(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-08-22
(45)【発行日】2024-08-30
(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 20060101AFI20240823BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20240823BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240823BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20240823BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301A
C22C38/14
C22C38/58
C21D8/02 B
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2020063915
(22)【出願日】2020-03-31
(65)【公開番号】P2021161486
(43)【公開日】2021-10-11
【審査請求日】2022-11-01
(73)【特許権者】
【識別番号】000001199
【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所
(74)【代理人】
【識別番号】100145403
【弁理士】
【氏名又は名称】山尾 憲人
(74)【代理人】
【識別番号】100206140
【弁理士】
【氏名又は名称】大釜 典子
(72)【発明者】
【氏名】田代 喜一郎
(72)【発明者】
【氏名】田畑 晃人
【審査官】田口 裕健
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１４－０３１５４６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１２－１０２３９３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１５－１６３７３０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１４－１７７６６９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００８－２６６７３５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１３－１３９６２７（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００－ ８／１０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃ ：０．０８～０．１６質量％、Ｓｉ：０．２５～０．５０質量％、
Ｍｎ：１．１～１．６質量％、
Ｐ ：０質量％超０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超０．００３質量％以下、
Ａｌ：０．０２０～０．０８０質量％、
Ｔｉ：０．００８～０．０２０質量％、
Ｎ ：０．００３０～０．００７０質量％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０質量％、および
残部：鉄および不可避不純物からなり、
板厚の１／４となる部位において、フェライトおよびベイナイトの面積分率の和が８５％以上であり、且つ前記ベイナイトの面積分率が２０～８０％であり、
前記ベイナイトの硬さが２２０．０～３８０．０ＨＶであり、
下記式（１）で表される硬さ分布ＰＨＶが５．０ＨＶ以下であり、且つ板厚１２ｍｍ以上の鋼板。
ＰＨＶ＝μ（ＨＶ断面平均）－ｍｉｎ（ＨＶ断面平均） ・・・（１）
ここで、ＨＶ断面平均は、前記鋼板の任意の位置における板厚方向の平均硬さであり、下記式（２）のように算出される。
ＨＶ断面平均＝（ＨＶ表面下１ｍｍ×３＋ＨＶｔ／４×（ｔ／２－３）＋ＨＶ３ｔ／４×（ｔ／２－３）＋ＨＶ裏面下１ｍｍ×３）／ｔ ・・・（２）
上記式（２）中のｔは前記鋼板の板厚（ｍｍ）であり、ＨＶ表面下１ｍｍは前記鋼板の表面下１ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）であり、ＨＶｔ／４は前記鋼板の表面下ｔ／４ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）であり、ＨＶ３ｔ／４は、前記鋼板の表面下３ｔ／４ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）であり、ＨＶ裏面下１ｍｍは前記鋼板の裏面下１ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）である。
上記式（１）中のμ（ＨＶ断面平均）は、前記鋼板の圧延方向および板厚方向とは垂直方向の任意の１９０ｍｍの区間において、５ｍｍ間隔ごとに測定したＨＶ断面平均の平均値であり、ｍｉｎ（ＨＶ断面平均）は、前記１９０ｍｍの区間において、５ｍｍ間隔ごとに測定したＨＶ断面平均の最小値である。
【請求項2】
Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｎｉ：０質量％超０．５０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超０．５０質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、および
Ｖ ：０質量％超０．１０質量％以下
からなる群から選択される一種以上を更に含有する請求項１に記載の鋼板。
【請求項3】
Ｎｂ：０質量％超０．０３０質量％以下、およびＢ ：０質量％超０．００２質量％以下
からなる群から選択される一種以上を更に含有する請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項4】
請求項１～３のいずれか１項に記載の化学成分組成の鋼を用意する工程と、圧延終了温度を８３０℃～９４０℃として熱間圧延を行う工程と、
Ａｒ３点（℃）－７０℃以上の冷却開始温度から、４００℃～６００℃の冷却停止温度まで、平均冷却速度８～２０℃／秒で冷却する工程と、を含み、
下記式（３）で表されるＰＣＲが３５以下である、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。
ＰＣＲ＝（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１５＋［Ｎｂ］＋Ｓｏｌ．Ｂ×４００）×ＣＲ７００～５００ ・・・（３）
上記式（３）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの含有量を示し、ＣＲ７００～５００は７００℃から５００℃までの前記鋼板表面における平均冷却速度であり、Ｓｏｌ．Ｂは下記式（４）で表される。
Ｓｏｌ．Ｂ＝［Ｂ］－（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４）×１０．８／１４ ・・・（４）
上記式（４）中の［Ｂ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれ、質量％で示したＢ、ＮおよびＴｉの含有量を示す。ただし、上記式（４）の右辺が０未満の場合は、Ｓｏｌ．Ｂ＝０とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示は、鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
建築、橋梁、貯蔵タンク、ラインパイプなどの鋼構造物に用いられる鋼板には、諸性能（十分な加工性、強度、一様伸び特性、靭性および低降伏比）を満足し、且つ安価に製造できることが求められている。
【0003】
特許文献１は、硬質相（すなわち焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトのいずれか１以上）および軟質相（すなわちベイナイトが高温で焼戻された組織であり、セメンタイトの存在しない相）のそれぞれの硬さと、析出物とを制御した、溶接構造用の鋼板を開示している。
【0004】
特許文献２は、フェライト主体またはベイナイト主体の母相中において、島状マルテンサイトである第２相の面積率および存在位置を制御した、高強度ラインパイプ用の溶接鋼管を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【文献】特開２０１５－１６３７３０号公報
【文献】特開２０１２－３１５０９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
しかしながら、特許文献１に記載の鋼板および特許文献２に記載の鋼管は、その製造方法において熱間圧延後に冷却してから、再び加熱する必要があり、製造コストがかかる。
【0007】
本発明の実施形態は、このような状況を鑑みてなされたものであり、その目的の１つは熱間圧延後に冷却してから再び加熱する必要がなく、且つ諸特性（十分な加工性、強度、一様伸び特性、靭性および低降伏比）を満足する鋼板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明の態様１は、
Ｃ ：０．０８～０．１６質量％、
Ｓｉ：０．２５～０．５０質量％、
Ｍｎ：１．１～１．６質量％、
Ｐ ：０質量％超０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超０．００３質量％以下、
Ａｌ：０．０２０～０．０８０質量％、
Ｔｉ：０．００８～０．０２０質量％、
Ｎ ：０．００３０～０．００７０質量％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０質量％、および
残部：鉄および不可避不純物からなり、
フェライトおよびベイナイトの面積分率の和が８５％以上であり、且つ前記ベイナイトの面積分率が２０～８０％であり、
前記ベイナイトの硬さが２２０．０～３８０．０ＨＶであり、
下記式（１）で表される硬さ分布ＰＨＶが５．０ＨＶ以下であり、且つ板厚１２ｍｍ以上の鋼板である。
ＰＨＶ＝μ（ＨＶ断面平均）－ｍｉｎ（ＨＶ断面平均） ・・・（１）
ここで、ＨＶ断面平均は、前記鋼板の任意の位置における板厚方向の平均硬さであり、下記式（２）のように算出される。
ＨＶ断面平均＝（ＨＶ表面下１ｍｍ×３＋ＨＶｔ／４×（ｔ／２－３）＋ＨＶ３ｔ／４×（ｔ／２－３）＋ＨＶ裏面下１ｍｍ×３）／ｔ ・・・（２）
