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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2025009818
(43)【公開日】2025-01-20
(54)【発明の名称】鋼板およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20250109BHJP
C22C 38/06 20060101ALI20250109BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20250109BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20250109BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301A
C22C38/06
C22C38/58
C21D8/02 B
【審査請求】未請求
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2024063746
(22)【出願日】2024-04-11
(31)【優先権主張番号】P 2023111229
(32)【優先日】2023-07-06
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100184859
【弁理士】
【氏名又は名称】磯村 哲朗
(74)【代理人】
【識別番号】100123386
【弁理士】
【氏名又は名称】熊坂 晃
(74)【代理人】
【識別番号】100196667
【弁理士】
【氏名又は名称】坂井 哲也
(74)【代理人】
【識別番号】100130834
【弁理士】
【氏名又は名称】森 和弘
(72)【発明者】
【氏名】高橋 秀幸
(72)【発明者】
【氏名】安藤 佳祐
(72)【発明者】
【氏名】大坪 浩文
【テーマコード（参考）】
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA04
4K032AA05
4K032AA08
4K032AA11
4K032AA12
4K032AA14
4K032AA15
4K032AA16
4K032AA17
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA24
4K032AA26
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA35
4K032AA36
4K032AA37
4K032AA40
4K032BA01
4K032CA02
4K032CB01
4K032CB02
4K032CC02
4K032CC03
4K032CC04
4K032CD01
4K032CD02
4K032CD03
(57)【要約】 （修正有）
【課題】内質特性および機械的特性に優れた鋼板およびその製造方法の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３～０．１８％、Ｓｉ：０．０３～０．７０％、Ｍｎ：０．３０～２．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｏ：０．０１００％以下およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域において、ポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２以下であり、ポロシティの面積の標準偏差が４．０ｍｍ２以下であり、ポロシティ面積率が２．０％以下であり、引張強度が４３０ＭＰａ以上であり、シャルピー吸収エネルギーが－５０℃において２７Ｊ以上である、鋼板。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３～０．１８％、Ｓｉ：０．０３～０．７０％、Ｍｎ：０．３０～２．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｏ：０．０１００％以下およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域において、ポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２以下であり、ポロシティの面積の標準偏差が４．０ｍｍ２以下であり、ポロシティ面積率が２．０％以下であり、引張強度が４３０ＭＰａ以上であり、シャルピー吸収エネルギーが－５０℃において２７Ｊ以上である、鋼板。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、
Ｃ ：０．０３～０．１８％、
Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｏ ：０．０１００％以下および
Ｎ ：０．０１００％以下
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を有し、
板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域において、
ポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２以下であり、
ポロシティの面積の標準偏差が４．０ｍｍ２以下であり、かつ
ポロシティ面積率が２．０％以下であり、
引張強度が４３０ＭＰａ以上であり、
シャルピー吸収エネルギーが－５０℃において２７Ｊ以上である、鋼板。
Ｃ ：０．０３～０．１８％、
Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｏ ：０．０１００％以下および
Ｎ ：０．０１００％以下
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を有し、
板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域において、
ポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２以下であり、
ポロシティの面積の標準偏差が４．０ｍｍ２以下であり、かつ
ポロシティ面積率が２．０％以下であり、
引張強度が４３０ＭＰａ以上であり、
シャルピー吸収エネルギーが－５０℃において２７Ｊ以上である、鋼板。
【請求項2】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｓｎ：０．０５００％以下および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｓｎ：０．０５００％以下および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
【請求項3】
請求項１または２に記載の鋼板を製造する方法であって、スラブを１０５０℃以上１２００℃以下に加熱し、その後、１パス以上の熱間圧延を施し、
前記熱間圧延において、
板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が１．０以上１０．０以下を満たし、
板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が３．０以上を満たす、鋼板の製造方法。
ただし、式（１）において、
ｔ０：各熱間圧延パスのロール入側の板厚（ｍｍ）であり、
ｔ１：各熱間圧延パスのロール出側の板厚（ｍｍ）であり、
Ｒ：ロール半径（ｍｍ）であり、
Ｔｍｉｄ：各熱間圧延パスのロール入側の板厚中心の絶対温度（Ｋ）であり、
Ｔｓｕｒ：各熱間圧延パスのロール入側の板表面の絶対温度（Ｋ）であり、
Ａ：以下の式（２）によって決定される定数である。
Ａ＝２８５１＋２９６８Ｃ－１１２０Ｃ２ ・・・式（２）
式（２）において、Ｃ：炭素含有量（質量％）である。
前記熱間圧延において、
板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が１．０以上１０．０以下を満たし、
板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が３．０以上を満たす、鋼板の製造方法。
【数1】
ｔ０：各熱間圧延パスのロール入側の板厚（ｍｍ）であり、
ｔ１：各熱間圧延パスのロール出側の板厚（ｍｍ）であり、
Ｒ：ロール半径（ｍｍ）であり、
Ｔｍｉｄ：各熱間圧延パスのロール入側の板厚中心の絶対温度（Ｋ）であり、
Ｔｓｕｒ：各熱間圧延パスのロール入側の板表面の絶対温度（Ｋ）であり、
Ａ：以下の式（２）によって決定される定数である。
Ａ＝２８５１＋２９６８Ｃ－１１２０Ｃ２ ・・・式（２）
式（２）において、Ｃ：炭素含有量（質量％）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、内質特性に優れる鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
近年、構造物の大型化に伴い使用される鋼板はそれらを支えるために厚肉化している。鋼板を製造するにあたり課題となるのが残存ポロシティである。ポロシティはスラブ製造時に溶鋼が凝固収縮することで不可避的に生成されることが知られている。このようなポロシティは圧延工程で閉鎖、圧着がなされるが、圧着せずに残存したポロシティは鋼板の機械的特性を著しく損ねるため、圧延工程での更なるポロシティの低減が求められている。特許文献１では、最終パス後の残存ポロシティ係数が０以下になる圧延の方法が提案されている。
