JP5723234B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、主に高層建造物に適用される厚鋼板に関し、より詳しくは、大入熱後の熱影響部（以下、ＨＡＺとも述べる。）の強度および靭性に優れた厚鋼板に関するものである。
近年、建造物の高層化、大型化に伴い、使用される鋼材の高強度化、厚肉化が求められつつあり、引張り強度８０キロを超えるような高強度厚鋼板において、５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板の溶接が不可避となっている。以上のような実情もあり、溶接施工効率向上を目的とした大入熱溶接が求められている。
しかしながら、大入熱溶接時のＨＡＺは、加熱によって高温のオーステナイト（γ）領域に長時間保持された後、徐冷されるため、加熱時におけるγ粒の成長、冷却過程における粗大フェライト（α）粒の生成に代表されるような組織の粗大化がもたらされやすく、それが大入熱溶接時のＨＡＺ靭性低下の原因となっている。また、高強度化は一般に靭性を低下させるため、厚鋼板の強度と、大入熱溶接時におけるＨＡＺの靭性（以下、ＨＡＺ靭性とも述べる。）とを、安定して高い水準に保つ技術を開発することが必要課題となっている。
ＨＡＺ靭性を確保するための手段としては、酸化物、窒化物、硫化物等の介在物粒子によるγ粒成長ピン止め、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織の微細化に関する技術等が提案されている。こうした技術の提案例として、特許文献１や特許文献２に記載の技術があり、鋼材中に微細なＴｉ含有窒化物をγ粒成長ピン止め粒子として分散析出させることで、大入熱溶接時のＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えることが開示されている。しかしながら、Ｔｉ含有窒化物は、溶接入熱を増大させると消失しやすく、安定したＨＡＺ靭性が得られないという課題があり、近年の溶接入熱増大に対応することはできない。
すなわち、特許文献１、特許文献２に記載の技術ともに想定する入熱量が低レベルにとどまっている。また、特許文献１には溶接構造用鋼の具体的な引張り強度は明記されていないものの、添加されている合金元素濃度から推定すると、引張り強度は８０キロクラスに達していない比較的低いレベルにとどまっているものと考えられる。
これに対し、特許文献３〜６では、高温で安定な酸化物系介在物をγ粒成長ピン止め粒子として利用する技術が提案されている。しかしながら、酸化物系介在物はＴｉ含有窒化物に比べて数が少なく、十分なピン止め効果を得ることができないため、大入熱溶接に対して対応することが十分にはできず、尚一層の改善が必要である。
すなわち、特許文献３には、ＲＥＭやＺｒを含む酸化物を存在させることによって良好なＨＡＺ特性が得られると記載されてはいるものの、想定した入熱は低い水準にとどまっており、必ずしも大入熱溶接で良好なＨＡＺ特性が得られるとはいいえない。また、特許文献４には、特許文献３と同様にＲＥＭやＺｒを含む酸化物を利用する技術が記載されており、ＨＡＺ靭性としてシャルピー吸収エネルギーを評価しているものの、材料の信頼性という観点では、平均値のみならずその最小値も高い水準に保障する必要があると考えられる。
更には、特許文献５には、酸化物系介在物とＴｉ含有介在物の両方をγ粒成長ピン止め粒子として利用することで、高いＨＡＺ靭性を得る技術が記載されている。しかしながら、近年の入熱量の増大傾向を考慮すると、Ｔｉ含有介在物の利用には限界があり、酸化物系介在物による大入熱でのＨＡＺ靭性向上手段を早急に確立する必要があるということができる。また、発明者らは特許文献６で、微細酸化物系介在物のγ粒成長ピン止め効果を活用した技術を提案しているが、この技術は微細Ｍｎ硫化物の再析出抑制を併用した技術であり、溶存酸素量、溶存硫黄量に基づき合金添加量を決定するという煩雑な制御を必要としている。
また、介在物粒子を起点とする粒内ベイナイト（以下、ＩＧＢとも述べる。）生成による組織の微細化に関する技術として、発明者らは特許文献７、特許文献８で、介在物組成や介在物形状を制御することで、ＩＧＢ生成を促進する技術を提案している。しかしながら、これら特許文献７、８で提案されている厚鋼板の強度クラスは５０〜６０キロクラスと比較的低いレベルにとどまっており、高強度と大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性を両立しているとは言い難い。
更には、高強度厚鋼板では、強度確保のため多量の合金元素が添加されるが、合金元素の濃度の増加はＩＧＢ生成の駆動力が働き始める温度（Ｔ０温度）を下げる傾向にあるため、ＩＧＢの生成にとっては不利になる。よって、高強度厚鋼板において、介在物起点のＩＧＢ生成を得るためには、よりいっそうＩＧＢ生成能に優れる介在物の分散形態とすると共に、合金の成分組成を適切に制御する必要があるといえる。
また、引張り強度６０〜８０キロクラスの高強度厚鋼板において、介在物起点のＩＧＢ生成を得る技術として、特許文献９により、Ｔｉ酸化物を活用した技術が提案されている。しかしながら、この特許文献９に記載の技術では、規定のＴｉ酸化物分散形態を得るための製法として、溶製段階で、Ｔｉ添加後に静止状態で長時間保持を行うことが提案されており、溶製コストの著しい増大を招くことが想定される。更に、この特許文献９に記載の技術では、ＨＡＺ靭性の評価が、シャルピー衝撃エネルギーの平均値を求めることで行われている。しかしながら、安全性の観点からはシャルピー衝撃エネルギーの平均値を求めるだけでは不十分で、シャルピー衝撃エネルギーの最小値で評価することが必要であると考えられる。
本発明は、上記従来の実情を鑑みてなされたもので、引張り強度８０キロクラスの高強度鋼板において、大入熱溶接を行った際の、ＨＡＺ靭性の最小値、更には平均値を向上させることができる溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を提供することを課題とするものである。
