JP6398575B2

JP6398575B2 - 靭性に優れた鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP6398575B2
Application number: JP2014209166A
Authority: JP
Inventors: 仁志古谷; 洋志熊谷
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-10-10
Filing date: 2014-10-10
Publication date: 2018-10-03
Anticipated expiration: 2034-10-10
Also published as: JP2016079424A

Description

本発明は、靭性に優れた鋼板およびその製法に関するものである。この製法で製造した鋼板は、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、タンク、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができるが、特に２００〜５００℃程度の高温で使用され，かつＰＷＨＴ（ＰｏｓｔＷｅｌｄＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ）と呼ばれる溶接後熱処理後の鋼板に−３２℃で２７Ｊ程度の靭性が必要とされる圧力容器での使用において有効である。

原油精製プロセスの脱硫塔などに用いられる圧力容器は，生産性向上のため大型化の傾向にあり，板厚の大きい鋼板，例えば板厚１００〜２００ｍｍの鋼板が使用されることがある。このような圧力容器用鋼板は，常温強度で５１５〜６９０ＭＰａ程度の引張強さと２００〜５００℃といった高温で種々の強度が求められるとともに，製造時の点検や使用中の定期点検の際には外部環境と同様の温度に晒されることから，設置環境温度での低温靭性も必要になる。ここでの靭性とはＰＷＨＴ後の鋼板の靭性を指す。鋼板の板厚が大きくなるにしたがって，板厚中心部の靭性は低下することから，板厚が大きく，高温強度に優れ，かつ板厚中心部の靭性に優れる鋼板，特にＰＷＨＴ後の靭性に優れる鋼板を提供することは困難である。

このような課題に対して，圧力容器用鋼板の靭性を改善する技術が提示されている。特許文献１には，ＮｂやＣａを添加することで靭性を改善した発明が示されている。しかし，この方法では焼入れ時の冷却速度の小さい板厚の大きい鋼板では，十分に焼入性が改善しないため，靭性の改善効果が小さい。

また，特許文献２には，組織をベイナイト，焼戻しマルテンサイトとするとともに微細化し，さらに炭化物の粗大化を抑制することで靭性を改善した発明が提案されている。しかし，この技術では，Ａｌの添加量が高いため，製鋼工程における溶鋼の再酸化を通じて，アルミナクラスターの増大による靭性低下を引き起こすため，靭性の改善効果が小さい。

つまり、現在の技術では、板厚が大きく，高温強度に優れ，かつ板厚中心部の靭性に優れる鋼板を提供することはできない。

特許第２７４３７６５号公報特開２０１４−９５１３０号公報

本発明の目的は、板厚が大きく，高温強度に優れ，かつ板厚中心部の靭性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することである。

本発明は、板厚が大きく，高温強度に優れ，かつ板厚中心部の靭性に優れる鋼板およびその製造方法を提供するものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）鋼が、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．８０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１５０％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、Ｃｕ：０．００％以上０．５０％以下，Ｎｉ：０．０１０％以上０．５００％以下，Ｃｒ：０．００％以上１．８０％以下，Ｍｏ：０．００％以上０．８０％以下，Ｔｉ：０．０１２％以上０．０３０％以下，Ａｌ：０．０１０％以上０．０９０％以下，Ｂ：０．０００５％以上０．００１４％以下，Ｎ：０．０００５％以上０．００９０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり，下記式（Ａ）で表されるＸが０．２００以上であり，有効結晶粒径の平方根の逆数が９．０ｍｍ^−１／２以上で，応力除去焼鈍後の鋼板の−３２℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが２７Ｊ以上で，引張強さが５１５ＭＰａ以上６９０ＭＰａ以下であることを特徴とする、靭性に優れた鋼板。
Ｘ＝１．７８Ａｌ＋Ｔｉ−３．４Ｎ＋３４６Ｂ（Ａ）
ここでＡｌ：Ａｌの質量％，Ｔｉ：Ｔｉの質量％，Ｎ：Ｎの質量％，Ｂ：Ｂの質量％である。

（２）有効結晶粒径の平方根の逆数が１０．０ｍｍ^−１／２以上で，応力除去焼鈍後の鋼板の−３２℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが５４Ｊ以上であることを特徴とする、前記（１）に記載の靭性に優れた鋼板。