特許文献２では、連続鋳造時のポロシティ体積を抑制した上で圧延形状比が０．５以上の圧延を行うことで残存ポロシティを低減する技術が提案されている。
特許文献３には、各温度での１パス当たりの圧下率を制御することで２００μｍ以上のポロシティの個数を０．１個／ｍｍ２以下にする技術が提案されている。
特許文献４では、鍛造を実施したスラブに圧下率が２０％以上６０％未満の圧延を行うことで、板厚中心におけるポロシティの個数を抑制する製造方法が提案されている。
特許文献２では、連続鋳造時のポロシティ体積を抑制した上で圧延形状比が０．５以上の圧延を行うことで残存ポロシティを低減する技術が提案されている。
特許文献３には、各温度での１パス当たりの圧下率を制御することで２００μｍ以上のポロシティの個数を０．１個／ｍｍ２以下にする技術が提案されている。
特許文献４では、鍛造を実施したスラブに圧下率が２０％以上６０％未満の圧延を行うことで、板厚中心におけるポロシティの個数を抑制する製造方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0003】
【特許文献1】特開平３－４４４１７号公報
【特許文献2】国際公開第２０２１／１８２６１８号
【特許文献3】国際公開第２０１８／２１６６６５号
【特許文献4】特開２０１４－１８９８８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0004】
近年の構造物の大型化に対する要求を満足するためには鋼板の厚肉化がより一層求められており、これはスラブ厚が一定の場合、圧延工程での圧下量の減少が求められていることを意味している。総圧下量が減少すると圧延でのポロシティの閉鎖や圧着がなされにくくなるため、鋼板内部にポロシティが多く残存してしまう。これらの残存ポロシティは延性の低下を引き起こすだけでなく、構造物として脆性破壊や疲労破壊の起点となるため、圧延での更なる低減が求められている。特に、ポロシティの面積増加は断面欠損領域が増えるため鋼板の伸びや絞りの顕著な悪化をもたらす。また、ポロシティ面積のばらつきは脆性破壊や疲労破壊の起点となり得るポロシティが存在する確率を増加させ、脆性破壊や疲労破壊に対するリスクが上昇する。
【0005】
特許文献１、２に記載されている技術では、圧延形状比を用いて算出されるポロシティ係数が０になる圧延や圧延形状比が０．５以上のパスを含む圧延手法が提案されている。圧延形状比は板厚とロール径からなるパラメーターであり、この値を大きくするには製品厚を薄くするか１パス当たりの圧下量を大きくすることが求められる。そのため、製品厚を減じずに圧延形状比を大きくするには大径ロールもしくは耐荷重制限やトルク上限の高い圧延ロールの導入が必要になるという課題があった。
【0006】
特許文献３で提案されている技術では、１０５０℃以上における１パス当たりの平均圧下率が１０％以上の圧延が要求されているが、圧延初期はスラブのロールへの噛み込みを安定的に実施する必要があることから所定の圧下率を確保することは困難である。
【0007】
特許文献４ではポロシティの低減のために鍛造を行うことが要求されているが、鍛造の実施は生産性や製造コストの観点から好ましくない。
【0008】
以上のように、鋼板の機械的特性の向上、さらには内質特性の向上のために、ポロシティの低減が希求されているものの、従来の技術は、鋼板のポロシティを低減する技術としては、まだ十分とは言えなかった。
【0009】
本発明は前記課題を解決し、内質特性および機械的特性に優れた鋼板およびその鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【0010】
ここで内質特性に優れるとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に基づいた引張試験による絞りが３５％以上であることを指す。
また、機械的特性に優れるとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に基づいた引張試験による引張強度が４３０ＭＰａ以上であり、かつＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０１８）に基づいた－５０℃でのシャルピー衝撃試験が２７Ｊ以上であることを指す。
また、機械的特性に優れるとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に基づいた引張試験による引張強度が４３０ＭＰａ以上であり、かつＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０１８）に基づいた－５０℃でのシャルピー衝撃試験が２７Ｊ以上であることを指す。
【課題を解決するための手段】
【0011】
本発明は、前記課題を解決するために検討を行い、ポロシティの閉鎖や圧着をより効果的に生じさせ、内質特性に優れた鋼板を製造するための知見を得た。
【0012】
鋼板中に存在するポロシティは延性破壊では強度の低下、伸びの悪化をもたらし、脆性破壊や疲労破壊では破壊の起点になる。
【0013】
ポロシティを熱間圧延（以下、単に圧延とも記す。）で閉鎖させたり、圧着させたりするためには、ポロシティが存在する板厚中心でひずみを増加させることが重要である。しかしながら、圧延で得られる板厚方向のひずみ分布は表面が最も高く、板厚中心が最も低い。そのため、圧延条件を工夫することで板厚中心のひずみを増加させることが求められる。本発明者らは、圧延時のスラブ表面と板厚中心部の温度差を一定以上確保した上で圧延を実施することが効果的であることを知見した。以下に得られた知見の詳細について説明する。
【0014】
（１）板厚中心と表面との温度差から計算される特定のパラメーターを満足する圧延を実施することでポロシティがより低減することが知見された。
具体的には、熱間圧延において、各熱間圧延パスのロール入側板厚、ロール出側板厚、各熱間圧延パス前の板厚中心の絶対温度、板表面の絶対温度から計算される以下の式（１）の各パスにおけるＸの積算値について、板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスでは、Ｘの積算値（以下、Ｘ１値とも記す。）が１．０以上１０．０以下を満たし、板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるパスでは、Ｘの積算値（以下、Ｘ２値とも記す。）が３．０以上を満たすようにする。これにより、ポロシティがより低減することが知見された。
具体的には、熱間圧延において、各熱間圧延パスのロール入側板厚、ロール出側板厚、各熱間圧延パス前の板厚中心の絶対温度、板表面の絶対温度から計算される以下の式（１）の各パスにおけるＸの積算値について、板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスでは、Ｘの積算値（以下、Ｘ１値とも記す。）が１．０以上１０．０以下を満たし、板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるパスでは、Ｘの積算値（以下、Ｘ２値とも記す。）が３．０以上を満たすようにする。これにより、ポロシティがより低減することが知見された。
【0015】
【数1】
ｔ０：各熱間圧延パスのロール入側の板厚（ｍｍ）であり、
ｔ１：各熱間圧延パスのロール出側の板厚（ｍｍ）であり、
Ｒ：ロール半径（ｍｍ）であり、
Ｔｍｉｄ：各熱間圧延パスロール入側の板厚中心の絶対温度（Ｋ）であり、
Ｔｓｕｒ：各熱間圧延パスロール入側の板表面の絶対温度（Ｋ）であり、
Ａ：以下の式（２）によって決定される定数である。
Ａ＝２８５１＋２９６８Ｃ－１１２０Ｃ２ ・・・式（２）
式（２）において、Ｃ：炭素含有量（質量％）である。
【0016】
（２）上記のように、熱間圧延において、板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスでは、Ｘ１値が１．０以上を満たし、板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるパスでは、Ｘ２値が３．０以上を満たすようにする。これにより、超音波探傷でエコー高さ２５％以上のポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２以下であり、ポロシティ面積の標準偏差が４．０ｍｍ２以下であり、ポロシティ面積率が２．０％以下である鋼板の製造が可能になることを見出した。
【0017】
板厚中心温度について、９５０℃以上１２００℃以下の温度域は、スラブの変形抵抗が比較的低い領域であるため、より１パス当たりの圧下率を確保することができる。よって、Ｘ１値を１．０以上とすることで、効果的に板厚中心に導入されたひずみによってポロシティの低減が促進される。
また、８００℃以上９５０℃未満の温度域は未再結晶温度域であり、Ｘ２値を３．０以上とする圧延を行うことで、結晶粒内に効果的にフェライト変態核を導入することができ、フェライト粒径を微細化することで機械的特性を担保することができる。
また、８００℃以上９５０℃未満の温度域は未再結晶温度域であり、Ｘ２値を３．０以上とする圧延を行うことで、結晶粒内に効果的にフェライト変態核を導入することができ、フェライト粒径を微細化することで機械的特性を担保することができる。
【0018】
本発明は以上の知見を踏まえて検討を重ねて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
【0019】
［１］質量％で、
Ｃ ：０．０３～０．１８％、
Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｏ ：０．０１００％以下および