上記式（２）中のｔは前記鋼板の板厚（ｍｍ）であり、ＨＶ表面下１ｍｍは前記鋼板の表面下１ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）であり、ＨＶｔ／４は前記鋼板の表面下ｔ／４ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）であり、ＨＶ３ｔ／４は、前記鋼板の表面下３ｔ／４ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）であり、ＨＶ裏面下１ｍｍは前記鋼板の裏面下１ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）である。
上記式（１）中のμ（ＨＶ断面平均）は、前記鋼板の圧延方向および板厚方向とは垂直方向の幅端部５０ｍｍを除く任意の１９０ｍｍの区間において、５ｍｍ間隔ごとに測定したＨＶ断面平均の平均値であり、ｍｉｎ（ＨＶ断面平均）は、前記１９０ｍｍの区間において、５ｍｍ間隔ごとに測定したＨＶ断面平均の最小値である。
Ｃ ：０．０８～０．１６質量％、
Ｓｉ：０．２５～０．５０質量％、
Ｍｎ：１．１～１．６質量％、
Ｐ ：０質量％超０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超０．００３質量％以下、
Ａｌ：０．０２０～０．０８０質量％、
Ｔｉ：０．００８～０．０２０質量％、
Ｎ ：０．００３０～０．００７０質量％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０質量％、および
残部：鉄および不可避不純物からなり、
フェライトおよびベイナイトの面積分率の和が８５％以上であり、且つ前記ベイナイトの面積分率が２０～８０％であり、
前記ベイナイトの硬さが２２０．０～３８０．０ＨＶであり、
下記式（１）で表される硬さ分布ＰＨＶが５．０ＨＶ以下であり、且つ板厚１２ｍｍ以上の鋼板である。
ＰＨＶ＝μ（ＨＶ断面平均）－ｍｉｎ（ＨＶ断面平均） ・・・（１）
ここで、ＨＶ断面平均は、前記鋼板の任意の位置における板厚方向の平均硬さであり、下記式（２）のように算出される。
ＨＶ断面平均＝（ＨＶ表面下１ｍｍ×３＋ＨＶｔ／４×（ｔ／２－３）＋ＨＶ３ｔ／４×（ｔ／２－３）＋ＨＶ裏面下１ｍｍ×３）／ｔ ・・・（２）
上記式（２）中のｔは前記鋼板の板厚（ｍｍ）であり、ＨＶ表面下１ｍｍは前記鋼板の表面下１ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）であり、ＨＶｔ／４は前記鋼板の表面下ｔ／４ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）であり、ＨＶ３ｔ／４は、前記鋼板の表面下３ｔ／４ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）であり、ＨＶ裏面下１ｍｍは前記鋼板の裏面下１ｍｍの位置における硬さ（ＨＶ）である。
上記式（１）中のμ（ＨＶ断面平均）は、前記鋼板の圧延方向および板厚方向とは垂直方向の幅端部５０ｍｍを除く任意の１９０ｍｍの区間において、５ｍｍ間隔ごとに測定したＨＶ断面平均の平均値であり、ｍｉｎ（ＨＶ断面平均）は、前記１９０ｍｍの区間において、５ｍｍ間隔ごとに測定したＨＶ断面平均の最小値である。
【0009】
本発明の態様２は、
Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超０．５０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超０．５０質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、および
Ｖ ：０質量％超０．１０質量％以下
からなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１に記載の鋼板である。
Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超０．５０質量％以下、
Ｃｒ：０質量％超０．５０質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、および
Ｖ ：０質量％超０．１０質量％以下
からなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１に記載の鋼板である。
【0010】
本発明の態様３は、
Ｎｂ：０質量％超０．０３０質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超０．００２質量％以下
からなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１または２に記載の鋼板である。
Ｎｂ：０質量％超０．０３０質量％以下、および
Ｂ ：０質量％超０．００２質量％以下
からなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１または２に記載の鋼板である。
【0011】
本発明の態様４は、
態様１～３のいずれか１つに記載の化学成分組成の鋼を用意する工程と、
圧延終了温度を８３０℃～９４０℃として熱間圧延を行う工程と、
Ａｒ３点（℃）－７０℃以上の冷却開始温度から、４００℃～６００℃の冷却停止温度まで、平均冷却速度８～２０℃／秒で冷却する工程と、を含み、
下記式（３）で表されるＰＣＲが３５以下である態様１～３のいずれか１つに記載の鋼板の製造方法である。
ＰＣＲ＝（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１５＋［Ｎｂ］＋Ｓｏｌ．Ｂ×４００）×ＣＲ７００～５００ ・・・（３）
上記式（３）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの含有量を示し、ＣＲ７００～５００は７００℃から５００℃までの前記鋼板表面における平均冷却速度であり、Ｓｏｌ．Ｂは下記式（４）で表される。
Ｓｏｌ．Ｂ＝［Ｂ］－（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４）×１０．８／１４ ・・・（４）
上記式（４）中の［Ｂ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれ、質量％で示したＢ、ＮおよびＴｉの含有量を示す。ただし、上記式（４）の右辺が０未満の場合は、Ｓｏｌ．Ｂ＝０とする。
態様１～３のいずれか１つに記載の化学成分組成の鋼を用意する工程と、
圧延終了温度を８３０℃～９４０℃として熱間圧延を行う工程と、
Ａｒ３点（℃）－７０℃以上の冷却開始温度から、４００℃～６００℃の冷却停止温度まで、平均冷却速度８～２０℃／秒で冷却する工程と、を含み、
下記式（３）で表されるＰＣＲが３５以下である態様１～３のいずれか１つに記載の鋼板の製造方法である。
ＰＣＲ＝（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１５＋［Ｎｂ］＋Ｓｏｌ．Ｂ×４００）×ＣＲ７００～５００ ・・・（３）
上記式（３）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの含有量を示し、ＣＲ７００～５００は７００℃から５００℃までの前記鋼板表面における平均冷却速度であり、Ｓｏｌ．Ｂは下記式（４）で表される。
Ｓｏｌ．Ｂ＝［Ｂ］－（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４）×１０．８／１４ ・・・（４）
上記式（４）中の［Ｂ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれ、質量％で示したＢ、ＮおよびＴｉの含有量を示す。ただし、上記式（４）の右辺が０未満の場合は、Ｓｏｌ．Ｂ＝０とする。
【発明の効果】
【0012】
本発明の実施形態では、熱間圧延後に冷却してから再び加熱する必要がなく、且つ諸特性（十分な加工性、強度、一様伸び特性、靭性および低降伏比）を満足す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。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【発明を実施するための形態】
【0014】
本願発明者らは、熱間圧延後に冷却してから再び加熱する必要がなく、且つ諸特性（十分な加工性、強度、一様伸び特性、靭性および低降伏比）を満足する鋼板を実現するべく、様々な角度から検討した。
【0015】
その結果、所定の化学成分組成とするとともに、フェライトおよびベイナイトの面積分率の和を８５％以上、且つベイナイトの面積分率を２０～８０％とし、ベイナイトの硬さを２２０．０～３８０．０ＨＶとし、鋼板表面の圧延方向と直交する方向における硬さ分布ＰＨＶを５．０ＨＶ以下とすることにより、熱間圧延後に冷却してから再び加熱する必要がなく、且つ諸特性を満足する鋼板を提供できることを見出した。さらに、その鋼板の製造方法において、上記硬さ分布ＰＨＶが、化学成分と冷却速度とから導出されるパラメータであるＰＣＲと相関することも同時に見出した。
【0016】
以下に、本発明の実施形態が規定する各要件の詳細を示す。
【0017】
＜１．化学成分組成＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、Ｃ ：０．０８～０．１６質量％、Ｓｉ：０．２５～０．５０質量％、Ｍｎ：１．１～１．６質量％、Ｐ：０質量％超０．０３０質量％以下、Ｓ：０質量％超０．００３質量％以下、Ａｌ：０．０２０～０．０８０質量％、Ｔｉ：０．００８～０．０２０質量％、Ｎ：０．００３０～０．００７０質量％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０質量％、および残部：鉄および不可避不純物からなる。
以下、各元素について詳述する。
本発明の実施形態に係る鋼板は、Ｃ ：０．０８～０．１６質量％、Ｓｉ：０．２５～０．５０質量％、Ｍｎ：１．１～１．６質量％、Ｐ：０質量％超０．０３０質量％以下、Ｓ：０質量％超０．００３質量％以下、Ａｌ：０．０２０～０．０８０質量％、Ｔｉ：０．００８～０．０２０質量％、Ｎ：０．００３０～０．００７０質量％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０質量％、および残部：鉄および不可避不純物からなる。
以下、各元素について詳述する。
【0018】
（Ｃ：０．０８～０．１６質量％）