（３）さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下，Ｖ：０．０２０％以上０．０７０％以下，Ｃａ：０．０００３％以上０．００４０％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００４０％以下のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の靭性に優れた鋼板。

（４）鋼が、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上０．８０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１．００％以下、Ｐ：０．００１０％以上０．０１５０％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、Ｃｕ：０．００％以上０．５０％以下，Ｎｉ：０．０１０％以上０．５００％以下，Ｃｒ：０．００％以上１．８０％以下，Ｍｏ：０．００％以上０．８０％以下，Ｔｉ：０．０１２％以上０．０３０％以下，Ａｌ：０．０１０％以上０．０９０％以下，Ｂ：０．０００５％以上０．００１４％以下，Ｎ：０．０００５％以上０．００９０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（Ａ）で表されるＸを０．２００以上としてなる鋼組成のスラブを１１００℃以上１２８０℃以下に加熱して，圧下比が１．５以上となる粗圧延を行い，さらに圧下比が１．３以上で仕上１パス前温度が８００℃以上となる仕上圧延を行い，その後，８８０℃以上９６０℃以下に再加熱したのちに水冷する焼入れを行い，その後６７０℃以上７７０℃以下に加熱したのちに空冷を行う焼戻しを行い、有効結晶粒径の平方根の逆数が９．０ｍｍ ^−１／２以上で，応力除去焼鈍後の鋼板の−３２℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが２７Ｊ以上で，引張強さが５１５ＭＰａ以上６９０ＭＰａ以下である鋼板を得ることを特徴とする，靭性に優れた鋼板の製造方法。
Ｘ＝１．７８Ａｌ＋Ｔｉ−３．４Ｎ＋３４６Ｂ（Ａ）
ここでＡｌ：Ａｌの質量％，Ｔｉ：Ｔｉの質量％，Ｎ：Ｎの質量％，Ｂ：Ｂの質量％である。

（５）粗圧延の終了から仕上圧延の開始までの時間を１００秒以下とすることを特徴とする，前記（４）に記載の靭性に優れた鋼板の製造方法。

（６）さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下，Ｖ：０．０２０％以上０．０７０％以下，Ｃａ：０．０００３％以上０．００４０％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００４０％以下のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする前記（４）または（５）に記載の靭性に優れた鋼板の製造方法。

本発明によれば、板厚が大きく，高温強度に優れ，かつ板厚中心部の靭性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することが可能であり、産業上の価値の高い発明であるといえる。

有効結晶粒径の平方根の逆数と合金成分の相関を示すグラフである。 −３２℃のシャルピー衝撃吸収エネルギーを示すグラフである。有効結晶粒径の平方根の逆数と輸送時間との関係を示すグラフである。

本発明を詳細に説明する。
発明者らは、ＡＳＴＭ，ＡＳＭＥでＡ３８７−１１−２，ＳＡ３８７−１１−２と呼称される鋼板，すなわちＣｒを１．２５％程度，Ｍｏを０．５％程度含有して，２００〜５００℃程度での高温強度に優れる鋼板のうち，板厚が大きく，かつＰＷＨＴ後の靭性が低い鋼板のシャルピー衝撃試験片の破面調査を行い低靭性の原因を調査した。その結果，低靭性の鋼板は破面単位が大きいこと，さらに粗大な炭化物が存在し、これらに起因して低靭性かすることを見出した。破面形態はへき開であった。前記の形態は，鋼板においても，またＰＷＨＴ後の鋼板においても同様であり，特に靭性が低いＰＷＨＴ後の鋼板においては，炭化物の粗大化傾向が著しかった。

発明者は，鋼板およびＰＷＨＴ後の鋼板の靭性を改善するための方法を種々検討した。その結果，有効結晶粒径，すなわち大角粒界で囲まれる組織の単位を微細化することで，破面単位を小さくすることができ，結果として靭性が向上すること，を知見した。マトリクスの微細化には，焼入れ時の加熱オーステナイトを微細化することが有効である。しかし，Ａ３８７−１１−２，ＳＡ３８７−１１−２の，板厚が大きい鋼板の場合，焼入れ時の加熱オーステナイトを微細化することで焼入性が一層低下して，鋼組織におけるフェライト分率が増大する。このような，板厚が大きい鋼板において生成したフェライトは成長して粗大になるため，加熱オーステナイトが微細であっても，最終的な組織の有効結晶粒径は小さくならない。そのため，焼入れ時の加熱オーステナイト粒径を微細化するとともに，焼入性を増大するためにＢを添加することが微細化に有効となる。