Ｎ ：０．０１００％以下
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を有し、
板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域において、
ポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２以下であり、
ポロシティの面積の標準偏差が４．０ｍｍ２以下であり、かつ
ポロシティ面積率が２．０％以下であり、
引張強度が４３０ＭＰａ以上であり、
シャルピー吸収エネルギーが－５０℃において２７Ｊ以上である、鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｓｎ：０．０５００％以下および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、前記［１］に記載の鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の鋼板を製造する方法であって、スラブを１０５０℃以上１２００℃以下に加熱し、その後、１パス以上の熱間圧延を施し、
前記熱間圧延において、
板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が１．０以上１０．０以下を満たし、
板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が３．０以上を満たす、鋼板の製造方法。
ただし、式（１）において、
ｔ０：各熱間圧延パスのロール入側の板厚（ｍｍ）であり、
ｔ１：各熱間圧延パスのロール出側の板厚（ｍｍ）であり、
Ｒ：ロール半径（ｍｍ）であり、
Ｔｍｉｄ：各熱間圧延パスのロール入側の板厚中心の絶対温度（Ｋ）であり、
Ｔｓｕｒ：各熱間圧延パスのロール入側の板表面の絶対温度（Ｋ）であり、
Ａ：以下の式（２）によって決定される定数である。
Ａ＝２８５１＋２９６８Ｃ－１１２０Ｃ２ ・・・式（２）
式（２）において、Ｃ：炭素含有量（質量％）である。
Ｃ ：０．０３～０．１８％、
Ｓｉ：０．０３～０．７０％、
Ｍｎ：０．３０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｏ ：０．０１００％以下および
Ｎ ：０．０１００％以下
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を有し、
板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域において、
ポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２以下であり、
ポロシティの面積の標準偏差が４．０ｍｍ２以下であり、かつ
ポロシティ面積率が２．０％以下であり、
引張強度が４３０ＭＰａ以上であり、
シャルピー吸収エネルギーが－５０℃において２７Ｊ以上である、鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：２．５０％以下、
Ｃｒ：１．５０％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０１００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｓｎ：０．０５００％以下および
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、前記［１］に記載の鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の鋼板を製造する方法であって、スラブを１０５０℃以上１２００℃以下に加熱し、その後、１パス以上の熱間圧延を施し、
前記熱間圧延において、
板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が１．０以上１０．０以下を満たし、
板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が３．０以上を満たす、鋼板の製造方法。
【数2】
ｔ０：各熱間圧延パスのロール入側の板厚（ｍｍ）であり、
ｔ１：各熱間圧延パスのロール出側の板厚（ｍｍ）であり、
Ｒ：ロール半径（ｍｍ）であり、
Ｔｍｉｄ：各熱間圧延パスのロール入側の板厚中心の絶対温度（Ｋ）であり、
Ｔｓｕｒ：各熱間圧延パスのロール入側の板表面の絶対温度（Ｋ）であり、
Ａ：以下の式（２）によって決定される定数である。
Ａ＝２８５１＋２９６８Ｃ－１１２０Ｃ２ ・・・式（２）
式（２）において、Ｃ：炭素含有量（質量％）である。
【発明の効果】
【0020】
本発明によれば、内質特性および機械的特性に優れた鋼板およびその鋼板の製造方法が提供される。
【発明を実施するための形態】
【0021】
本発明の鋼板（厚鋼板）は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１８％、Ｓｉ：０．０３～０．７０％、Ｍｎ：０．３０～２．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｏ：０．０１００％以下およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域において、超音波探傷で検出したポロシティについて、ポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２以下であり、かつポロシティの面積の標準偏差が４．０ｍｍ２以下であり、ポロシティ面積率が２．０％以下であり、引張強度が４３０ＭＰａ以上であり、シャルピー吸収エネルギーが－５０℃において２７Ｊ以上である。
板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域において、超音波探傷で検出したポロシティについて、ポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２以下であり、かつポロシティの面積の標準偏差が４．０ｍｍ２以下であり、ポロシティ面積率が２．０％以下であり、引張強度が４３０ＭＰａ以上であり、シャルピー吸収エネルギーが－５０℃において２７Ｊ以上である。
【0022】
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
はじめに、本発明において鋼板およびスラブ（鋼片）の成分組成を上記範囲に限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
はじめに、本発明において鋼板およびスラブ（鋼片）の成分組成を上記範囲に限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
【0023】
Ｃ：０．０３～０．１８％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり０．０３％以上の含有を必要とする。
一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると、溶接性や靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０３～０．１８％とする。なお、Ｃ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。また、Ｃ含有量は０．１７％以下であることが好ましい。
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり０．０３％以上の含有を必要とする。
一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると、溶接性や靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０３～０．１８％とする。なお、Ｃ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。また、Ｃ含有量は０．１７％以下であることが好ましい。
【0024】
Ｓｉ：０．０３～０．７０％
Ｓｉは、不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、強度を上昇させる作用を有するため、０．０３％以上の含有を必要とする。
しかし、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると、靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０３～０．７０％とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０４％以上であることが好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．６０％以下であることが好ましい。
Ｓｉは、不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、強度を上昇させる作用を有するため、０．０３％以上の含有を必要とする。
しかし、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると、靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０３～０．７０％とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０４％以上であることが好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．６０％以下であることが好ましい。