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：１．４〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０７％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、Ｄ＝６２×［Ｍｎ］＋２７×［Ｎｉ］＋１１１×［Ｃｒ］という式から求められるＤ値が、２３８＜Ｄ＜３８８を満足すると共に、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％である酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満存在することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
尚、上記記載を含め、本発明で説明する円相当径とは、酸化物等の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することで求めることができる。
請求項２記載の発明は、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、８％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％であって、且つ、１０％＜ＲＥＭ＋Ｚｒ＜７０％を満足し、更には、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
請求項３記載の発明は、更に、円相当径が０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物を５．０×１０６個／ｍｍ２以上含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
請求項４記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜２．０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
請求項５記載の発明は、更に、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％および／またはＶ：０．００２〜０．１０％を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
請求項６記載の発明は、更に、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板である。
本発明によると、引張り強度８０キロクラスの高強度鋼板において、小〜中入熱溶接は勿論のこと、大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靭性の最小値、また平均値を向上させることができ、優れたＨＡＺ靭性とすることができる。
まず、発明者らは、粒内ベイナイト（ＩＧＢ）の生成能に優れた酸化物形態を見出すことを目的として検討を行った。既に、発明者らは、前記特許文献７において、界面エネルギーの観点からＩＧＢ生成に有利な酸化物組成を見出しているが、それに加えて、酸化物サイズがＩＧＢ生成に及ぼす影響を調査した。
従来からは、酸化物の粗大化は一律にＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすと考えられていた。しかしながら、この調査の結果、酸化物の粗大化はＩＧＢ生成を促進する作用があり、且つ、ＨＡＺ靭性を評価する温度が上昇するにつれ、許容される酸化物サイズが大きくなることを見出した。そのうえで、建築用厚鋼板で主に必要とされる０℃でのＨＡＺ靭性に対しては、特に円相当径が２μｍ以上の酸化物のうち、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を所定数分散させ、且つ、５μｍ以上の酸化物の個数を一定個数未満に抑えることで、優れたＨＡＺ靭性が得られることを明らかにした。
また、一般には、強度確保のための合金元素の添加は、ＩＧＢ生成の駆動力が働き始める温度（Ｔ０温度）を下げる傾向にあるため、ＩＧＢ生成に対して不利になると考えられる。これに対し、発明者らは、Ｔ０温度と実際にＩＧＢ生成が始まる温度（ＴＩＧＢ温度)との差に着目し、合金元素を適正なバランスに基づき制御して添加することで、たとえＴ０温度が低くても十分なＩＧＢ生成が得られることを見出した。すなわち、合金元素をＤ値に基づき制御することで、Ｔ０温度の低下が最小限に抑えられると共に、ＩＧＢと競合する粒界ベイナイトの生成を抑制され、Ｔ０温度とＴＩＧＢ温度の差が拡大することで、ＩＧＢ生成能の駆動力が増加し、十分なＩＧＢ生成が得られる。
以上のように、酸化物組成およびサイズの制御に加えて、合金元素のバランス制御を実施することで、引張り強度８０キロクラスの高強度鋼板において、大入熱溶接を行った際のＨＡＺ靭性の最小値を向上させることが可能となる。以上説明したような知見を基に、本発明を完成したものであるが、各構成要件を規定した理由は下記に示す通りである。尚、本明細書で記載している引張り強度８０キロクラスの高強度鋼板とは、具体的には引張り強度が７８０ＭＰａを超える高強度鋼板のことを示す。
（円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上）