Ｃは、鋼板の強度を高める元素である。Ｃ含有量が０．０８質量％未満であるとベイナイト分率が低下し、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０．０８質量％以上とする。好ましくは０．０９質量％以上、より好ましくは０．１０質量％以上、更に好ましくは０．１１質量％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．１６質量％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接割れ性が劣化する。よってＣ含有量は０．１６質量％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．１５５質量％以下、より好ましくは０．１５質量％以下である。
Ｃは、鋼板の強度を高める元素である。Ｃ含有量が０．０８質量％未満であるとベイナイト分率が低下し、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０．０８質量％以上とする。好ましくは０．０９質量％以上、より好ましくは０．１０質量％以上、更に好ましくは０．１１質量％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．１６質量％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接割れ性が劣化する。よってＣ含有量は０．１６質量％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．１５５質量％以下、より好ましくは０．１５質量％以下である。
【0019】
（Ｓｉ：０．２５～０．５０質量％）
Ｓｉは脱酸材として、また母材強度向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｓｉを０．２５質量％以上含有させる必要がある。好ましくは０．３０質量％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、母材靭性やＨＡＺ靭性、溶接性が劣化する。よってＳｉ含有量は０．５０質量％以下とする。好ましくは０．４５質量％以下、より好ましくは０．４０質量％以下である。
Ｓｉは脱酸材として、また母材強度向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｓｉを０．２５質量％以上含有させる必要がある。好ましくは０．３０質量％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、母材靭性やＨＡＺ靭性、溶接性が劣化する。よってＳｉ含有量は０．５０質量％以下とする。好ましくは０．４５質量％以下、より好ましくは０．４０質量％以下である。
【0020】
（Ｍｎ：１．１～１．６質量％）
Ｍｎは、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｎを１．１質量％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２質量％以上であり、より好ましくは１．３質量％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、ＭｎＳが生成されて母材靭性やＨＡＺ靭性が劣化する。よってＭｎ含有量は１．６質量％以下とする。好ましくは１．５％質量以下、より好ましくは１．４質量％以下である。
Ｍｎは、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｍｎを１．１質量％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２質量％以上であり、より好ましくは１．３質量％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、ＭｎＳが生成されて母材靭性やＨＡＺ靭性が劣化する。よってＭｎ含有量は１．６質量％以下とする。好ましくは１．５％質量以下、より好ましくは１．４質量％以下である。
【0021】
（Ｐ：０質量％超０．０３０質量％以下）
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ含有量が０．０３０質量％を超えると母材および／またはＨＡＺ部の靭性劣化が著しい。よってＰ含有量は００３０質量％以下とする。好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１０質量％以下である。
Ｐ含有量の下限は、工業上０質量％にすることは困難であるため、０質量％超とし、０．００２質量％以上であり得る。
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ含有量が０．０３０質量％を超えると母材および／またはＨＡＺ部の靭性劣化が著しい。よってＰ含有量は００３０質量％以下とする。好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１０質量％以下である。
Ｐ含有量の下限は、工業上０質量％にすることは困難であるため、０質量％超とし、０．００２質量％以上であり得る。
【0022】
（Ｓ：０質量％超０．００３質量％以下）
Ｓは、多すぎるとＭｎＳを多量に生成して母材および／またはＨＡＺ部の靭性が劣化する。よって、Ｓ含有量は０．００３質量％以下とする。好ましくは０．００２質量％以下である。
Ｓ含有量の下限は、工業上０％にすることは困難であり、０質量％超とする。
Ｓは、多すぎるとＭｎＳを多量に生成して母材および／またはＨＡＺ部の靭性が劣化する。よって、Ｓ含有量は０．００３質量％以下とする。好ましくは０．００２質量％以下である。
Ｓ含有量の下限は、工業上０％にすることは困難であり、０質量％超とする。
【0023】
（Ａｌ：０．０２０～０．０８０質量％）
Ａｌは強脱酸元素であり、その効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量を０．０２０質量％以上とする必要がある。好ましくは０．０２５質量％以上である。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌの酸化物がクラスター状に生成して、母材および／またはＨＡＺの靭性が劣化する。よってＡｌ含有量は０．０８０質量％以下とする。好ましくは０．０６０質量％以下であり、より好ましくは０．０５０質量％以下である。
Ａｌは強脱酸元素であり、その効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量を０．０２０質量％以上とする必要がある。好ましくは０．０２５質量％以上である。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌの酸化物がクラスター状に生成して、母材および／またはＨＡＺの靭性が劣化する。よってＡｌ含有量は０．０８０質量％以下とする。好ましくは０．０６０質量％以下であり、より好ましくは０．０５０質量％以下である。
【0024】
（Ｔｉ：０．００８～０．０２０質量％）
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして析出することで、溶接時のＨＡＺ部でのオーステナイト粒の粗大化を防止しかつフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ部の靭性を向上させるのに有効な元素である。特に大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性確保には有効である。これらの効果を発揮させるためには、Ｔｉを０．００８質量％以上含有させる必要がある。より好ましくは０．００９質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、固溶ＴｉやＴｉＣが析出して母材とＨＡＺ部の靭性が劣化する。よって、Ｔｉ含有量は０．０２０質量％以下とする。好ましくは０．０１７質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして析出することで、溶接時のＨＡＺ部でのオーステナイト粒の粗大化を防止しかつフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ部の靭性を向上させるのに有効な元素である。特に大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性確保には有効である。これらの効果を発揮させるためには、Ｔｉを０．００８質量％以上含有させる必要がある。より好ましくは０．００９質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、固溶ＴｉやＴｉＣが析出して母材とＨＡＺ部の靭性が劣化する。よって、Ｔｉ含有量は０．０２０質量％以下とする。好ましくは０．０１７質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
【0025】
（Ｎ：０．００３０～０．００７０質量％）
Ｎは、鋼組織中にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺ部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、さらにフェライト変態を促進させて、ＨＡＺ部の靭性を向上させる元素である。特に大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性確保には有効である。これらの効果を発揮させるためには、Ｎを０．０３０質量％以上含有させる必要がある。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含有量が過剰になると、固溶Ｎの存在によりＨＡＺ靭性がかえって劣化する。よって、Ｎ含有量は、０．００７０質量％以下とする。好ましくは０．００６５質量％以下であり、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
Ｎは、鋼組織中にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺ部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、さらにフェライト変態を促進させて、ＨＡＺ部の靭性を向上させる元素である。特に大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性確保には有効である。これらの効果を発揮させるためには、Ｎを０．０３０質量％以上含有させる必要がある。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含有量が過剰になると、固溶Ｎの存在によりＨＡＺ靭性がかえって劣化する。よって、Ｎ含有量は、０．００７０質量％以下とする。好ましくは０．００６５質量％以下であり、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