【0025】
Ｍｎ：０．３０～２．５０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させることで強度を向上させる元素であり、強度の観点からＭｎは０．３０％以上含有する必要がある。
一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、靭性の低下が懸念される。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０～２．５０％とする。なお、Ｍｎ含有量は０．５０％以上であることが好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．２０％以下であることが好ましい。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させることで強度を向上させる元素であり、強度の観点からＭｎは０．３０％以上含有する必要がある。
一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、靭性の低下が懸念される。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０～２．５０％とする。なお、Ｍｎ含有量は０．５０％以上であることが好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．２０％以下であることが好ましい。
【0026】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼の靭性を劣化させる。よって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０．０２５％以下であることが好ましい。
一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼の靭性を劣化させる。よって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０．０２５％以下であることが好ましい。
一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
【0027】
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼の靭性を低下させる。よって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。
一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼の靭性を低下させる。よって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。
一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
【0028】
Ａｌ：０．００１～０．１００％
Ａｌは、脱酸に有効な元素である。また、Ａｌは、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。このような効果を得るため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。
一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％とする。なお、Ａｌ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０８０％以下であることが好ましい。
Ａｌは、脱酸に有効な元素である。また、Ａｌは、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。このような効果を得るため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。
一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％とする。なお、Ａｌ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０８０％以下であることが好ましい。
【0029】
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼の延性および靭性を低下させる元素である。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。
一方、Ｏは少ないほど好ましいため、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、過度の低Ｏ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼の延性および靭性を低下させる元素である。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。
一方、Ｏは少ないほど好ましいため、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、過度の低Ｏ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
【0030】
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼の延性および靭性を低下させる元素である。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。
一方、Ｎは少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼の延性および靭性を低下させる元素である。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。
一方、Ｎは少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
【0031】
以上、本発明の一実施形態に従う鋼板の基本成分組成について説明した。本発明の一実施形態に従う鋼板の成分組成における上記の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
また、強度や溶接性（溶接部の靱性や溶接作業性など）のさらなる向上の観点から、適宜、以下の任意添加元素の１種または２種以上を含有させることができる。
Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：２．５０％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｓｎ：０．０５００％以下、ＲＥＭ：０．０５００％以下
また、強度や溶接性（溶接部の靱性や溶接作業性など）のさらなる向上の観点から、適宜、以下の任意添加元素の１種または２種以上を含有させることができる。
Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：２．５０％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｗ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｓｎ：０．０５００％以下、ＲＥＭ：０．０５００％以下
【0032】
Ｃｕ：２．００％以下
Ｃｕは、靭性を大きく劣化させることなく、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、スケール直下に生成するＣｕ濃化層に起因する熱間割れが問題となる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは１．５０％以下である。
なお、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
Ｃｕは、靭性を大きく劣化させることなく、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、スケール直下に生成するＣｕ濃化層に起因する熱間割れが問題となる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは１．５０％以下である。
なお、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
【0033】
Ｎｉ：２．５０％以下
Ｎｉは、靭性を大きく劣化させることなく鋼板を高強度化することができる元素である。また、Ｎｉは、靭性を向上させる効果を有する元素でもある。しかし、Ｎｉ含有量が２．５０％を超えると、製造コストの増加が問題となる。そのため、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は２．５０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは２．００％以下である。
なお、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