酸化物の円相当径を２μｍ未満とすることで、ＩＧＢ生成の促進によってＨＡＺ靭性を促進することができる。酸化物の円相当径が２μｍ以上であると、ＨＡＺ高温加熱における液状化が十分に進行せず、ＩＧＢの生成量が減少し、ＨＡＺ靭性が低下する。また、酸化物の組成が、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％という範囲から外れると、ＨＡＺにおける液状化→結晶化過程が進行せず、ＩＧＢ生成が促進されなくなる。また、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２より少ないと、ＩＧＢ生成の起点が不足するため、やはりＩＧＢの生成量が減少し、十分なＨＡＺ靭性が得られなくなる。
酸化物の円相当径を２μｍ未満とすることで、ＩＧＢ生成の促進によってＨＡＺ靭性を促進することができる。酸化物の円相当径が２μｍ以上であると、ＨＡＺ高温加熱における液状化が十分に進行せず、ＩＧＢの生成量が減少し、ＨＡＺ靭性が低下する。また、酸化物の組成が、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％という範囲から外れると、ＨＡＺにおける液状化→結晶化過程が進行せず、ＩＧＢ生成が促進されなくなる。また、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２より少ないと、ＩＧＢ生成の起点が不足するため、やはりＩＧＢの生成量が減少し、十分なＨＡＺ靭性が得られなくなる。
（円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２）
円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物は、前記した規定の組成を有する円相当径が２μｍ未満の酸化物に比べてＩＧＢの生成能が高いため、３０個／ｍｍ２以上分散させることで、引張り強度８０キロクラスの高強度鋼板においても、ＨＡＺ組織の微細化に著しい効果がある。一方で、個数密度が７０個／ｍｍ２を超えると、脆性破壊起点としての悪影響が顕在化するため、７０個／ｍｍ２以下に制御する必要がある。
円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物は、前記した規定の組成を有する円相当径が２μｍ未満の酸化物に比べてＩＧＢの生成能が高いため、３０個／ｍｍ２以上分散させることで、引張り強度８０キロクラスの高強度鋼板においても、ＨＡＺ組織の微細化に著しい効果がある。一方で、個数密度が７０個／ｍｍ２を超えると、脆性破壊起点としての悪影響が顕在化するため、７０個／ｍｍ２以下に制御する必要がある。
（円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満）
円相当径が５μｍ以上の酸化物は、脆性破壊起点としてのＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすため、３０個／ｍｍ２未満に制御する必要がある。
円相当径が５μｍ以上の酸化物は、脆性破壊起点としてのＨＡＺ靭性に大きな悪影響を及ぼすため、３０個／ｍｍ２未満に制御する必要がある。
（製造方法）
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、特に、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％である酸化物を含有し、且つ、その酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満、夫々存在する厚鋼板を製造するためには、以下の製造要件を満足するようにして、厚鋼板を製造する必要がある。
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、特に、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％である酸化物を含有し、且つ、その酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満、夫々存在する厚鋼板を製造するためには、以下の製造要件を満足するようにして、厚鋼板を製造する必要がある。
その製造要件は、溶製時において、Ｍｎ、Ｓｉを用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、質量％で、０．００２〜０．０１％とした後、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３〜２０分となるようにして制御しつつ、各元素を添加し、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）を、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足する範囲に保ち、且つ、鋳造時における１５００〜１４５０℃の温度範囲での冷却時間ｔ３を３００秒以内とすることである。また、この際、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加量は、［Ｔｉ］／（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）で求められる値を０．８以上１１．８未満としなければならない。尚、前式で［ ］は各元素の溶鋼への添加量（質量％）を示す。これらの製造要件の規定理由については、以下の欄で詳しく説明する。
尚、先に示したｔａ（分）とｔｂ（分）は、以下の計算式から求めることができる。
ｔａ＝４−１０×［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１）
ｔｂ＝２５−４０×［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１）
但し、［Ｃａ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［ＲＥＭ］、および［Ｚｒ］は、夫々Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、ＲＥＭ、およびＺｒの溶鋼への添加量（質量％）を示す。