【0026】
（Ｃａ：０．０００５～０．００５０質量％）
Ｃａは、硫化物の形態を制御する作用があり、ＣａＳを形成することによってＭｎＳの形成を抑制する効果がある。この効果を発揮させるためには、Ｃａ含有量を０．０００５質量％以上とする必要がある。好ましくは０．００１０質量％以上であり、より好ましくは０．００１５質量％以上である。
一方、Ｃａ含有量が過剰になると、介在物が粗大化し母材靭性および／またはＨＡＺ靭性が劣化する。よって、Ｃａ含有量は、０．００５０質量％以下とする。好ましくは０．００４０質量％以下であり、より好ましくは０．００３０質量％以下である。
Ｃａは、硫化物の形態を制御する作用があり、ＣａＳを形成することによってＭｎＳの形成を抑制する効果がある。この効果を発揮させるためには、Ｃａ含有量を０．０００５質量％以上とする必要がある。好ましくは０．００１０質量％以上であり、より好ましくは０．００１５質量％以上である。
一方、Ｃａ含有量が過剰になると、介在物が粗大化し母材靭性および／またはＨＡＺ靭性が劣化する。よって、Ｃａ含有量は、０．００５０質量％以下とする。好ましくは０．００４０質量％以下であり、より好ましくは０．００３０質量％以下である。
【0027】
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、残部は鉄及び不可避不純物である。不可避不純物として、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。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、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。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、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。
【0028】
さらに、本発明の実施形態に係る鋼板は、必要に応じて以下の任意元素を選択的に含有してよく、含有される成分に応じて鋼板の特性が更に改善される。
【0029】
（Ｃｕ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｎｉ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｃｒ：０質量％超０．５０質量％以下、Ｍｏ：０質量％超０．５０質量％以下、およびＶ：０質量％超０．１０質量％以下からなる群から選択される一種以上）
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒはいずれも、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。この効果を発揮させるためには、Ｃｕを０質量％超含むことが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上、更に好ましくは０．０５質量％以上、更により好ましくは０．１０質量％以上である。ＮｉおよびＣｒについてもＣｕと同様である。
一方、Ｃｕ含有量が過剰になると靭性が劣化するため、０．５０質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４０質量％以下、更に好ましくは０．３０質量％以下である。ＮｉおよびＣｒについてもＣｕと同様である。
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒはいずれも、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。この効果を発揮させるためには、Ｃｕを０質量％超含むことが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上、更に好ましくは０．０５質量％以上、更により好ましくは０．１０質量％以上である。ＮｉおよびＣｒについてもＣｕと同様である。
一方、Ｃｕ含有量が過剰になると靭性が劣化するため、０．５０質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４０質量％以下、更に好ましくは０．３０質量％以下である。ＮｉおよびＣｒについてもＣｕと同様である。
【0030】
Ｍｏは、焼入れ性を向上させるとともに、炭化物を析出しやすい元素であり、強度を高めるのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｍｏ含有量を０質量％含むことが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上、更に好ましくは０．０５質量％以上、更により好ましくは０．１０質量％以上である。
一方で、Ｍｏ含有量が過剰になるとＨＡＺ靭性および溶接性が劣化する。よってＭｏ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４０質量％以下、更に好ましくは０．３０質量％以下である。
一方で、Ｍｏ含有量が過剰になるとＨＡＺ靭性および溶接性が劣化する。よってＭｏ含有量は０．５０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４０質量％以下、更に好ましくは０．３０質量％以下である。
【0031】
Ｖは、炭化物および／または窒化物を形成して強度の向上に有効な元素であり、この効果を発揮させるためには０質量％超含むことが好ましく、より好ましくは０．００３質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。
一方、Ｖ含有量が過剰になると溶接性と母材靭性が劣化する。よってＶ含有量は、０．１質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８質量％以下、更に好ましくは０．０６質量％以下である。
一方、Ｖ含有量が過剰になると溶接性と母材靭性が劣化する。よってＶ含有量は、０．１質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８質量％以下、更に好ましくは０．０６質量％以下である。
【0032】
（Ｎｂ：０質量％超０．０３０質量％以下、およびＢ：０質量％超０．００２質量％以下からなる群から選択される一種以上）
Ｎｂは、溶接性を劣化させることなく強度と母材靭性を高めるのに有効な元素である。この効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．００２質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上、更により好ましくは０．０２０質量％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると結晶粒が著しく微細化して、低ＹＲ特性が困難になり、ＨＡＺの靭性も劣化する。よって、Ｎｂ含有量は０．０３０質量％とすることが好ましく、より好ましくは０．０２５質量％以下、更に好ましくは０．０２０質量％以下である。
Ｎｂは、溶接性を劣化させることなく強度と母材靭性を高めるのに有効な元素である。この効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．００２質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上、更により好ましくは０．０２０質量％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が過剰になると結晶粒が著しく微細化して、低ＹＲ特性が困難になり、ＨＡＺの靭性も劣化する。よって、Ｎｂ含有量は０．０３０質量％とすることが好ましく、より好ましくは０．０２５質量％以下、更に好ましくは０．０２０質量％以下である。
【0033】
Ｂは、焼入れ性を高め、母材および溶接部の強度を高めるとともに、溶接時に、加熱されたＨＡＺ部が冷却する過程でＮと結合してＢＮを析出し、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ靭性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには、Ｂ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０００２質量％以上、更に好ましくは０．０００５質量％以上、更により好ましくは０．００１０質量％以上である。
一方で、Ｂ含有量が過剰になると、母材とＨＡＺ部の靭性が劣化する他、溶接性の劣化を招く。よって、Ｂ含有量は０．００２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
一方で、Ｂ含有量が過剰になると、母材とＨＡＺ部の靭性が劣化する他、溶接性の劣化を招く。よって、Ｂ含有量は０．００２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１５質量％以下である。
【0034】
（その他）
本発明の実施形態に係る鋼板の化学成分組成において、炭素当量（Ｃｅｑ）は０．４４以下にすることが好ましい。Ｃｅｑが０．４４以下とすることにより、溶接性の劣化を抑制でき、好ましくは０．４２以下、より好ましくは０．４０以下である。
なお、Ｃｅｑは下記式（５）のように計算される。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１５ ・・・（５）
上記式（５）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示す。
本発明の実施形態に係る鋼板の化学成分組成において、炭素当量（Ｃｅｑ）は０．４４以下にすることが好ましい。Ｃｅｑが０．４４以下とすることにより、溶接性の劣化を抑制でき、好ましくは０．４２以下、より好ましくは０．４０以下である。
なお、Ｃｅｑは下記式（５）のように計算される。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１５ ・・・（５）
上記式（５）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示す。
【0035】
＜２．金属組織＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、フェライトおよびベイナイトの面積分率の和が８５％以上であり、且つベイナイトの面積分率が２０～８０％であり、ベイナイトの硬さが２２０．０～３８０．０ＨＶである。