Ｎｉは、靭性を大きく劣化させることなく鋼板を高強度化することができる元素である。また、Ｎｉは、靭性を向上させる効果を有する元素でもある。しかし、Ｎｉ含有量が２．５０％を超えると、製造コストの増加が問題となる。そのため、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は２．５０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは２．００％以下である。
なお、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
【0034】
Ｃｒ：１．５０％以下
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．２０％以下である。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは０．９０％以下であり、さらにより好ましくは０．６０％以下である。
なお、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．２０％以下である。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは０．９０％以下であり、さらにより好ましくは０．６０％以下である。
なお、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
【0035】
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。
なお、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。
なお、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
【0036】
Ｎｂ：０．１００％以下
Ｎｂは、固溶Ｎｂや微細析出したＮｂＣにより、オーステナイト組織にひずみが加わった際の再結晶を抑制する元素である。また、Ｎｂは、未再結晶温度域を高温化する効果を有する元素でもある。しかし、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０７５％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
なお、Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。
Ｎｂは、固溶Ｎｂや微細析出したＮｂＣにより、オーステナイト組織にひずみが加わった際の再結晶を抑制する元素である。また、Ｎｂは、未再結晶温度域を高温化する効果を有する元素でもある。しかし、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０７５％以下、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
なお、Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。
【0037】
Ｔｉ：０．１００％以下
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、粒成長を抑制する効果を有する元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下である。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０６０％以下であり、さらにより好ましくは０．０５０％以下である。
なお、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００１％以上である。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、粒成長を抑制する効果を有する元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下である。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０６０％以下であり、さらにより好ましくは０．０５０％以下である。
なお、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００１％以上である。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
【0038】
Ｖ：０．３０％以下
Ｖは、鋼の焼入れ性の向上および炭窒化物の生成により、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．２５％以下である。Ｖ含有量は、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
なお、Ｖ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｖは、鋼の焼入れ性の向上および炭窒化物の生成により、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．２５％以下である。Ｖ含有量は、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
なお、Ｖ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
【0039】
Ｂ：０．０１００％以下
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００７０％以下である。
なお、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００７０％以下である。
なお、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
【0040】
Ｗ：０．５０％以下
Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｗ含有量が０．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．４０％以下である。
なお、Ｗ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる元素である。しかし、Ｗ含有量が０．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．４０％以下である。
なお、Ｗ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
【0041】
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、鋼の清浄度が低下して鋼の靭性が低下する。そのため、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０１８０％以下である。Ｃａ含有量は、さらに好ましくは０．０１５０％以下であり、さらにより好ましくは０．０１２０％以下である。
なお、Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、鋼の清浄度が低下して鋼の靭性が低下する。そのため、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０１８０％以下である。Ｃａ含有量は、さらに好ましくは０．０１５０％以下であり、さらにより好ましくは０．０１２０％以下である。
なお、Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
【0042】
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
また、Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０１８０％以下である。Ｍｇ含有量は、さらに好ましくは０．０１５０％以下であり、さらにより好ましくは０．０１２０％以下である。
Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
また、Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０１８０％以下である。Ｍｇ含有量は、さらに好ましくは０．０１５０％以下であり、さらにより好ましくは０．０１２０％以下である。
【0043】
Ｓｎ：０．０５００％以下
Ｓｎは鋼の耐食性を向上させる元素である。しかし、Ｓｎ含有量が０．０５００％を超えると、鋼の伸びが低下する。そのため、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０４５０％以下である。Ｓｎ含有量は、さらに好ましくは０．０４００％以下であり、さらにより好ましくは０．０３００％以下である。
また、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
Ｓｎは鋼の耐食性を向上させる元素である。しかし、Ｓｎ含有量が０．０５００％を超えると、鋼の伸びが低下する。そのため、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０４５０％以下である。Ｓｎ含有量は、さらに好ましくは０．０４００％以下であり、さらにより好ましくは０．０３００％以下である。
また、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
【0044】
ＲＥＭ：０．０５００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、ＲＥＭの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０４５０％以下である。ＲＥＭ含有量は、さらに好ましくは０．０４００％以下であり、さらにより好ましくは０．０３００％以上である。