Ｂによる焼入性を機能させるためには，Ｎを固定するＴｉを添加することが有用であるが，過剰なＴｉの添加はＴｉ炭化物の生成によって靭性を却って低下させることから，Ｔｉで固定できないＮを固定するために，Ａｌを複合添加する。発明者は，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎ，Ｂの種々の組み合わせについて，有効結晶粒径と合金成分の相関，有効結晶粒径と靭性の相関を調査した結果，図１および図２の関係を得た。すなわち，下記式（Ａ）
Ｘ＝１．７８Ａｌ＋Ｔｉ＋３．４Ｎ＋３４６Ｂ（Ａ）
ここでＡｌ：Ａｌの質量％，Ｔｉ：Ｔｉの質量％，Ｎ：Ｎの質量％，Ｂ：Ｂの質量％
で表されるＸが０．２００以上のとき，有効結晶粒径ｄ^−１／２が９．０以上となり，靭性すなわちＰＷＨＴ後の鋼板の−３２℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが２７Ｊ以上と，優れた値を得ることが出来る。よって，本発明におけるＸ＝１．７８Ａｌ＋Ｔｉ＋３．４Ｎ＋３４６Ｂで表されるＸの値を０．２００以上と規定する。

なお，Ｘの上限は特に設けないが，４つの合金成分の規定から０．６７が上限となる。また，本発明において，有効結晶粒径とは，ＥＢＳＤにより測定された粒径を指す。たとえば，ＥＢＳＤにおいて，１６０μｍ×１６０μｍの面積について，０．２μｍ／ｓｔｅｐの間隔で測定したデータをもとに，方位差１５°以上を粒界と定義して，ＯＩＭ−ＡｎａｌｙｓｉｓなどＥＢＳＤに付属するソフトウェアを用いて算出した各結晶粒の面積のデータをもとに，表計算ソフトを用いてヒストグラムを作成し，区分した各区間の平均面積とその区間の面積の合計が全体に占める割合を掛けて，この値を全区間について足しあわせた値をもとに，円相当直径として算出した値を有効結晶粒径とする。

以下に鋼板の合金元素の範囲を規定する。
Ｃは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．１０％以上とする。しかし、一方でＣ量の増大は粗大析出物の生成による靱性の低下を招くため，その上限を０．２０％とする。

Ｓｉは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．０２％以上とする。しかし、一方で０．８０％超のＳｉ添加は靭性や溶接性の低下を招くためその上限を０．８０％とする。

Ｍｎは、強度増大に有効な元素であり、最低でも０．３０％以上の添加が必要となるが、逆に１．００％を超えて添加すると焼戻し脆化感受性が高くなって靭性が低下する。よって、Ｍｎの添加量を０．３０％以上１．００％以下と規定する。

Ｐは、０．００１０％未満とするには精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下し、好ましくない。また０．０１５０％を超えると焼戻し脆化により靭性が低下する。よって、Ｐの添加量を０．００１０％以上０．０１５０％以下と規定する。

Ｓは、０．０００１％未満では精錬負荷の増大により生産性が大幅に低下し、好ましくない。また０．００３５％を超えると靱性が低下する。よって、Ｓの添加量を０．０００１％以上０．００３５％以下と規定する。

Ｃｕは，０．５０％を超えると靭性が低下する。よって，Ｃｕの添加量を０．０１％以上０．５０％以下と規定する。下限は特に規定せず、０．００％でも構わないが、強度の確実な確保のため，０．０１％以上添加することが好ましい。

Ｎｉは，靭性確保のため，最低でも０．０１０％以上の添加が必要となるが，０．５００％を超えると製造コストが大幅に増大する。よって，Ｎｉの添加量を０．０１０％以上０．５００％以下と規定する。

Ｃｒは１．８０％を超えて添加すると靭性と溶接性が低下する。よって、Ｃｒの添加量を１．８０％以下と規定する。下限は特に規定せず、０．００％でも構わないが、Ｃｒは耐酸化性と高温強度に有効に働く元素であり、１．００％以上添加することが好ましい。

