部とで同時に満たされたタイミングで、加速冷却を停止すればよい。なお、加速冷却後は空冷をすることが望ましい。
加速冷却では、冷却停止温度を板厚中心部と表層部とで異なる範囲に制御する。具体的には、加速冷却では、（１／２）ｔにおける冷却停止温度を４５０℃以下３００℃以上の範囲とし、熱延鋼板の表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置における冷却停止温度を２００℃以下とする。
これらの異なる冷却停止温度が板厚中心部と表層部とで同時に満たされたタイミングで、加速冷却を停止すればよい。なお、加速冷却後は空冷をすることが望ましい。
板厚中心部において、上述の条件にて急冷停止することで、未変態のオーステナイトへＣを濃化させ、鋼板内部に存在するオーステナイトを安定化することができる。同時に、炭化物等の析出に起因した低温靭性の劣化を十分に抑制することができる。板厚中心部における冷却停止温度が３００℃未満であると、過度な急冷により、未変態のオーステナイトがマルテンサイトへと変態してしまい、鋼板内部において所望の残留オーステナイト量が得られない。一方、板厚中心部における冷却停止温度が４５０℃よりも高いと、加速冷却後の空冷中に、鋼板内部に炭化物の析出が増加し、所望の低温靱性を得ることができない。
一方、表層部においては、温度が２００℃以下の条件にて急冷停止することにより、表層部に残留したオーステナイトがマルテンサイトに変態し、表層部におけるγ量を所望の範囲に抑制可能となる。その結果、得られる鋼板に所望の耐ＳＣＣ特性を発揮させることができる。
ここで、表層部において変態したマルテンサイトは、通常、低温靭性に悪影響をもたらすことが知られている。しかしながら、本発明の製造方法、特には、上述した二相域加熱及び加速冷却を行えば、板厚中心部の比較的高い温度が表層部の比較的低い温度にも伝わる。この復熱効果により、表層部に存在するマルテンサイトがセルフテンパーされて焼き戻しマルテンサイトとなるため、本発明では、良好な低温靭性を確保することができる。
ここで、表層部において変態したマルテンサイトは、通常、低温靭性に悪影響をもたらすことが知られている。しかしながら、本発明の製造方法、特には、上述した二相域加熱及び加速冷却を行えば、板厚中心部の比較的高い温度が表層部の比較的低い温度にも伝わる。この復熱効果により、表層部に存在するマルテンサイトがセルフテンパーされて焼き戻しマルテンサイトとなるため、本発明では、良好な低温靭性を確保することができる。
加速冷却は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。加速冷却は、例えば、空冷及び水冷の一方又は両方を用いることができる。水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。加速冷却では、加速冷却し易い観点から、水冷を用いることが好ましい。
以下、本発明について実施例に基づき具体的に説明する。なお、以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明を何ら限定するものではない。また、以下の実施例は、本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、そのような態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
以下に述べる手順で鋼板を製造し、鋼板の特性を評価した。
まず、表１に示す成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２００ｍｍ）を製造した。なお、上述した式（１）によって求めたＡｃ１点（℃）及び式（２）によって求めたＡｃ３点（℃）を表１に併記する。
次に、得られた鋼スラブに対し、表２に示した条件に従って、スラブ加熱、熱間圧延、直接焼入れ又は再加熱焼入れ、二相域加熱、及び加速冷却をこの順に行った。また、加速冷却後に、全てのサンプルＮｏ．に対して２００℃以下の温度まで空冷した。このようにして鋼板を得た。
なお、上記各工程における加熱には、熱処理炉を用いた。
なお、上記各工程における加熱には、熱処理炉を用いた。
次に、得られた鋼板について、ミクロ組織及び種々の特性を評価した。評価は、以下に述べる方法で行った。
（ミクロ組織）
各鋼板から、表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置と、（１／２）ｔ位置とが観察位置となるように、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。この試験片を、圧延方向と垂直な方向での断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率４００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影した。得られた画像を解析して、ミクロ組織を同定した。
各鋼板から、表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置と、（１／２）ｔ位置とが観察位置となるように、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。この試験片を、圧延方向と垂直な方向での断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率４００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影した。得られた画像を解析して、ミクロ組織を同定した。
なお、上記のようにして得られた鋼板は、比較例Ｎｏ．６を除き、いずれもラス状のミクロ組織を有しており、このミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト、或いは、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト組織の混合組織であった。また、得られた鋼板は、残留オーステナイトの体積率が０％であった比較例Ｎｏ．７を除き、マトリックス中に残留オーステナイトが分散したミクロ組織を有していた。
［残留オーステナイト体積率］
鋼板の、表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置と、（１／２）ｔ位置とから、板面に平行にＸ線回折用試験片を５枚採取した。この表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置と（１／２）ｔ位置とが測定面となるよう、得られた試験片に研削及び化学研磨を施し、Ｘ線回折に供した。対称反射Ｘ線回折パターンに現れるα－Ｆｅの（２００）、（２１１）面、γ－Ｆｅの（２００）、（２２０）、（３１１）面の回折強度を求め、γ－Ｆｅの体積率を算出し、それぞれ５枚の平均値を求め、オーステナイトの体積率とした。
鋼板の、表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置と、（１／２）ｔ位置とから、板面に平行にＸ線回折用試験片を５枚採取した。この表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置と（１／２）ｔ位置とが測定面となるよう、得られた試験片に研削及び化学研磨を施し、Ｘ線回折に供した。対称反射Ｘ線回折パターンに現れるα－Ｆｅの（２００）、（２１１）面、γ－Ｆｅの（２００）、（２２０）、（３１１）面の回折強度を求め、γ－Ｆｅの体積率を算出し、それぞれ５枚の平均値を求め、オーステナイトの体積率とした。