なお、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することにより、溶接性を向上させる元素である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、ＲＥＭの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０４５０％以下である。ＲＥＭ含有量は、さらに好ましくは０．０４００％以下であり、さらにより好ましくは０．０３００％以上である。
なお、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
【0045】
上記した任意添加成分に係る元素について、その含有量が各好適下限値未満の場合には、当該元素を不可避的不純物として扱うものとする。ここで不可避的不純物としては、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ等が挙げられ、スクラップ等から混入する可能性がある。本発明の目的を阻害しない範囲であれば、これらの不純物の混入も許容される。
【0046】
本発明の鋼板は、板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域（以下、板厚中心領域とのみ記すこともある。）において、超音波探傷で検出したポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２以下であり、かつポロシティの面積の標準偏差が４．０ｍｍ２以下であり、ポロシティ面積率が２．０％以下である。
【0047】
ポロシティ面積率：２．０％以下
鋼板中に残存したポロシティは、延性の低下を引き起こすだけでなく構造物として避けるべき脆性破壊や疲労破壊の起点になる。板厚中心領域でのポロシティ面積率が２．０％を超えると破壊の起点となり得るポロシティの数が増加し、所望の絞りを得ることができない。よって、板厚中心領域でのポロシティ面積率は２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
板厚中心領域でのポロシティ面積率は、極力低いことが好ましいものの、ポロシティを完全に閉鎖し、圧着させることは難しい。そのため、板厚中心領域でのポロシティ面積率は、好ましくは０．０１％以上である。
鋼板中に残存したポロシティは、延性の低下を引き起こすだけでなく構造物として避けるべき脆性破壊や疲労破壊の起点になる。板厚中心領域でのポロシティ面積率が２．０％を超えると破壊の起点となり得るポロシティの数が増加し、所望の絞りを得ることができない。よって、板厚中心領域でのポロシティ面積率は２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
板厚中心領域でのポロシティ面積率は、極力低いことが好ましいものの、ポロシティを完全に閉鎖し、圧着させることは難しい。そのため、板厚中心領域でのポロシティ面積率は、好ましくは０．０１％以上である。
【0048】
ポロシティの平均面積：４．０ｍｍ２以下
鋼板中に含まれるポロシティは、上述の通り延性の低下や脆性破壊、疲労破壊を引き起こす原因となる。板厚中心領域でのポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２を超えると伸びの低下が顕著に表れる他、一層、脆性破壊の起点になりやすくなる。従って、ポロシティの平均面積は４．０ｍｍ２以下とする。好ましくは３．５ｍｍ２以下であり、より好ましくは３．０ｍｍ２以下である。板厚中心領域でのポロシティの平均面積は、さらに好ましくは２．５ｍｍ２以下であり、さらにより好ましくは２．０ｍｍ２以下である。
板厚中心領域でのポロシティの平均面積は、極力低いことが好ましいものの、ポロシティを完全に閉鎖し、圧着させることは難しい。そのため、板厚中心領域でのポロシティの平均面積は、好ましくは、０．０１ｍｍ２以上である。
鋼板中に含まれるポロシティは、上述の通り延性の低下や脆性破壊、疲労破壊を引き起こす原因となる。板厚中心領域でのポロシティの平均面積が４．０ｍｍ２を超えると伸びの低下が顕著に表れる他、一層、脆性破壊の起点になりやすくなる。従って、ポロシティの平均面積は４．０ｍｍ２以下とする。好ましくは３．５ｍｍ２以下であり、より好ましくは３．０ｍｍ２以下である。板厚中心領域でのポロシティの平均面積は、さらに好ましくは２．５ｍｍ２以下であり、さらにより好ましくは２．０ｍｍ２以下である。
板厚中心領域でのポロシティの平均面積は、極力低いことが好ましいものの、ポロシティを完全に閉鎖し、圧着させることは難しい。そのため、板厚中心領域でのポロシティの平均面積は、好ましくは、０．０１ｍｍ２以上である。
【0049】
ポロシティの面積の標準偏差：４．０ｍｍ２以下
ポロシティサイズ（ポロシティの面積）が大きいほど延性は低下し、脆性破壊、疲労破壊が誘起される。そのため、ポロシティの面積の標準偏差を４．０ｍｍ２以下にすることで、大きいサイズのポロシティを抑制し脆性破壊や疲労破壊の頻度を低減させることができる。ポロシティの面積の標準偏差は、好ましくは３．５ｍｍ２以下であり、より好ましくは３．０ｍｍ２以下である。板厚中心領域でのポロシティの面積の標準偏差は、さらに好ましくは２．５ｍｍ２以下であり、さらにより好ましくは２．０ｍｍ２以下である。
板厚中心領域でのポロシティの面積の標準偏差は、極力小さいことが好ましいものの、ポロシティを完全に閉鎖し、圧着させることは難しい。そのため、板厚中心領域でのポロシティの面積の標準偏差は、好ましくは、０．０１ｍｍ２以上である。
ポロシティサイズ（ポロシティの面積）が大きいほど延性は低下し、脆性破壊、疲労破壊が誘起される。そのため、ポロシティの面積の標準偏差を４．０ｍｍ２以下にすることで、大きいサイズのポロシティを抑制し脆性破壊や疲労破壊の頻度を低減させることができる。ポロシティの面積の標準偏差は、好ましくは３．５ｍｍ２以下であり、より好ましくは３．０ｍｍ２以下である。板厚中心領域でのポロシティの面積の標準偏差は、さらに好ましくは２．５ｍｍ２以下であり、さらにより好ましくは２．０ｍｍ２以下である。
板厚中心領域でのポロシティの面積の標準偏差は、極力小さいことが好ましいものの、ポロシティを完全に閉鎖し、圧着させることは難しい。そのため、板厚中心領域でのポロシティの面積の標準偏差は、好ましくは、０．０１ｍｍ２以上である。
【0050】
ポロシティ面積率、ポロシティの平均面積、ポロシティの面積の標準偏差の算出方法
板厚中心領域のポロシティ面積率、サイズ（ポロシティの平均面積）、ポロシティ面積の標準偏差は、超音波探傷装置を用いて圧延方向に１０００ｍｍ長さ、全幅にかけて板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域（板厚中心から板表面両側に向けてそれぞれ１５ｍｍまでの領域）から採取した鋼板を探傷し、エコー高さが２５％以上の領域をポロシティとして取り扱うことでポロシティ状態を可視化した。得られたスキャン像に対して画像解析を適用することで、ポロシティ（欠陥）の面積率、サイズ（ポロシティの平均面積）、ポロシティの面積の標準偏差の定量化を実施する。超音波探傷条件は３インチプローブを使用して周波数１０ＭＨｚ、焦点距離１５ｍｍ厚、振動子径０．３７５インチ、探傷速度を１００．０ｍｍ／ｓ、探傷ピッチを０．１ｍｍとする。
サイズ（ポロシティの平均面積）は、測定した総ポロシティ面積をポロシティの個数で割ることにより算出する。ポロシティは、ポロシティでない領域に外周が囲まれた１つの領域を１個として扱う。
また、ポロシティ面積の標準偏差は、各ポロシティの面積に基づいて算出する。
板厚中心領域のポロシティ面積率、サイズ（ポロシティの平均面積）、ポロシティ面積の標準偏差は、超音波探傷装置を用いて圧延方向に１０００ｍｍ長さ、全幅にかけて板厚中心を含む３０ｍｍ厚の領域（板厚中心から板表面両側に向けてそれぞれ１５ｍｍまでの領域）から採取した鋼板を探傷し、エコー高さが２５％以上の領域をポロシティとして取り扱うことでポロシティ状態を可視化した。得られたスキャン像に対して画像解析を適用することで、ポロシティ（欠陥）の面積率、サイズ（ポロシティの平均面積）、ポロシティの面積の標準偏差の定量化を実施する。超音波探傷条件は３インチプローブを使用して周波数１０ＭＨｚ、焦点距離１５ｍｍ厚、振動子径０．３７５インチ、探傷速度を１００．０ｍｍ／ｓ、探傷ピッチを０．１ｍｍとする。
サイズ（ポロシティの平均面積）は、測定した総ポロシティ面積をポロシティの個数で割ることにより算出する。ポロシティは、ポロシティでない領域に外周が囲まれた１つの領域を１個として扱う。
また、ポロシティ面積の標準偏差は、各ポロシティの面積に基づいて算出する。
【0051】
板厚
前記鋼板の板厚は３０～１８０ｍｍが好ましい。鋼板の板厚は、より好ましくは４０ｍｍ以上であり、さらに好ましくは５０ｍｍ以上である。また、鋼板の板厚は、より好ましくは１７０ｍｍ以下であり、さらに好ましくは１６０ｍｍ以下である。
前記鋼板の板厚は３０～１８０ｍｍが好ましい。鋼板の板厚は、より好ましくは４０ｍｍ以上であり、さらに好ましくは５０ｍｍ以上である。また、鋼板の板厚は、より好ましくは１７０ｍｍ以下であり、さらに好ましくは１６０ｍｍ以下である。
【0052】