Ｍｏは０．８０％を超えて添加すると靭性と溶接性が低下する。よって，よって、Ｍｏの添加量を０．８０％以下と規定する。下限は特に規定せず、０．００％でも構わないが、Ｍｏは高温強度に有効に働く元素であり，０．３０％以上添加することが好ましい。

Ｔｉは，本発明において重要な元素である。窒化物を形成してＢの焼入性を確保するのに有効な元素であり，最低でも０．０１２％の添加が必要である。逆に０．０３０％を超えて添加すると炭化物の生成により靭性が低下する。よって，Ｔｉの添加量を０．０１２％以上０．０３０％以下と規定する。なお，Ｔｉの添加量が０．０２４％以下の場合は，靭性低下が大幅に抑制されることから，望ましくは，Ｔｉの添加量を０．０１２％以上０．０２４％以下と規定する。

Ａｌは、本発明において重要な元素である。脱酸材として有効であるとともに，窒化物を形成してＢの焼入れ性を確保するのに有効な元素である。最低でも０．０１０％の添加が必要である。逆に０．０９０％を超えて添加すると，溶鋼再酸化を通じたアルミナクラスター形成を通じて靭性が低下する。よって、Ａｌの添加量を０．０１０％以上０．０９０％以下と規定する。なお，Ａｌの添加量が０．０４５％以下の場合は，靱性低下が大幅に抑制されることから，望ましくは，Ａｌの添加量を０．０１０％以上０．０４５％以下とする。

Ｂは、本発明において重要な元素である。０．０００５％未満では焼入性増大の効果が得られないこと，０．００１４％を超える添加ではＢ炭窒化物の形成により靭性が低下する。よって、Ｂの添加量を０．０００５％以上０．００１４％以下と規定する。なお，Ｂの添加量が０．００１０％以下の場合は，Ｂ炭窒化物の形成による靱性低下が大幅に抑制されることから，望ましくはＢの添加量を０．０００５％以上０．００１０％以下とする。

Ｎは、０．０００５％未満では精錬負荷の増大によって生産性が低下し、０．００９％を超える添加ではＢによる焼入性確保が困難となる。よって、Ｎの添加量を０．０００５％以上０．００９％以下と規定する。なお，Ｎの添加量が０．００５％以下の場合は，Ｂによる焼入性確保が容易になって靭性改善することから，望ましくは，Ｎの添加量を０．０００５％以上０．００５％以下とする。

なお、本発明では、さらに以下の元素を添加することができる。
Ｎｂは強度確保に有効な元素である。０．００５％未満の添加では効果が小さく、０．０３０％超の添加では靱性の低下を招く。よって、Ｎｂの添加量を０．０００５％以上０．０３０％以下と規定する。

Ｖは、強度確保に有効な元素である。０．０２０％未満の添加では効果が小さく、０．０７０％超の添加では靱性の低下を招く。よって、Ｖの添加量を０．０２０％以上０．０３０％以下と規定する。

Ｃａは、ノズル閉塞防止に有効な元素である。０．０００３％未満の添加ではその効果が小さく、０．００４０％超の添加では靭性の低下を招く。よって、Ｃａの添加量を０．０００３％以上０．００４０％以下と規定する。

Ｍｇは、靱性向上に有効な元素である。０．０００３％未満の添加ではその効果が小さく、０．００４０％超の添加では靭性の低下を招く。よって、Ｍｇの添加量を０．０００３％以上０．００４０％以下と規定する。

ＲＥＭは、靱性向上に有効な元素である。０．０００３％未満の添加ではその効果が小さく、０．００４０％超の添加では靭性の低下を招く。よって、ＲＥＭの添加量を０．０００３％以上０．００４０％以下と規定する。

なお、鋼板および溶接材料を製造する上で、添加合金を含めた使用原料または溶製中に炉材等から溶出する不可避的不純物として混入しうる、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ等も０．００２％未満の混入であれば何ら本発明の効果を損なうものではない。

次に本発明の鋼板の製造方法について記載する。鋼板は、連続鋳造で製造されたスラブを熱間圧延したのちに，焼入れ，焼戻しによって製造される。

最初に，熱間圧延について説明する。熱間圧延の加熱温度を１２８０℃超にすると、オーステナイトが粗大化して靭性が低下する。また、加熱温度を１１００℃未満にすると、生産性が大幅に低下するので１１００℃以上が好ましい。よって、熱間圧延時の加熱温度を１１００℃以上かつ１２８０℃以下と規定する。加熱後の保持時間は、特に規定しない。しかしながら、均一加熱と生産性確保との観点から、上記加熱温度での保持時間が、２時間以上かつ１０時間以下であることが好ましい。