本発明の実施形態に係る鋼板は、フェライトおよびベイナイトの面積分率の和が８５％以上であり、且つベイナイトの面積分率が２０～８０％であり、ベイナイトの硬さが２２０．０～３８０．０ＨＶである。
【0036】
低降伏比を得るために、フェライトおよびベイナイトの面積分率の和を８５％以上とする必要がある。フェライトおよびベイナイト以外の組織としては、パーライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み得る。フェライトおよびベイナイトの面積分率の和が９０％以上であることが好ましく、より好ましくは９５％以上、最も好ましくは１００％、すなわち、鋼板の金属組織がフェライトおよびベイナイトからなることである。
【0037】
所望の強度と低降伏比を得るために、ベイナイトの面積分率を２０～８０％にする必要がある。ベイナイトの面積分率が２０％未満であると鋼板の強度が不足し、また降伏比が高くなる。好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上である。
一方、８０％を超えると強度が高くなりすぎて加工性が劣化する。好ましくは７５％以下、より好ましくは７０％以下である。
一方、８０％を超えると強度が高くなりすぎて加工性が劣化する。好ましくは７５％以下、より好ましくは７０％以下である。
【0038】
強度と低降伏比を得るために、上記ベイナイトの硬さが２２０．０～３８０．０ＨＶである必要がある。ベイナイト硬さが２２０．０ＨＶ未満であると、鋼板の強度が不足する。好ましくは２３０．０ＨＶ以上、より好ましくは２４０．０ＨＶ以上である。
一方、ベイナイト硬さが３８０．０ＨＶ超だと、強度が高くなりすぎるおそれがあり、また母材靭性が劣化する。好ましくは３６０．０ＨＶ以下、より好ましくは３４０．０ＨＶ以下である。
一方、ベイナイト硬さが３８０．０ＨＶ超だと、強度が高くなりすぎるおそれがあり、また母材靭性が劣化する。好ましくは３６０．０ＨＶ以下、より好ましくは３４０．０ＨＶ以下である。
【0039】
＜３．硬さ分布＞
本発明者らは、十分な一様伸び特性を得るために、板厚方向の平均硬さＨＶ断面平均の分布（すなわち平均値－最小値）を小さくする必要があることを見出した。すなわち、ＨＶ断面平均のばらつきが大きいと、ＨＶ断面平均の低い部分の変形が支配的となるため、ＨＶ断面平均の硬い部分はほとんど伸びることができず、一様伸び特性が低下する。
図１は、硬さ分布ＰＨＶの求める際の、鋼板の硬さ測定位置を示す模式図である。図１に示すように、鋼板１の圧延方向Ｙおよび板厚方向Ｚと直行するＸ方向において任意の１９０ｍｍ区間１Ｂを選択する。区間１Ｂにおいて、Ｘ方向に５ｍｍ間隔で、板厚方向の平均硬さＨＶ断面平均を測定する。ＨＶ断面平均は後述するように、鋼板１の表面１ＡからＺ方向に１ｍｍの位置Ｄ１、ｔ（板厚）／４ｍｍの位置Ｄ２、３ｔ／４ｍｍの位置Ｄ３およびｔ－１ｍｍの位置（または裏面から１ｍｍの位置）Ｄ４の硬さ（それぞれをＨＶ表面下１ｍｍ、ＨＶｔ／４、ＨＶ３ｔ／４およびＨＶ裏面下１ｍｍと称する）を測定することにより求められる。なお、図１において硬さ測定位置は黒丸●で示している。
本発明者らは、十分な一様伸び特性を得るために、板厚方向の平均硬さＨＶ断面平均の分布（すなわち平均値－最小値）を小さくする必要があることを見出した。すなわち、ＨＶ断面平均のばらつきが大きいと、ＨＶ断面平均の低い部分の変形が支配的となるため、ＨＶ断面平均の硬い部分はほとんど伸びることができず、一様伸び特性が低下する。
図１は、硬さ分布ＰＨＶの求める際の、鋼板の硬さ測定位置を示す模式図である。図１に示すように、鋼板１の圧延方向Ｙおよび板厚方向Ｚと直行するＸ方向において任意の１９０ｍｍ区間１Ｂを選択する。区間１Ｂにおいて、Ｘ方向に５ｍｍ間隔で、板厚方向の平均硬さＨＶ断面平均を測定する。ＨＶ断面平均は後述するように、鋼板１の表面１ＡからＺ方向に１ｍｍの位置Ｄ１、ｔ（板厚）／４ｍｍの位置Ｄ２、３ｔ／４ｍｍの位置Ｄ３およびｔ－１ｍｍの位置（または裏面から１ｍｍの位置）Ｄ４の硬さ（それぞれをＨＶ表面下１ｍｍ、ＨＶｔ／４、ＨＶ３ｔ／４およびＨＶ裏面下１ｍｍと称する）を測定することにより求められる。なお、図１において硬さ測定位置は黒丸●で示している。
【0040】
図２Ａは、ある断面における板厚方向の硬さの変化を模式的に表したものである。図２Ａに示すように、板厚方向における硬さは、多くの場合、下に凸の曲線状に変化する。
図２Ｂは、本発明の実施形態に係る板厚方向の平均硬さＨＶ断面平均を算出する方法を説明する図である。本発明の実施形態では、図２Ａと図２Ｂとの間で、下記（ア）～（エ）の関係が成り立つと仮定している。
（ア）図２Ａに示す表面下０～３ｍｍの領域Ｒ１における硬さの積分値（面積Ｓ１）は、図２Ｂに示す表面下１ｍｍの位置硬さＨＶ表面下１ｍｍ（すなわち、表面１Ａからの板厚方向における位置１ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点Ｐ１における硬さ）×３ｍｍで表される面積（Ｓ１’）とほぼ等しい。
（イ）図２Ａに示す表面下３ｍｍ～ｔ（板厚）／２ｍｍの領域Ｒ２における硬さの積分値（面積Ｓ２）は、図２Ｂに示す表面下ｔ／４ｍｍの位置の硬さＨＶｔ／４（すなわち、表面１Ａからの板厚方向における位置ｔ／４ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点Ｐ２における硬さ）×（ｔ／２－３）ｍｍの面積Ｓ２’とほぼ等しい。
（ウ）図２Ａに示す表面下ｔ／２～ｔ－３ｍｍ（または裏面下３ｍｍ～ｔ／２ｍｍ）の領域Ｒ３における硬さの積分値（面積Ｓ３）は、図２Ｂに示す表面下３ｔ／４ｍｍの位置の硬さＨＶ３ｔ／４（すなわち、表面１Ａからの板厚方向における位置３ｔ／４ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点Ｐ３における硬さ）×（ｔ／２－３）ｍｍの面積Ｓ３’とほぼ等しい。
（エ）図２Ａに示す裏面下０ｍｍ～３ｍｍの領域Ｒ４における硬さの積分値（面積Ｓ４）は、図２Ｂに示す裏面下１ｍｍの位置の硬さＨＶ裏面下１ｍｍ（すなわち、表面１Ａからの板厚方向における位置ｔ－１ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点Ｐ４における硬さ）×３ｍｍの面積Ｓ４’とほぼ等しい。
以上より、本発明の実施形態では、板厚方向の平均硬さＨＶ断面平均を、下記式（２）のように算出する。
ＨＶ断面平均＝（ＨＶ表面下１ｍｍ×３＋ＨＶｔ／４×（ｔ／２－３）＋ＨＶ３ｔ／４×（ｔ／２－３）＋ＨＶ裏面下１ｍｍ×３）／ｔ ・・・（２）
なお、図２Ａおよび図２Ｂでは、ＨＶ表面下１ｍｍ＝ＨＶ裏面下１ｍｍ、およびＨＶｔ／４＝ＨＶ３ｔ／４の場合を例示的に示すが、これらは異なっていてもよい。
図２Ｂは、本発明の実施形態に係る板厚方向の平均硬さＨＶ断面平均を算出する方法を説明する図である。本発明の実施形態では、図２Ａと図２Ｂとの間で、下記（ア）～（エ）の関係が成り立つと仮定している。
（ア）図２Ａに示す表面下０～３ｍｍの領域Ｒ１における硬さの積分値（面積Ｓ１）は、図２Ｂに示す表面下１ｍｍの位置硬さＨＶ表面下１ｍｍ（すなわち、表面１Ａからの板厚方向における位置１ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点Ｐ１における硬さ）×３ｍｍで表される面積（Ｓ１’）とほぼ等しい。
（イ）図２Ａに示す表面下３ｍｍ～ｔ（板厚）／２ｍｍの領域Ｒ２における硬さの積分値（面積Ｓ２）は、図２Ｂに示す表面下ｔ／４ｍｍの位置の硬さＨＶｔ／４（すなわち、表面１Ａからの板厚方向における位置ｔ／４ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点Ｐ２における硬さ）×（ｔ／２－３）ｍｍの面積Ｓ２’とほぼ等しい。
（ウ）図２Ａに示す表面下ｔ／２～ｔ－３ｍｍ（または裏面下３ｍｍ～ｔ／２ｍｍ）の領域Ｒ３における硬さの積分値（面積Ｓ３）は、図２Ｂに示す表面下３ｔ／４ｍｍの位置の硬さＨＶ３ｔ／４（すなわち、表面１Ａからの板厚方向における位置３ｔ／４ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点Ｐ３における硬さ）×（ｔ／２－３）ｍｍの面積Ｓ３’とほぼ等しい。
（エ）図２Ａに示す裏面下０ｍｍ～３ｍｍの領域Ｒ４における硬さの積分値（面積Ｓ４）は、図２Ｂに示す裏面下１ｍｍの位置の硬さＨＶ裏面下１ｍｍ（すなわち、表面１Ａからの板厚方向における位置ｔ－１ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点Ｐ４における硬さ）×３ｍｍの面積Ｓ４’とほぼ等しい。
以上より、本発明の実施形態では、板厚方向の平均硬さＨＶ断面平均を、下記式（２）のように算出する。
ＨＶ断面平均＝（ＨＶ表面下１ｍｍ×３＋ＨＶｔ／４×（ｔ／２－３）＋ＨＶ３ｔ／４×（ｔ／２－３）＋ＨＶ裏面下１ｍｍ×３）／ｔ ・・・（２）
なお、図２Ａおよび図２Ｂでは、ＨＶ表面下１ｍｍ＝ＨＶ裏面下１ｍｍ、およびＨＶｔ／４＝ＨＶ３ｔ／４の場合を例示的に示すが、これらは異なっていてもよい。
【0041】
上記のようにして求めたＨＶ断面平均において、１９０ｍｍ区間中の平均値μ（ＨＶ断面平均）と、最小値ｍｉｎ（ＨＶ断面平均）を求める。硬さ分布ＰＨＶは、平均値μ（ＨＶ断面平均）と最小値ｍｉｎ（ＨＶ断面平均）を用いて、下記式（１）のように算出される。
ＰＨＶ＝μ（ＨＶ断面平均）－ｍｉｎ（ＨＶ断面平均） ・・・（１）
ＰＨＶ＝μ（ＨＶ断面平均）－ｍｉｎ（ＨＶ断面平均） ・・・（１）
【0042】
本発明者らは、一様伸び特性、特に引張強度（ＴＳ）および一様伸び（ＵＥＬ）の積と、ＰＨＶとが相関し、ＰＨＶを５．０ＨＶ以下とすることにより高いＴＳ×ＵＥＬの鋼板が得られることを見出した。５．０ＨＶ超だと、十分なＴＳ×ＵＥＬを得ることができない。
【0043】
本発明の実施形態に係る鋼板は、建築、橋梁、貯蔵タンク、ラインパイプなどの鋼構造物への使用を想定して、板厚を１２ｍｍ以上とする。好ましくは１５ｍｍ以上であり、より好ましくは１９ｍｍ以上である。
【0044】
本発明の実施形態に係る鋼板は、諸特性（十分な加工性、強度、一様伸び特性、靭性および低降伏比）を満足する。
十分な加工性を示すには、強度が高すぎないことが重要であり、本発明の実施形態に係る鋼板は、降伏強度（ＹＳ）５００ＭＰ以下且つ引張強度（ＴＳ）６７０ＭＰａ以下を満たす。好ましくは、ＹＳ４５０ＭＰａ以下であり、ＴＳ６００ＭＰａ以下である。
本発明の実施形態に係る鋼板は、高強度であり、具体的には、降伏強度（ＹＳ）３２５ＭＰａ以上且つ引張強度（ＴＳ）５００ＭＰａ以上を満たす。好ましくは、ＹＳ３５０ＭＰａ以上であり、ＴＳ５５０ＭＰａ以上である。