次に本発明の一実施形態における鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板の製造方法では、スラブを１０５０℃以上１２００℃以下に加熱し、その後、１パス以上の熱間圧延を施し、熱間圧延において、板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が１．０以上１０．０以下を満たし、板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が３．０以上を満たすようにする。
なお、本発明の鋼板の製造方法において特定する温度は、スラブまたは鋼板の表面の温度を指す。
本発明の鋼板の製造方法では、スラブを１０５０℃以上１２００℃以下に加熱し、その後、１パス以上の熱間圧延を施し、熱間圧延において、板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が１．０以上１０．０以下を満たし、板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるパスでは、各パスにおける以下の式（１）で表されるＸの積算値が３．０以上を満たすようにする。
なお、本発明の鋼板の製造方法において特定する温度は、スラブまたは鋼板の表面の温度を指す。
【0053】
【数3】
ｔ０：各熱間圧延パスのロール入側の板厚（ｍｍ）であり、
ｔ１：各熱間圧延パスのロール出側の板厚（ｍｍ）であり、
Ｒ：ロール半径（ｍｍ）であり、
Ｔｍｉｄ：各熱間圧延パスのロール入側の板厚中心の絶対温度（Ｋ）であり、
Ｔｓｕｒ：各熱間圧延パスのロール入側の板表面の絶対温度（Ｋ）であり、
Ａ：以下の式（２）によって決定される定数である。
Ａ＝２８５１＋２９６８Ｃ－１１２０Ｃ２ ・・・式（２）
式（２）において、Ｃ：炭素含有量（質量％）である。
【0054】
加熱温度：１０５０℃以上１２００℃以下
熱間圧延に先だって、スラブ（鋼片）を１０５０℃以上１２００℃以下の加熱温度まで加熱する。上記加熱温度が１０５０℃より低いと変形抵抗が増加し後述する熱間圧延の条件を満足することができず、十分なポロシティ低減効果が得られない。そのため、上記加熱温度は１０５０℃以上とし、好ましくは１０７０℃以上とする。
一方、上記加熱温度が１２００℃より高いとオーステナイト粒が粗大になり強度、靭性の低下を引き起こす。そのため、上記加熱温度は１２００℃以下とし、好ましくは１１７０℃以下とする。
熱間圧延に先だって、スラブ（鋼片）を１０５０℃以上１２００℃以下の加熱温度まで加熱する。上記加熱温度が１０５０℃より低いと変形抵抗が増加し後述する熱間圧延の条件を満足することができず、十分なポロシティ低減効果が得られない。そのため、上記加熱温度は１０５０℃以上とし、好ましくは１０７０℃以上とする。
一方、上記加熱温度が１２００℃より高いとオーステナイト粒が粗大になり強度、靭性の低下を引き起こす。そのため、上記加熱温度は１２００℃以下とし、好ましくは１１７０℃以下とする。
【0055】
熱間圧延
加熱された前記鋼板を熱間圧延する。鋼板の板厚中心温度で下記の二段階に分けて圧延条件を制御する。
加熱された前記鋼板を熱間圧延する。鋼板の板厚中心温度で下記の二段階に分けて圧延条件を制御する。
【0056】
【数4】
また、板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるパスでは、各パスにおけるＸの積算値が３．０以上である。
式（１）において、
ｔ０：各熱間圧延パスのロール入側の板厚（ｍｍ）であり、
ｔ１：各熱間圧延パスのロール出側の板厚（ｍｍ）であり、
Ｒ：ロール半径（ｍｍ）であり、
Ｔｍｉｄ：各熱間圧延パスのロール入側の板厚中心の絶対温度（Ｋ）であり、
Ｔｓｕｒ：各熱間圧延パスのロール入側の板表面の絶対温度（Ｋ）であり、
Ａ：以下の式（２）によって決定される定数である。
Ａ＝２８５１＋２９６８Ｃ－１１２０Ｃ２ ・・・式（２）
式（２）において、Ｃ：炭素含有量（質量％）である。
【0057】
上記圧延条件の限定理由を説明する。
【0058】
板厚中心温度９５０℃以上かつ１２００℃以下のパスにおけるＸの積算値（Ｘ１値）：１．０以上１０．０以下
初期オーステナイト粒径を整えるために９５０℃以上の再結晶温度域で圧延される。この温度域では鋼の変形抵抗が低くポロシティの閉鎖が進行しやすい。板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスの各パスにおける式（１）で表されるＸの積算値（以下、Ｘ１値とも記す。）が１．０以上１０．０以下を満足することで鋼板中のポロシティはより閉鎖が進行し、初期サイズの小さなポロシティは閉鎖後圧着に至る。圧着に至らないポロシティであっても閉鎖が進行することでポロシティの高さが減少し、より圧着しやすい形状へと変化する。Ｘ１値が１０．０を超えると、９５０℃未満の未再結晶域での圧延が不十分となり、粗大なフェライト粒が生成され、強度、靭性ともに劣化する場合がある。そのため、９５０℃以上１２００℃以下の温度域において、Ｘ１値は１０．０が上限となる。Ｘ１値は、好ましくは８．０以下であり、より好ましくは７．５以下である。
一方、Ｘ１値が１．０未満であると、ポロシティの閉鎖、圧着が困難であり、鋼板中に粗大なポロシティが残存することにより、強度および靭性が劣化する場合がある。よって、Ｘ１値は１．０以上とする。Ｘ１値は、好ましくは１．２以上であり、より好ましくは１．４以上である。
ここで、各パスにおいて、板厚中心温度が９５０℃以上かつ１２００℃以下であるとは、各パス前（各熱間圧延パスのロール入側）で板厚中心温度が９５０℃以上かつ１２００℃以下であることを指す。
初期オーステナイト粒径を整えるために９５０℃以上の再結晶温度域で圧延される。この温度域では鋼の変形抵抗が低くポロシティの閉鎖が進行しやすい。板厚中心温度が９５０℃以上１２００℃以下であるパスの各パスにおける式（１）で表されるＸの積算値（以下、Ｘ１値とも記す。）が１．０以上１０．０以下を満足することで鋼板中のポロシティはより閉鎖が進行し、初期サイズの小さなポロシティは閉鎖後圧着に至る。圧着に至らないポロシティであっても閉鎖が進行することでポロシティの高さが減少し、より圧着しやすい形状へと変化する。Ｘ１値が１０．０を超えると、９５０℃未満の未再結晶域での圧延が不十分となり、粗大なフェライト粒が生成され、強度、靭性ともに劣化する場合がある。そのため、９５０℃以上１２００℃以下の温度域において、Ｘ１値は１０．０が上限となる。Ｘ１値は、好ましくは８．０以下であり、より好ましくは７．５以下である。
一方、Ｘ１値が１．０未満であると、ポロシティの閉鎖、圧着が困難であり、鋼板中に粗大なポロシティが残存することにより、強度および靭性が劣化する場合がある。よって、Ｘ１値は１．０以上とする。Ｘ１値は、好ましくは１．２以上であり、より好ましくは１．４以上である。
ここで、各パスにおいて、板厚中心温度が９５０℃以上かつ１２００℃以下であるとは、各パス前（各熱間圧延パスのロール入側）で板厚中心温度が９５０℃以上かつ１２００℃以下であることを指す。
【0059】
板厚中心温度８００℃以上９５０℃未満のパスにおけるＸの積算値（Ｘ２値）：３．０以上
この温度域は部分再結晶域や未再結晶域を含む温度域であり、圧延後の再結晶を抑制すると共に圧延によって導入されたひずみがフェライト変態時の変態核として機能することで鋼板の組織を微細化し、強度と靭性を確保することができる。９５０℃よりも温度が低く鋼の変形抵抗が高い。そのため、板厚中心温度８００℃以上９５０℃未満のパスにおける式（１）で表されるＸの積算値（以下、Ｘ２値とも記す。）は３．０以上とすることが必要となる。Ｘ２値は、好ましくは３．３以上であり、より好ましくは３．６以上である。
また、Ｘ２値は、１０．０以下とすることが好ましく、７．０以下とすることがより好ましい。
ここで、各パスにおいて、板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるとは、各パス前（各熱間圧延パスのロール入側）で板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であることを指す。
この温度域は部分再結晶域や未再結晶域を含む温度域であり、圧延後の再結晶を抑制すると共に圧延によって導入されたひずみがフェライト変態時の変態核として機能することで鋼板の組織を微細化し、強度と靭性を確保することができる。９５０℃よりも温度が低く鋼の変形抵抗が高い。そのため、板厚中心温度８００℃以上９５０℃未満のパスにおける式（１）で表されるＸの積算値（以下、Ｘ２値とも記す。）は３．０以上とすることが必要となる。Ｘ２値は、好ましくは３．３以上であり、より好ましくは３．６以上である。
また、Ｘ２値は、１０．０以下とすることが好ましく、７．０以下とすることがより好ましい。
ここで、各パスにおいて、板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であるとは、各パス前（各熱間圧延パスのロール入側）で板厚中心温度が８００℃以上９５０℃未満であることを指す。
【0060】
板厚中心と表面の温度差の付与方法
板厚中心と表面の温度差が大きいほど式（１）のＸは大きくなり、より効果的に板厚中心に圧延によるひずみを付与することができる。温度差を設ける方法としては空冷または水冷による強制冷却を行う手法があり、５０℃以上の温度差があるとより効果的に板厚中心に付与される圧縮応力が増加し、その結果、鋼の変形抵抗を上回ることで欠陥の閉鎖に寄与することが期待される。上記温度差は、好ましくは１００℃以上である。
上記以外の条件については限定されずに常法に従えばよい。例えば、圧延温度は７００～１２００℃とすることが好ましい。また、圧延工程終了後の冷却条件は特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、０．１～３０℃／ｓの範囲で冷却することが好ましい。