加熱後は，粗圧延，仕上圧延を行う。粗圧延の圧下比が１．５未満となると，再結晶が十分に進行せず，組織が粗大化して靭性低下する。よって，粗圧延における圧下比を１．５以上と規定する。仕上圧延では圧下比が１．３未満となると，再結晶が十分に進行せず，組織が粗大化して靭性低下する。よって，仕上圧延における圧下比を１．３以上と規定する。また，仕上圧延の仕上１パス前温度が８００℃未満になると，生産性が大幅に低下するため，仕上１パス前温度を８００℃以上が好ましい。なお，ここで圧下比とは，粗圧延，仕上圧延それぞれの圧延において，圧延開始前の板厚を圧延終了後の板厚で除した値である。また，仕上１パス前温度とは，仕上圧延の最終パスの直前に鋼板表面で測定された温度を指す。

次に，焼入れについて説明する。焼入れ時の加熱温度は，９６０℃超ではオーステナイトの粗大化により，８８０℃未満では二相域加熱となって靭性低下することから，焼入れ時の加熱温度を８８０℃以上９６０℃以下と規定する。焼入れ時の加熱・保持後は水冷を行う。ここでは１００℃以下まで冷却することが好ましい。

次に、焼き戻しについて説明する。焼き戻し時の加熱温度は７７０℃超では強度不足となり，６７０℃未満では靭性低下することから，焼戻し時の加熱温度を６７０℃以上７７０℃以下と規定する。焼戻し時の加熱・保持後は空冷する。

前記のように，本発明の鋼板は，合金成分の範囲が発明の範囲に規定され，一般的な焼入れ・焼戻しにより製造することで優れた靭性が得られるが，粗圧延と仕上圧延の間の時間を制御することでさらに優れた靭性とすることができる。本発明における粗圧延・仕上圧延の温度域は板厚が大きいこともあり大半が再結晶温度域のため，極力再結晶を進行させてオーステナイトを微細化することで，最終的な有効結晶粒径を小さくして靭性を改善できる。

発明者は，熱間圧延，焼入れ，焼戻しが前記の範囲にある場合について，粗圧延と仕上圧延の間の移送時間の影響を調査した。その結果，移送時間を短くすることで移送時の回復を抑制して，粗圧延と仕上圧延で導入された歪を効果的に再結晶に活用し，有効結晶粒径微細化を通じてさらに靭性改善できることを見いだした。図３に示すように，移送時間を１００秒以下とすることで，有効結晶粒径ｄ^−１／２が１０．０以上となり，図２に示すように，−３２℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーを５４Ｊ以上とすることができる。よって，本発明における移送時間を，必要に応じて１００秒以下とすることで，一層優れた靭性を得ることが出来る。なお，ここで移送時間とは粗圧延の最終パスの噛み込み時を起点として，仕上圧延の第１パスの噛み込みを終点とした際の所要時間を指す。

種々の化学成分、製造条件で製造した板厚５０、１３５、２００ｍｍの鋼板について、ＰＷＨＴを想定した熱処理を行った鋼板の引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。鋼板の化学成分，板厚、Ｘ，有効結晶粒径の平方根の逆数、製造方法、特性の評価結果を表１に示す。ＰＷＨＴを想定した熱処理は６８２℃加熱，２００５分保持とした。引張試験はＪＩＳＺ２２４１に記載の金属材料引張試験方法に基づいて行った。試験片は、板厚の１／２だけ鋼板表面から内部に入った部位において，試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように採取した。常温で２本の試験を行い、２本の平均値が５１５ＭＰａ以上６９０ＭＰａ以下を合格とした。シャルピー衝撃試験は，２ｍｍＶノッチ試験片のフルサイズ試験片を，板厚の１／２だけ鋼板表面から内部に入った部位において，試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように，またノッチの前縁を結ぶ線が板厚方向に平行になるように採取した。試験温度−３２℃で３本の試験を行い，３本の平均値が２７J以上を合格とした。表１の実施例１〜２９に示すように，本発明に規定した成分および製造方法で鋼板を製造することにより，優れた靭性の鋼板が得られた。