本発明の実施形態に係る鋼板は、十分な一様伸び特性を示し、具体的には、一様伸び（ＵＥＬ）５％以上、且つＴＳ×ＵＥＬが４５００（ＭＰａ・％）以上を満たす。ＵＥＬは、好ましくは１０％以上であり、さらに好ましくは１１％以上である。また、ＴＳ×ＵＥＬは、好ましくは６０００ＭＰａ・％以上であり、さらに好ましくは７０００ＭＰａ・％以上である。
本発明の実施形態に係る鋼板は、高靭性であり、具体的には、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）－３０℃未満を満たす。好ましくは－４５℃以下、より好ましくは－５５℃以下である。
本発明の実施形態に係る鋼板は、低降伏比であり、具体的には、降伏比（ＹＲ）８０％以下を満たす。好ましくは、７８％以下である。
十分な加工性を示すには、強度が高すぎないことが重要であり、本発明の実施形態に係る鋼板は、降伏強度（ＹＳ）５００ＭＰ以下且つ引張強度（ＴＳ）６７０ＭＰａ以下を満たす。好ましくは、ＹＳ４５０ＭＰａ以下であり、ＴＳ６００ＭＰａ以下である。
本発明の実施形態に係る鋼板は、高強度であり、具体的には、降伏強度（ＹＳ）３２５ＭＰａ以上且つ引張強度（ＴＳ）５００ＭＰａ以上を満たす。好ましくは、ＹＳ３５０ＭＰａ以上であり、ＴＳ５５０ＭＰａ以上である。
本発明の実施形態に係る鋼板は、十分な一様伸び特性を示し、具体的には、一様伸び（ＵＥＬ）５％以上、且つＴＳ×ＵＥＬが４５００（ＭＰａ・％）以上を満たす。ＵＥＬは、好ましくは１０％以上であり、さらに好ましくは１１％以上である。また、ＴＳ×ＵＥＬは、好ましくは６０００ＭＰａ・％以上であり、さらに好ましくは７０００ＭＰａ・％以上である。
本発明の実施形態に係る鋼板は、高靭性であり、具体的には、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）－３０℃未満を満たす。好ましくは－４５℃以下、より好ましくは－５５℃以下である。
本発明の実施形態に係る鋼板は、低降伏比であり、具体的には、降伏比（ＹＲ）８０％以下を満たす。好ましくは、７８％以下である。
【0045】
＜４．製造方法＞
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、圧延終了温度を８３０℃～９４０℃として熱間圧延を行う工程と、Ａｒ３点（℃）－７０℃以上の冷却開始温度から４００℃～６００℃の冷却停止温度まで、平均冷却速度８～２０℃／秒で冷却する工程と、を含み、後述するＰＣＲが３５以下である鋼板の製造方法である。上記のように、本発明の実施形態に係る鋼板を製造するのに、冷却後の再加熱を必要としない。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、圧延終了温度を８３０℃～９４０℃として熱間圧延を行う工程と、Ａｒ３点（℃）－７０℃以上の冷却開始温度から４００℃～６００℃の冷却停止温度まで、平均冷却速度８～２０℃／秒で冷却する工程と、を含み、後述するＰＣＲが３５以下である鋼板の製造方法である。上記のように、本発明の実施形態に係る鋼板を製造するのに、冷却後の再加熱を必要としない。
【0046】
（熱間圧延を行う工程）
熱間圧延終了時の温度が低いと、組織の異方性が発現し音響異方性を損なう。よって、熱間圧延終了時の温度は８３０℃以上とし、好ましくは８４０℃以上、より好ましくは８５０℃以上である。
一方、結晶粒微細化の観点からは、熱間圧延時の温度は高過ぎない方がよく、熱間圧延終了時の温度を９４０℃以下とする。好ましくは９３０℃以下、より好ましくは９２０℃以下である。
なお、熱間圧延終了時の温度とは、最終の熱間圧延パスの直前の鋼板表面温度を指し、熱電対または放射温度計により測定することができる。
熱間圧延終了時の温度が低いと、組織の異方性が発現し音響異方性を損なう。よって、熱間圧延終了時の温度は８３０℃以上とし、好ましくは８４０℃以上、より好ましくは８５０℃以上である。
一方、結晶粒微細化の観点からは、熱間圧延時の温度は高過ぎない方がよく、熱間圧延終了時の温度を９４０℃以下とする。好ましくは９３０℃以下、より好ましくは９２０℃以下である。
なお、熱間圧延終了時の温度とは、最終の熱間圧延パスの直前の鋼板表面温度を指し、熱電対または放射温度計により測定することができる。
【0047】
（冷却する工程）
熱間圧延終了後、Ａｒ３点（℃）－７０℃以上で冷却を開始する。冷却開始温度をＡｒ３点（℃）－７０℃未満とすると、ベイナイト分率が低下するおそれがある。また、冷却開始温度は、圧延終了温度以下とすることが、追加の加熱工程を必要としないため好ましい。
なお、冷却開始温度は、冷却開始した時点（すなわち冷却装置に鋼板を入れる直前）の鋼板表面温度を指し、熱電対または放射温度計により測定することができる。
Ａｒ３点（℃）は熱膨張試験によって測定してもよいし、下記式（６）によって計算してもよい。
Ａｒ３点（℃）＝９１０－３１０×［Ｃ］－８０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｕ］－１５×［Ｃｒ］－５５×［Ｎｉ］－８０×［Ｍｏ］－０．３５（ｔ－８） ・・・（６）
上記式（６）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示し、ｔは板厚を示す。
熱間圧延終了後、Ａｒ３点（℃）－７０℃以上で冷却を開始する。冷却開始温度をＡｒ３点（℃）－７０℃未満とすると、ベイナイト分率が低下するおそれがある。また、冷却開始温度は、圧延終了温度以下とすることが、追加の加熱工程を必要としないため好ましい。
なお、冷却開始温度は、冷却開始した時点（すなわち冷却装置に鋼板を入れる直前）の鋼板表面温度を指し、熱電対または放射温度計により測定することができる。
Ａｒ３点（℃）は熱膨張試験によって測定してもよいし、下記式（６）によって計算してもよい。
Ａｒ３点（℃）＝９１０－３１０×［Ｃ］－８０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｕ］－１５×［Ｃｒ］－５５×［Ｎｉ］－８０×［Ｍｏ］－０．３５（ｔ－８） ・・・（６）
上記式（６）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示し、ｔは板厚を示す。
【0048】
冷却停止温度は４００～６００℃とし、冷却開始温度～冷却停止温度までの平均冷却速度は、８～２０℃／秒とする必要がある。平均冷却速度が８℃／秒未満だと、ベイナイト分率が低下してしまう。好ましくは９℃／秒以上、より好ましくは１０℃／秒以上である。
一方、平均冷却速度が２０℃／秒超だと、ベイナイト分率が必要以上に高くなってしまう。好ましくは１８℃／秒以下、より好ましくは１５℃／秒以下である。
なお、冷却停止温度とは冷却終了後に複熱が完了した時点の鋼板表面の温度を意味する。複熱中に表面温度や板厚中心温度は板厚方向平均温度に収斂していくため、冷却完了後に複熱が完了した時点の表面の温度は冷却停止直後の板厚方向平均温度と同義と考えて良い。板厚方向平均温度は、熱電対によって、板厚方向の複数箇所（少なくとも５点）を等間隔に測定して求めてもよいし、鋼板表面温度から熱伝達特性を考慮したシミュレーションにより求めてもよい。平均冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度の差を冷却に要した時間で除して求めることができる。
一方、平均冷却速度が２０℃／秒超だと、ベイナイト分率が必要以上に高くなってしまう。好ましくは１８℃／秒以下、より好ましくは１５℃／秒以下である。
なお、冷却停止温度とは冷却終了後に複熱が完了した時点の鋼板表面の温度を意味する。複熱中に表面温度や板厚中心温度は板厚方向平均温度に収斂していくため、冷却完了後に複熱が完了した時点の表面の温度は冷却停止直後の板厚方向平均温度と同義と考えて良い。板厚方向平均温度は、熱電対によって、板厚方向の複数箇所（少なくとも５点）を等間隔に測定して求めてもよいし、鋼板表面温度から熱伝達特性を考慮したシミュレーションにより求めてもよい。平均冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度の差を冷却に要した時間で除して求めることができる。
【0049】
冷却開始温度～冷却停止温度までの平均冷却速度が８～２０℃／秒であっても、冷却停止温度が６００℃超だと、ベイナイト変態が進む前に冷却が完了してしまい、ベイナイト分率が低下してしまう。好ましくは５８０℃以下であり、より好ましくは５５０℃以下である。
一方、冷却開始温度～冷却停止温度までの平均冷却速度が８～２０℃／秒であっても、冷却停止温度が４００℃未満だと、ベイナイトが著しく硬化する、および／またはより硬いマルテンサイトが析出するなどの問題が生じる。好ましくは４３０℃以上、より好ましくは４５０℃以上である。
一方、冷却開始温度～冷却停止温度までの平均冷却速度が８～２０℃／秒であっても、冷却停止温度が４００℃未満だと、ベイナイトが著しく硬化する、および／またはより硬いマルテンサイトが析出するなどの問題が生じる。好ましくは４３０℃以上、より好ましくは４５０℃以上である。
【0050】
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、下記式（３）で表されるＰＣＲが３５以下である必要がある。
ＰＣＲ＝（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１５＋［Ｎｂ］＋Ｓｏｌ．Ｂ×４００）×ＣＲ７００～５００ ・・・（３）
上記式（３）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの含有量を示し、ＣＲ７００～５００は７００℃から５００℃までの前記鋼板表面における平均冷却速度であり、Ｓｏｌ．Ｂは下記式（４）で表される。
Ｓｏｌ．Ｂ＝［Ｂ］－（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４）×１０．８／１４ ・・・（４）
上記式（４）中の［Ｂ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれ、質量％で示したＢ、ＮおよびＴｉの含有量を示す。ただし、上記式（４）の右辺が０未満の場合は、Ｓｏｌ．Ｂ＝０とする。
ＰＣＲ＝（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１５＋［Ｎｂ］＋Ｓｏｌ．Ｂ×４００）×ＣＲ７００～５００ ・・・（３）
上記式（３）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］および［Ｎｂ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの含有量を示し、ＣＲ７００～５００は７００℃から５００℃までの前記鋼板表面における平均冷却速度であり、Ｓｏｌ．Ｂは下記式（４）で表される。