（特性）
［引張強さ（ＴＳ）］
得られた鋼板の（１／２）ｔ位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。引張試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、鋼板の引張強さ（ＴＳ）を評価した。結果を表２に示す。
［引張強さ（ＴＳ）］
得られた鋼板の（１／２）ｔ位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。引張試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、鋼板の引張強さ（ＴＳ）を評価した。結果を表２に示す。
［低温靭性］
得られた鋼板の（１／２）ｔ位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。このＶノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１９６℃）を求めた。シャルピー吸収エネルギーは、鋼板の低温環境下における靭性の指標と見なすことができる。優れた低温靭性を有するには、シャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることが望ましい。結果を表２に示す。
得られた鋼板の（１／２）ｔ位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。このＶノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１９６℃）を求めた。シャルピー吸収エネルギーは、鋼板の低温環境下における靭性の指標と見なすことができる。優れた低温靭性を有するには、シャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることが望ましい。結果を表２に示す。
［耐ＳＣＣ特性］
応力腐食割れ試験である、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－９６ ２００３版に準拠した、ＤＣＢ（Double-Cantilever-Beam）試験を実施した。試験環境は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｓｏｌ.Ａ（初期ｐＨが２．７）×１００％Ｈ２Ｓガス飽和（０．１ＭＰａ）であり、浸漬時間は３３６時間とした。浸漬終了後、Ｗｅｄｇｅ ｌｏａｄとｃｒａｃｋ ｌｅｎｇｔｈとから、ＫＩＳＳＣを導出した。各試料につき３本の試験片での試験を実施し、それらのＫＩＳＳＣの平均値を評価した。ＫＩＳＳＣの平均値が２５ＭＰａ√ｍ以上である場合、鋼板が耐ＳＣＣ特性に優れているとした。結果を表２に示す。
応力腐食割れ試験である、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７－９６ ２００３版に準拠した、ＤＣＢ（Double-Cantilever-Beam）試験を実施した。試験環境は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ ｓｏｌ.Ａ（初期ｐＨが２．７）×１００％Ｈ２Ｓガス飽和（０．１ＭＰａ）であり、浸漬時間は３３６時間とした。浸漬終了後、Ｗｅｄｇｅ ｌｏａｄとｃｒａｃｋ ｌｅｎｇｔｈとから、ＫＩＳＳＣを導出した。各試料につき３本の試験片での試験を実施し、それらのＫＩＳＳＣの平均値を評価した。ＫＩＳＳＣの平均値が２５ＭＰａ√ｍ以上である場合、鋼板が耐ＳＣＣ特性に優れているとした。結果を表２に示す。
本発明に従う発明例の鋼板は、優れた低温靭性を確保しつつ、優れた耐ＳＣＣ特性を発揮することが確認された。一方、本発明の範囲を外れる比較例の鋼板は、ｖＥ－１９６℃の値及びＫＩＳＳＣの値のうちいずれか一方又は両方に劣っており、優れた低温靭性と耐ＳＣＣ特性とを両立できていなかった。
本発明によれば、例えば、液化天然ガス（ＬＮＧ）貯蔵用タンクなどの低温用途に好適な、優れた低温靭性および耐ＳＳＣ特性を両立した鋼板を得ることができる。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｎｉ：５．０～１０．０％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、および
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
ベイナイト及びマルテンサイトの合計体積率が８０％以上であるミクロ組織とを有し、
該ミクロ組織は、オーステナイトの体積率が、表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置においては３％未満かつ板厚ｔの中心である（１／２）ｔ位置においては３％以上２０％以下であり、
ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠した、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上である、鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｍｏ：０．０５～０．５０％、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下、および
Ｂ ：０．０５％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、および
Ｍｇ ：０．０７０％以下
からなる群より選択される１または２以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。 - 請求項１～３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材に熱間圧延を施した熱延鋼板に対し、焼入れを行い、
前記焼入れ後の熱延鋼板に二相域加熱を施し、
前記二相域加熱後の熱延鋼板に加速冷却を施す、鋼板の製造方法であって、
前記二相域加熱では、加熱温度を、板厚ｔの中心である（１／２）ｔ位置における温度でＡｃ１点以上（Ａｃ１点＋Ａｃ３点）／２未満とし、
前記加速冷却では、前記（１／２）ｔ位置における平均冷却速度を１℃／ｓ以上とするとともに、冷却停止温度を、前記（１／２）ｔ位置における温度で４５０℃以下３００℃以上かつ前記熱延鋼板の表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置における温度で２００℃以下とする、ベイナイト及びマルテンサイトの合計体積率が８０％以上であるミクロ組織を有し、該ミクロ組織は、オーステナイトの体積率が、表面から板厚方向内部に０．５ｍｍの位置においては３％未満かつ板厚ｔの中心である（１／２）ｔ位置においては３％以上２０％以下であり、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠した、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上である、鋼板の製造方法。
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