累積圧下率は、４０～９５％であることが好ましい。
熱間圧延におけるパス数は、１０～３０であることが好ましい。
各パスにおける圧下率は、３～５０％であることが好ましい。
板厚中心と表面の温度差が大きいほど式（１）のＸは大きくなり、より効果的に板厚中心に圧延によるひずみを付与することができる。温度差を設ける方法としては空冷または水冷による強制冷却を行う手法があり、５０℃以上の温度差があるとより効果的に板厚中心に付与される圧縮応力が増加し、その結果、鋼の変形抵抗を上回ることで欠陥の閉鎖に寄与することが期待される。上記温度差は、好ましくは１００℃以上である。
上記以外の条件については限定されずに常法に従えばよい。例えば、圧延温度は７００～１２００℃とすることが好ましい。また、圧延工程終了後の冷却条件は特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、０．１～３０℃／ｓの範囲で冷却することが好ましい。
累積圧下率は、４０～９５％であることが好ましい。
熱間圧延におけるパス数は、１０～３０であることが好ましい。
各パスにおける圧下率は、３～５０％であることが好ましい。
【0061】
また、本発明の鋼板の製造方法の熱間圧延では、板厚中心温度：９５０℃以上１２００℃以下で複数回圧延を行った後に、温度が低下するまで待機し、板厚中心温度：８００℃以上９５０℃未満で複数回圧延を行うことが好ましい。
板厚中心温度９５０℃以上かつ１２００℃以下のパスでは、累積圧下率は、２０～９０％であることが好ましく、熱間圧延におけるパス数は、４～２０であることが好ましく、各パスにおける圧下率は、３～３５％であることが好ましい。
また、板厚中心温度８００℃以上かつ９５０℃未満のパスでは、累積圧下率は、５０～９５％であることが好ましく、熱間圧延におけるパス数は、２～２０であることが好ましく、各パスにおける圧下率は、３～３５％であることが好ましい。
板厚中心温度９５０℃以上かつ１２００℃以下のパスでは、累積圧下率は、２０～９０％であることが好ましく、熱間圧延におけるパス数は、４～２０であることが好ましく、各パスにおける圧下率は、３～３５％であることが好ましい。
また、板厚中心温度８００℃以上かつ９５０℃未満のパスでは、累積圧下率は、５０～９５％であることが好ましく、熱間圧延におけるパス数は、２～２０であることが好ましく、各パスにおける圧下率は、３～３５％であることが好ましい。
【0062】
なお、式（１）中、ｔ０は各熱間圧延パスのロール入側の板厚（ｍｍ）、ｔ１は各熱間圧延パスのロール出側の板厚（ｍｍ）である。
また、Ｒは、熱間圧延に用いる鋼板を挟持して圧延する一対の円柱状のロールそれぞれの円断面の半径（ｍｍ）のことを指す。
また、Ｔｍｉｄは各熱間圧延パスのロール入側（各熱間圧延パス前）の板厚中心の絶対温度（Ｋ）であり、Ｔｓｕｒは各熱間圧延パスのロール入側（各熱間圧延パス前）の板表面の絶対温度（Ｋ）である。
各熱間圧延パスのロール出側の板厚ｔ１は、圧下率から計算することができる。
また、Ｔｓｕｒは各圧延パス前で測定でき、Ｔｍｉｄはその測定結果に基づき計算することができる。
式（１）のＸについては、製造時、最終的に得られる鋼板の厚みを考慮しつつ、Ｔｓｕｒ、Ｔｍｉｄ、圧下率を制御することで所望の値に調整することができる。
また、Ｒは、熱間圧延に用いる鋼板を挟持して圧延する一対の円柱状のロールそれぞれの円断面の半径（ｍｍ）のことを指す。
また、Ｔｍｉｄは各熱間圧延パスのロール入側（各熱間圧延パス前）の板厚中心の絶対温度（Ｋ）であり、Ｔｓｕｒは各熱間圧延パスのロール入側（各熱間圧延パス前）の板表面の絶対温度（Ｋ）である。
各熱間圧延パスのロール出側の板厚ｔ１は、圧下率から計算することができる。
また、Ｔｓｕｒは各圧延パス前で測定でき、Ｔｍｉｄはその測定結果に基づき計算することができる。
式（１）のＸについては、製造時、最終的に得られる鋼板の厚みを考慮しつつ、Ｔｓｕｒ、Ｔｍｉｄ、圧下率を制御することで所望の値に調整することができる。
【0063】
以上、本発明について説明した。本発明は、鋼板の表面と板厚中心に温度差を設けて圧延を行うようにしたもので、板厚中心に効果的にひずみを導入することができ、ポロシティをより低減することが可能となる。また、板厚中心が高温となる温度域で圧延を行うことで、変形抵抗が低くなり、ポロシティを十分に閉鎖・圧着させることができて、鋼板中のポロシティの面積率、平均面積、サイズ標準偏差をより低減させ、優れた機械的特性も得られる。
このように、本発明の鋼板（厚鋼板）によれば、新しい圧延ロールなどの設備導入を必要とせず、かつ生産性を損ねることなく、内質特性および機械的特性を向上させることができる。
このように、本発明の鋼板（厚鋼板）によれば、新しい圧延ロールなどの設備導入を必要とせず、かつ生産性を損ねることなく、内質特性および機械的特性を向上させることができる。
【実施例0064】
次に実施例に基づいて本発明を更に具体的に説明する。
表１に示す成分組成の鋼片を用いて、表２に示す製造条件で鋼板を製造した。圧延時のスラブ表面温度は放射温度計等で測定を実施した。また、スラブの板厚中心温度は、今回は表面温度を基に伝熱計算によって算出したが、熱電対を用いて直接測定することも可能である。
また、表２中、Ｘ１値、Ｘ２値は、以下の式（１）から得られる各パスのＸの総和である。
表１に示す成分組成の鋼片を用いて、表２に示す製造条件で鋼板を製造した。圧延時のスラブ表面温度は放射温度計等で測定を実施した。また、スラブの板厚中心温度は、今回は表面温度を基に伝熱計算によって算出したが、熱電対を用いて直接測定することも可能である。
また、表２中、Ｘ１値、Ｘ２値は、以下の式（１）から得られる各パスのＸの総和である。
【0065】
【数5】
ｔ０：各熱間圧延パスのロール入側の板厚（ｍｍ）であり、
ｔ１：各熱間圧延パスのロール出側の板厚（ｍｍ）であり、
Ｒ：ロール半径（ｍｍ）であり、
Ｔｍｉｄ：各熱間圧延パスのロール入側の板厚中心の絶対温度（Ｋ）であり、
Ｔｓｕｒ：各熱間圧延パスのロール入側の板表面の絶対温度（Ｋ）であり、
Ａ：以下の式（２）によって決定される定数である。
Ａ＝２８５１＋２９６８Ｃ－１１２０Ｃ２ ・・・式（２）
式（２）において、Ｃ：炭素含有量（質量％）である。
【0066】
得られた各鋼板に関して板厚方向に引張試験を行い、内質特性を評価した。その結果を表２に併記する。引張試験では鋼板中で欠陥が多い傾向がある１／４幅位置で２本、幅中央より１本の引張試験片を採取し、評価を行った。引張試験片の形状はＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した。
絞りは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に基づいた引張試験により取得し、各値の最小値を代表値として絞りが３５％以上の鋼種を圧延によって優れた内質特性を有していると評価した。
また、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に基づいた引張試験により引張強度を測定した。
また、圧延方向にシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０１８）に基づいたシャルピー衝撃試験により、各鋼板の靭性を評価した。
シャルピー衝撃試験では、引張試験同様、欠陥が多い傾向にある１／４幅位置で３本、幅中央より３本のシャルピー試験片を採取し、－５０℃で試験を実施し、各値の最小値を代表値として採用した。シャルピー試験片の形状はＪＩＳ Ｚ ２２４２に基づき、Ｖノッチを採用した。
引張試験において、引張強度４３０ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験において、２７Ｊ以上を示した鋼板を機械的特性に優れていると評価した。
得られた結果を表２に併記する。
表２に示すように本開発例ではポロシティのサイズ（平均面積）、面積率、標準偏差を所望の範囲にまで低下させることで、優れた内質特性や機械的特性が得られていることを確認できた。一方、比較例の鋼板では、内質特性、機械的特性の少なくとも一方を満足できなかった。
絞りは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に基づいた引張試験により取得し、各値の最小値を代表値として絞りが３５％以上の鋼種を圧延によって優れた内質特性を有していると評価した。
また、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に基づいた引張試験により引張強度を測定した。
また、圧延方向にシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０１８）に基づいたシャルピー衝撃試験により、各鋼板の靭性を評価した。
シャルピー衝撃試験では、引張試験同様、欠陥が多い傾向にある１／４幅位置で３本、幅中央より３本のシャルピー試験片を採取し、－５０℃で試験を実施し、各値の最小値を代表値として採用した。シャルピー試験片の形状はＪＩＳ Ｚ ２２４２に基づき、Ｖノッチを採用した。
引張試験において、引張強度４３０ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験において、２７Ｊ以上を示した鋼板を機械的特性に優れていると評価した。
得られた結果を表２に併記する。
表２に示すように本開発例ではポロシティのサイズ（平均面積）、面積率、標準偏差を所望の範囲にまで低下させることで、優れた内質特性や機械的特性が得られていることを確認できた。一方、比較例の鋼板では、内質特性、機械的特性の少なくとも一方を満足できなかった。
【0067】
【表1】
【0068】
【表2】