Ｓｏｌ．Ｂ＝［Ｂ］－（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４）×１０．８／１４ ・・・（４）
上記式（４）中の［Ｂ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は、それぞれ、質量％で示したＢ、ＮおよびＴｉの含有量を示す。ただし、上記式（４）の右辺が０未満の場合は、Ｓｏｌ．Ｂ＝０とする。
【0051】
上記冷却する工程における冷却方法は、例えば、水冷とすることができる。
冷却中の鋼板内で冷却速度ばらつきが大きい場合、および冷却停止後の温度偏差が大きい場合に硬さ分布ＰＨＶは大きくなる。
鋼板を水冷する際に、冷却水と鋼板の間に蒸気膜が存在している膜沸騰状態と、冷却水と鋼板が直接触れ合う核沸騰状態とが同時に発生すると、特に鋼板表面が７００～５００℃の場合に、鋼板表面からの抜熱特性がばらつき、鋼板内の冷却速度ばらつきをもたらす（以下、膜沸騰状態および核沸騰状態が同時に発生した状態を「遷移沸騰状態」と称する）。特に鋼板冷却時の水量が多い場合、冷却水の水圧によって鋼板表面の蒸気膜が破れやすくなり、遷移沸騰状態となる。そのため、鋼板内の冷却速度がばらついたり、冷却停止後の温度偏差が大きくなる結果、硬さ分布ＰＨＶが大きくなってしまう。
以上を考慮して、鋼板表面における７００～５００℃までの平均冷却速度ＣＲ７００～５００は、５０℃／秒以下にすることが好ましい。より好ましくは４０℃／秒以下である。なお、鋼板表面における温度は、熱電対によって測定して求めてもよいし、冷却直前の表面温度、冷却終了後複熱が完了した時点での表面温度および冷却に要した時間から熱伝達率等を考慮してシミュレーションにより求めてもよい。また、ＣＲ７００～５００は鋼板表面における７００℃と５００℃の差（２００℃）を冷却に要した時間で除することで求めることができる。
冷却中の鋼板内で冷却速度ばらつきが大きい場合、および冷却停止後の温度偏差が大きい場合に硬さ分布ＰＨＶは大きくなる。
鋼板を水冷する際に、冷却水と鋼板の間に蒸気膜が存在している膜沸騰状態と、冷却水と鋼板が直接触れ合う核沸騰状態とが同時に発生すると、特に鋼板表面が７００～５００℃の場合に、鋼板表面からの抜熱特性がばらつき、鋼板内の冷却速度ばらつきをもたらす（以下、膜沸騰状態および核沸騰状態が同時に発生した状態を「遷移沸騰状態」と称する）。特に鋼板冷却時の水量が多い場合、冷却水の水圧によって鋼板表面の蒸気膜が破れやすくなり、遷移沸騰状態となる。そのため、鋼板内の冷却速度がばらついたり、冷却停止後の温度偏差が大きくなる結果、硬さ分布ＰＨＶが大きくなってしまう。
以上を考慮して、鋼板表面における７００～５００℃までの平均冷却速度ＣＲ７００～５００は、５０℃／秒以下にすることが好ましい。より好ましくは４０℃／秒以下である。なお、鋼板表面における温度は、熱電対によって測定して求めてもよいし、冷却直前の表面温度、冷却終了後複熱が完了した時点での表面温度および冷却に要した時間から熱伝達率等を考慮してシミュレーションにより求めてもよい。また、ＣＲ７００～５００は鋼板表面における７００℃と５００℃の差（２００℃）を冷却に要した時間で除することで求めることができる。
【0052】
また、上記式（３）中の（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１５＋［Ｎｂ］＋Ｓｏｌ．Ｂ×４００）が大きい場合、硬さにおよぼす冷却速度の影響が敏感となり、鋼板内冷却速度ばらつきが小さい場合でも硬さばらつきが生じやすく、硬さ分布ＰＨＶが大きくなってしまう。
【0053】
上記のように鋼板表面の冷却速度と化学成分を適切に制御することで硬さ分布ＰＨＶを制御することができる。具体的には、上記式（３）で表されるＰＣＲを３５以下にすることにより、鋼板表面の圧延方向と直交する方向の硬さ分布を小さくすることができる。好ましくは３０以下であり、より好ましくは２５以下、更に好ましくは２３以下、更により好ましくは２０以下である。一方で、強度確保の観点からは、ＰＣＲを３以上にすることが好ましい。
【0054】
熱間圧延を行う工程後冷却を開始するまで、および冷却する工程後室温までの冷却は特に制限されず、例えば放冷とすることができる。
【実施例】
【0055】
以下、実施例を挙げて本発明の実施形態をより具体的に説明する。本発明の実施形態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実施形態の技術的範囲に包含される。
【0056】
表１の鋼種Ａに示す化学成分組成を満たす鋼片（スラブ）を常法により得た。この鋼片を１１００℃に加熱し、熱間圧延を行い、圧延終了温度を８４９℃とした。その後、圧延終了温度から冷却開始温度まで放冷した。それから、冷却開始温度は７７４℃とし、冷却停止温度は５１６℃とし、７７４℃から５１６℃までの平均冷却速度を９．５℃／秒として水冷を行った。なお、その際の鋼板表面の７００～５００℃までの平均冷却速度ＣＲ７００～５００は１７℃／秒とし、上記式（３）および（４）によりＰＣＲは６と算出された。その後５１６℃から室温まで放冷して、試験Ｎｏ．１の鋼板を得た。板厚は２０ｍｍであった。
なお、圧延終了温度は、最終の熱間圧延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。冷却開始温度は、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。平均冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度の差を冷却に要した時間で除することで求めた。冷却中（特に７００～５００℃の間）の表面温度は、冷却開始温度、冷却停止温度および冷却に要した時間から熱伝達率等を考慮してシミュレーションにより求め、ＣＲ７００～５００は７００℃と５００℃の差（２００℃）を冷却に要した時間で除することで求めた。
さらに、試験Ｎｏ．１から鋼種および製造条件を表１および表２に示すように変更して試験Ｎｏ．２～１０を得た。表１の化学成分組成において「－」は、意図的に添加していないことを示す。また、表２において、Ａｒ３点（℃）は、上記式（６）に基づいて算出し、試験Ｎｏ．５は冷却せずに室温まで空冷した例のため、冷却開始温度、冷却停止温度および平均冷却速度に該当する値はなく「－」とした。試験Ｎｏ．５のように空冷の場合のＣＲ７００～５００は下記式（７）によって算出した。
空冷の場合のＣＲ７００～５００ ＝ １２．５０８×ｔ－０．９７９７ ・・・（７）
上記式（７）中のｔは板厚（ｍｍ）を示す。
試験Ｎｏ．６はＣＲ７００～５００が１００℃／秒を超えたが、用いたシミュレーションでは１００／秒を超える冷却速度の定量値を算出できないため、ＰＣＲの算出においては、ＣＲ７００～５００＝１００として求めた。
表１および表２ならびに後述する表３において、下線を引いた数値は本発明の実施形態の範囲から外れていることを示す。
なお、圧延終了温度は、最終の熱間圧延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。冷却開始温度は、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。平均冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度の差を冷却に要した時間で除することで求めた。冷却中（特に７００～５００℃の間）の表面温度は、冷却開始温度、冷却停止温度および冷却に要した時間から熱伝達率等を考慮してシミュレーションにより求め、ＣＲ７００～５００は７００℃と５００℃の差（２００℃）を冷却に要した時間で除することで求めた。
さらに、試験Ｎｏ．１から鋼種および製造条件を表１および表２に示すように変更して試験Ｎｏ．２～１０を得た。表１の化学成分組成において「－」は、意図的に添加していないことを示す。また、表２において、Ａｒ３点（℃）は、上記式（６）に基づいて算出し、試験Ｎｏ．５は冷却せずに室温まで空冷した例のため、冷却開始温度、冷却停止温度および平均冷却速度に該当する値はなく「－」とした。試験Ｎｏ．５のように空冷の場合のＣＲ７００～５００は下記式（７）によって算出した。
空冷の場合のＣＲ７００～５００ ＝ １２．５０８×ｔ－０．９７９７ ・・・（７）
上記式（７）中のｔは板厚（ｍｍ）を示す。
試験Ｎｏ．６はＣＲ７００～５００が１００℃／秒を超えたが、用いたシミュレーションでは１００／秒を超える冷却速度の定量値を算出できないため、ＰＣＲの算出においては、ＣＲ７００～５００＝１００として求めた。
表１および表２ならびに後述する表３において、下線を引いた数値は本発明の実施形態の範囲から外れていることを示す。
【0057】
【表1】
【0058】
【表2】
【0059】
次に、得られた鋼板の金属組織、ベイナイト硬さ、硬さ分布、降伏強度、引張強度、降伏比、一様伸び、引張強度×一様伸びおよび靭性を評価した。
【0060】
［金属組織評価］
金属組織の観察は以下のようにして実施した。
（ａ）鋼板表面の圧延方向とは垂直方向に平行で、且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、上記鋼板からサンプルを採取した。
（ｂ）湿式エメリー研磨紙（＃１５０～＃１５００）での研磨、又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。
（ｃ）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、結晶組織を現出させた。
（ｄ）ｔ（板厚）／４部位の任意の箇所に対して、現出させた組織を４００倍の倍率で写真撮影した。撮影した４００倍（視野面積１５０μｍ×２００μｍ）の写真を用いて、組織分率（フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト）を算出した。
金属組織の観察は以下のようにして実施した。
（ａ）鋼板表面の圧延方向とは垂直方向に平行で、且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、上記鋼板からサンプルを採取した。
（ｂ）湿式エメリー研磨紙（＃１５０～＃１５００）での研磨、又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。
（ｃ）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、結晶組織を現出させた。
（ｄ）ｔ（板厚）／４部位の任意の箇所に対して、現出させた組織を４００倍の倍率で写真撮影した。撮影した４００倍（視野面積１５０μｍ×２００μｍ）の写真を用いて、組織分率（フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト）を算出した。