以上の実施例から，本発明により製造された鋼材である発明例１〜２９の鋼板は，靭性に優れた鋼材であることは明白である。

Claims

鋼が、質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．８０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上１．００％以下、
Ｐ：０．００１０％以上０．０１５０％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、
Ｃｕ：０．００％以上０．５０％以下，
Ｎｉ：０．０１０％以上０．５００％以下，
Ｃｒ：０．００％以上１．８０％以下，
Ｍｏ：０．００％以上０．８０％以下，
Ｔｉ：０．０１２％以上０．０３０％以下，
Ａｌ：０．０１０％以上０．０９０％以下，
Ｂ：０．０００５％以上０．００１４％以下，
Ｎ：０．０００５％以上０．００９０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であり，下記式（Ａ）で表されるＸが０．２００以上であり，有効結晶粒径の平方根の逆数が９．０ｍｍ^−１／２以上で，応力除去焼鈍後の鋼板の−３２℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが２７Ｊ以上で，引張強さが５１５ＭＰａ以上６９０ＭＰａ以下であることを特徴とする、靭性に優れた鋼板。
Ｘ＝１．７８Ａｌ＋Ｔｉ−３．４Ｎ＋３４６Ｂ（Ａ）
ここでＡｌ：Ａｌの質量％，Ｔｉ：Ｔｉの質量％，Ｎ：Ｎの質量％，Ｂ：Ｂの質量％である。
有効結晶粒径の平方根の逆数が１０．０ｍｍ^−１／２以上で，応力除去焼鈍後の鋼板の−３２℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが５４Ｊ以上であることを特徴とする、請求項1に記載の靭性に優れた鋼板。
さらに質量％で、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下，
Ｖ：０．０２０％以上０．０７０％以下，
Ｃａ：０．０００３％以上０．００４０％以下、
Ｍｇ：０．０００３％以上０．００４０％以下、
ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００４０％以下
のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする請求項１または２に記載の靭性に優れた鋼板。
鋼が、質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上０．８０％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上１．００％以下、
Ｐ：０．００１０％以上０．０１５０％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．００３５％以下、
Ｃｕ：０．００％以上０．５０％以下，
Ｎｉ：０．０１０％以上０．５００％以下，
Ｃｒ：０．００％以上１．８０％以下，
Ｍｏ：０．００％以上０．８０％以下，
Ｔｉ：０．０１２％以上０．０３０％以下，
Ａｌ：０．０１０％以上０．０９０％以下，
Ｂ：０．０００５％以上０．００１４％以下，
Ｎ：０．０００５％以上０．００９０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（Ａ）で表されるＸを０．２００以上としてなる鋼組成のスラブを１１００℃以上１２８０℃以下に加熱して，圧下比が１．５以上となる粗圧延を行い，さらに圧下比が１．３以上で仕上１パス前温度が８００℃以上となる仕上圧延を行い，その後，８８０℃以上９６０℃以下に再加熱したのちに水冷する焼入れを行い，その後６７０℃以上７７０℃以下に加熱したのちに空冷を行う焼戻しを行い、有効結晶粒径の平方根の逆数が９．０ｍｍ ^−１／２以上で，応力除去焼鈍後の鋼板の−３２℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが２７Ｊ以上で，引張強さが５１５ＭＰａ以上６９０ＭＰａ以下である鋼板を得ることを特徴とする，靭性に優れた鋼板の製造方法。
Ｘ＝１．７８Ａｌ＋Ｔｉ−３．４Ｎ＋３４６Ｂ（Ａ）
ここでＡｌ：Ａｌの質量％，Ｔｉ：Ｔｉの質量％，Ｎ：Ｎの質量％，Ｂ：Ｂの質量％である。
粗圧延の終了から仕上圧延の開始までの時間を１００秒以下とすることを特徴とする，請求項４に記載の靭性に優れた鋼板の製造方法。
さらに質量％で、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下，
Ｖ：０．０２０％以上０．０７０％以下，
Ｃａ：０．０００３％以上０．００４０％以下、
Ｍｇ：０．０００３％以上０．００４０％以下、
ＲＥＭ：０．０００３％以上０．００４０％以下
のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成であることを特徴とする請求項４または５に記載の靭性に優れた鋼板の製造方法。