【0061】
［ベイナイト硬さ］
上記腐食されたサンプル中のｔ／４部位のベイナイト組織に対して、マイクロビッカース硬度計を用いて硬さを測定した。測定荷重は基本５ｇとし、組織サイズが小さい場合は３ｇとした。少なくとも５点以上測定し、その平均値を採用した。
上記腐食されたサンプル中のｔ／４部位のベイナイト組織に対して、マイクロビッカース硬度計を用いて硬さを測定した。測定荷重は基本５ｇとし、組織サイズが小さい場合は３ｇとした。少なくとも５点以上測定し、その平均値を採用した。
【0062】
［硬さ分布］
上記腐食されたサンプル中の任意の１９０ｍｍ区間において、５ｍｍ間隔で、ＨＶ表面下１ｍｍ、ＨＶｔ／４、ＨＶ３ｔ／４およびＨＶ裏面下１ｍｍを測定し、上記式（２）によりＨＶ断面平均を算出した。さらに、当該１９０ｍｍ区間におけるＨＶ断面平均の平均値μ（ＨＶ断面平均）および最小値ｍｉｎ（ＨＶ断面平均）を求め、上記式（１）により硬さ分布ＰＨＶを算出した。
［降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、一様伸び（ＵＥＬ）］
ｔ（板厚）／４の部位から、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように板状引張試験片（ＪＩＳ １Ａ号または５号試験片と同じ）を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の要領で引張試験を行い、降伏点（ＹＰ）または０．２％ＹＳ、ＴＳおよびＵＥＬを測定し、また降伏比（ＹＲ）およびＴＳ×ＵＥＬを算出した。
上記腐食されたサンプル中の任意の１９０ｍｍ区間において、５ｍｍ間隔で、ＨＶ表面下１ｍｍ、ＨＶｔ／４、ＨＶ３ｔ／４およびＨＶ裏面下１ｍｍを測定し、上記式（２）によりＨＶ断面平均を算出した。さらに、当該１９０ｍｍ区間におけるＨＶ断面平均の平均値μ（ＨＶ断面平均）および最小値ｍｉｎ（ＨＶ断面平均）を求め、上記式（１）により硬さ分布ＰＨＶを算出した。
［降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、一様伸び（ＵＥＬ）］
ｔ（板厚）／４の部位から、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように板状引張試験片（ＪＩＳ １Ａ号または５号試験片と同じ）を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の要領で引張試験を行い、降伏点（ＹＰ）または０．２％ＹＳ、ＴＳおよびＵＥＬを測定し、また降伏比（ＹＲ）およびＴＳ×ＵＥＬを算出した。
【0063】
［靭性評価］
ｔ（板厚）／４の部位から、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるようにフルサイズ（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）の要領でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。なお、各試験温度での結果は、３本の平均値を採用した。
結果を表３に示す。
ｔ（板厚）／４の部位から、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるようにフルサイズ（１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）の要領でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。なお、各試験温度での結果は、３本の平均値を採用した。
結果を表３に示す。
【0064】
【表3】
【0065】
表１～３の結果を考察する。
試験Ｎｏ．１～４は、本発明の実施形態で規定する化学成分組成を満足する鋼種を用いて、本発明の実施形態で規定する製造条件で製造した例である。これらは、本発明で規定する金属組織、ベイナイト硬さおよび硬さ分布を満足し、諸特性（降伏強度３２５～５００ＭＰａ、引張強度５００～６７０ＭＰａ、降伏比８０％以下、一様伸び５％以上、ＴＳ×ＵＥＬ４５００ＭＰａ・％以上および破面遷移温度－３０℃未満）を満足した。これに対し、試験Ｎｏ．５～１０は、本発明の実施形態で規定する化学成分組成および／または製造条件を満たさず、上記諸性能のうち少なくとも１つが劣る結果となった。
試験Ｎｏ．１～４は、本発明の実施形態で規定する化学成分組成を満足する鋼種を用いて、本発明の実施形態で規定する製造条件で製造した例である。これらは、本発明で規定する金属組織、ベイナイト硬さおよび硬さ分布を満足し、諸特性（降伏強度３２５～５００ＭＰａ、引張強度５００～６７０ＭＰａ、降伏比８０％以下、一様伸び５％以上、ＴＳ×ＵＥＬ４５００ＭＰａ・％以上および破面遷移温度－３０℃未満）を満足した。これに対し、試験Ｎｏ．５～１０は、本発明の実施形態で規定する化学成分組成および／または製造条件を満たさず、上記諸性能のうち少なくとも１つが劣る結果となった。
【0066】
試験Ｎｏ．５は、室温まで空冷した例であり、平均冷却速度が非常に遅く、８℃／秒未満であったため、フェライトおよびパーライトからなる組織となり、フェライトとベイナイトの面積分率の和が８５％未満およびベイナイト面積分率が２０％未満となり、引張強度が５００ＭＰａ未満となった。
【0067】
試験Ｎｏ．６は、圧延温度～冷却停止温度までの平均冷却速度が２０℃／秒超であったため、ベイナイト面積分率が８０％超となり、降伏強度が５００ＭＰａ超であった。またＰＣＲが３５超であったため、硬さ分布ＰＨＶが５．０超となりＴＳ×ＵＥＬが４５００ＭＰａ・％未満となった。
【0068】
試験Ｎｏ．７は、冷却停止温度が４００℃未満であったため、ベイナイト硬さが３８０．０ＨＶ超となり、引張強度が６７０ＭＰ超であり、また、破面遷移温度－３０℃と、靭性が十分ではなかった。
【0069】
試験Ｎｏ．８は、Ｃ含有量が０．０８質量％未満であったため、フェライトとベイナイトの面積分率の和が８５％未満およびベイナイト面積分率が２０％未満となり、引張強度が５００ＭＰ未満となり、また、降伏比が８０％超となった。
【0070】
試験Ｎｏ．９は、Ｃ含有量が０．０８質量％未満であったため、フェライトとベイナイトの面積分率の和が８５％未満およびベイナイト面積分率が２０％未満となり、またＮｂ含有量も過剰であったため、降伏比が８０％超となった。
【0071】
試験Ｎｏ．１０は、ＰＣＲが３５超であったため、硬さ分布ＰＨＶが５．０超となりＴＳ×ＵＥＬが４５００ＭＰａ・％未満となった。
【0072】
上記実施例において、硬さ分布ＰＨＶとＴＳ×ＵＥＬとの関係を示すグラフを図３に示す。図３に示すように、ＰＨＶとＴＳ×ＵＥＬとは相関しており、破線の曲線状に変化することがわかる。破線の曲線からＰＨＶを５．０ＨＶ以下にすることによりＴＳ×ＵＥＬを４５００ＭＰａ・％以上にできることがわかる。
【0073】
上記実施例において、ＰＣＲと硬さ分布ＰＨＶとの関係を示すグラフを図４に示す。図４に示すように、ＰＣＲとＰＨＶとは相関しており、破線の曲線状に変化することがわかる。破線の曲線から、ＰＣＲと３５以下にすることによりＰＨＶを５．０ＨＶ以上にできることがわかる。
【産業上の利用可能性】
【0074】
本発明の実施形態に係る鋼板は、諸性能（十分な加工性、強度、一様伸び特性、靭性および低降伏比）を満足し、且つ熱間圧延後に冷却してから再び加熱する必要がないため安価に製造できる。そのため、本発明の実施形態に係る鋼板は、建築、橋梁、貯蔵タンク、ラインパイプなどの鋼構造物に用いられる鋼板として好適である。
【符号の説明】
【0075】
１ 鋼板
１Ａ 鋼板１の表面
１Ｂ １９０ｍｍ区間
Ｄ１ 鋼板１の表面１ＡからＺ方向に１ｍｍの位置
Ｄ２ 鋼板１の表面１ＡからＺ方向にｔ／４ｍｍの位置
Ｄ３ 鋼板１の表面１ＡからＺ方向に３ｔ／４ｍｍの位置
Ｄ４ 鋼板１の表面１ＡからＺ方向にｔ－１ｍｍの位置
Ｐ１ 表面下１ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点
Ｐ２ 表面下ｔ／４ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点
Ｐ３ 表面下３ｔ／４ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点
Ｐ４ 表面下ｔ－１ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点
Ｒ１ 表面下０～３ｍｍの領域
Ｒ２ 表面下３ｍｍ～ｔ（板厚）／２ｍｍの領域
Ｒ３ 表面下ｔ／２～ｔ－３ｍｍの領域
Ｒ４ 裏面下０ｍｍ～３ｍｍの領域
Ｓ１ 表面下０～３ｍｍの硬さの積分値
Ｓ２ 表面下３ｍｍ～ｔ（板厚）／２ｍｍの硬さの積分値
Ｓ３ 表面下ｔ／２～ｔ－３ｍｍの硬さの積分値
Ｓ４ 裏面下０ｍｍ～３ｍｍの硬さの積分値
Ｓ１’ＨＶ表面下１ｍｍ×３ｍｍで表される面積
Ｓ２’ＨＶｔ／４×（ｔ／２－３）ｍｍで表される面積
Ｓ３’ＨＶ３ｔ／４×（ｔ／２－３）ｍｍで表される面積
Ｓ４’ＨＶ裏面下１ｍｍ×３ｍｍで表される面積
Ｘ 圧延方向Ｙおよび板厚方向Ｚと直行する方向
Ｙ 圧延方向
Ｚ 板厚方向
１Ａ 鋼板１の表面
１Ｂ １９０ｍｍ区間
Ｄ１ 鋼板１の表面１ＡからＺ方向に１ｍｍの位置
Ｄ２ 鋼板１の表面１ＡからＺ方向にｔ／４ｍｍの位置
Ｄ３ 鋼板１の表面１ＡからＺ方向に３ｔ／４ｍｍの位置
Ｄ４ 鋼板１の表面１ＡからＺ方向にｔ－１ｍｍの位置
Ｐ１ 表面下１ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点
Ｐ２ 表面下ｔ／４ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点
Ｐ３ 表面下３ｔ／４ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点
Ｐ４ 表面下ｔ－１ｍｍの線と、一点鎖線で示される硬さの曲線とが交差する点
Ｒ１ 表面下０～３ｍｍの領域
Ｒ２ 表面下３ｍｍ～ｔ（板厚）／２ｍｍの領域
Ｒ３ 表面下ｔ／２～ｔ－３ｍｍの領域
Ｒ４ 裏面下０ｍｍ～３ｍｍの領域
Ｓ１ 表面下０～３ｍｍの硬さの積分値
Ｓ２ 表面下３ｍｍ～ｔ（板厚）／２ｍｍの硬さの積分値
Ｓ３ 表面下ｔ／２～ｔ－３ｍｍの硬さの積分値
Ｓ４ 裏面下０ｍｍ～３ｍｍの硬さの積分値
Ｓ１’ＨＶ表面下１ｍｍ×３ｍｍで表される面積
Ｓ２’ＨＶｔ／４×（ｔ／２－３）ｍｍで表される面積
Ｓ３’ＨＶ３ｔ／４×（ｔ／２－３）ｍｍで表される面積
Ｓ４’ＨＶ裏面下１ｍｍ×３ｍｍで表される面積
Ｘ 圧延方向Ｙおよび板厚方向Ｚと直行する方向
Ｙ 圧延方向
Ｚ 板厚方向
【図1】
【図2A】
【図2B】
【図3】
【図4】