ｔａ＝４−１０×［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１）
ｔｂ＝２５−４０×［Ｃａ］／（［Ｔｉ］＋２［Ａｌ］＋５［ＲＥＭ］＋２［Ｚｒ］＋０．０１）
但し、［Ｃａ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［ＲＥＭ］、および［Ｚｒ］は、夫々Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、ＲＥＭ、およびＺｒの溶鋼への添加量（質量％）を示す。
また、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、８％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％であって、且つ、１０％＜ＲＥＭ＋Ｚｒ＜７０％を満足し、更には、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上という条件を確保するためには、Ｃａの添加量［Ｃａ］を、以下の計算式に基づいて求められるＡ≦［Ｃａ］≦Ｂの範囲に制御すれば良い。尚、以下の計算式に基づいて求められるＡおよびＢの値は、実験によって求められたものである。
Ａ＝２．２５×［Ｏｆ］
Ｂ＝［Ｏｆ］×［Ｔｉ］／（０．２５×［ＲＥＭ］＋０．１２×［Ｚｒ］）
但し、［Ｏｆ］はＣａ添加前の溶存酸素量（質量％）、［Ｔｉ］、［ＲＥＭ］、および［Ｚｒ］は、夫々Ｔｉ、ＲＥＭ、およびＺｒの溶鋼への添加量（質量％）を示す。
Ｂ＝［Ｏｆ］×［Ｔｉ］／（０．２５×［ＲＥＭ］＋０．１２×［Ｚｒ］）
但し、［Ｏｆ］はＣａ添加前の溶存酸素量（質量％）、［Ｔｉ］、［ＲＥＭ］、および［Ｚｒ］は、夫々Ｔｉ、ＲＥＭ、およびＺｒの溶鋼への添加量（質量％）を示す。
すなわち、Ｃａ添加量［Ｃａ］がＡ値より少ないと、添加したＣａの大部分がＣａ単体の酸化物として消費されるため、ＩＧＢ生成の起点となる酸化物（構成元素が上記の要件を満足する酸化物）が十分に得られなくなる。また、Ｃａ添加量［Ｃａ］がＢ値を超えると、酸化物中のＴｉ／Ｃａ比が１を下回るようになるため、ＩＧＢ生成の起点となる酸化物を必要数確保できなくなる。
・Ａｌ添加前の溶鋼中の溶存酸素量：０．００２〜０．０１％
Ａｌ添加前の溶鋼中の溶存酸素量が０．００２％より低い場合は、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要量確保できなくなる。また、溶存酸素量が０．０１％より高い場合は、円相当径が２μｍ以上の粗大介在物が増加し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。
Ａｌ添加前の溶鋼中の溶存酸素量が０．００２％より低い場合は、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要量確保できなくなる。また、溶存酸素量が０．０１％より高い場合は、円相当径が２μｍ以上の粗大介在物が増加し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。
・溶製時において、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に添加
この添加順序以外の順序で各元素を添加すると、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強いため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が全てなくなってしまうことになる。
この添加順序以外の順序で各元素を添加すると、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強いため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が全てなくなってしまうことになる。
・Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３〜２０分
Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３分よりも短くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が十分に進行せず、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。また、この時間ｔ１が２０分より長くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が過剰に進行し、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。
Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３分よりも短くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が十分に進行せず、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。また、この時間ｔ１が２０分より長くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が過剰に進行し、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。
・Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）が、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足する時間
Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２は、酸化物の生成状況に影響を及ぼす要件であり（Ｃａが他の酸化物から酸素を奪って酸化物を形成する時間）、この時間ｔ２がｔａ（分）以下になると、Ｃａ添加後の酸化物反応が十分に進行せず、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。また、この時間ｔ２がｔｂ（分）以上になると、Ｃａ添加後の酸化物の反応が過剰に進行し、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。尚、ｔａとｔｂを求める式は、各元素の酸化物へのなり易さを考慮し、実験によって求められたものである。
Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２は、酸化物の生成状況に影響を及ぼす要件であり（Ｃａが他の酸化物から酸素を奪って酸化物を形成する時間）、この時間ｔ２がｔａ（分）以下になると、Ｃａ添加後の酸化物反応が十分に進行せず、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。また、この時間ｔ２がｔｂ（分）以上になると、Ｃａ添加後の酸化物の反応が過剰に進行し、ＩＧＢ生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。尚、ｔａとｔｂを求める式は、各元素の酸化物へのなり易さを考慮し、実験によって求められたものである。
・鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３を３００秒以内
鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３が３００秒を超えると、円相当径で５μｍ以上の粗大な酸化物系介在物の生成量が増加し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。
鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３が３００秒を超えると、円相当径で５μｍ以上の粗大な酸化物系介在物の生成量が増加し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。
・Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加量：［Ｔｉ］／（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）で求められる値を０．８以上１１．８未満
［Ｔｉ］／（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）で求められる値が０．８を下回ると、弱脱酸元素であるＴｉに比べ、強脱酸元素であるＲＥＭ、Ｚｒの添加量が多くなる。このような添加量であると、溶鋼中のフリー酸素濃度が低下し、続くＣａ添加時における酸化物成長速度が低下するため、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を３０個／ｍｍ２以上確保することができなくなる。一方、［Ｔｉ］／（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）で求められる値が１１．８以上になると、逆に円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が７０個／ｍｍ２を超えてしまう。
［Ｔｉ］／（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）で求められる値が０．８を下回ると、弱脱酸元素であるＴｉに比べ、強脱酸元素であるＲＥＭ、Ｚｒの添加量が多くなる。このような添加量であると、溶鋼中のフリー酸素濃度が低下し、続くＣａ添加時における酸化物成長速度が低下するため、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物を３０個／ｍｍ２以上確保することができなくなる。一方、［Ｔｉ］／（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）で求められる値が１１．８以上になると、逆に円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が７０個／ｍｍ２を超えてしまう。
尚、本発明の厚鋼板を製造するに当たっては、以上説明した溶製〜鋳造段階における要件以外の製造方法については特に限定されないが、得られた鋳片を加熱した後、熱間圧延を行い、焼入れを施したうえで、更に、オーステナイト・フェライト二相域に再加熱し、焼入れ焼戻し処理を行うことが推奨される。
（Ｔｉ含有窒化物を５．０×１０６個／ｍｍ２以上）
また、発明者らは、前記酸化物の制御に加えて、厚鋼板に微細なＴｉ含有窒化物を適切な個数以上含有させることで、ＨＡＺ熱サイクル中のオーステナイト粒粗大化をピン止めにより抑制し、ＨＡＺ組織を微細化することで靭性向上に寄与できること、特にＨＡＺ靭性の平均値を向上させることができることを見出した。
また、発明者らは、前記酸化物の制御に加えて、厚鋼板に微細なＴｉ含有窒化物を適切な個数以上含有させることで、ＨＡＺ熱サイクル中のオーステナイト粒粗大化をピン止めにより抑制し、ＨＡＺ組織を微細化することで靭性向上に寄与できること、特にＨＡＺ靭性の平均値を向上させることができることを見出した。
尚、本発明で定義するＴｉ含有窒化物には、ＴｉＮは勿論のこと、ＴｉＮのＴｉの一部、具体的にはＴｉに代えて原子比で５０％以下の元素を他の窒化物形成元素（Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ等）で置換したものも含まれる。
このＴｉ含有窒化物は前記酸化物と比較すると非常に微細であり、溶接による入熱前は鋼材内に非常に数多く微細分散させておくことが可能であるため、たとえ入熱量が１００ｋＪ／ｍｍ以上となるような大入熱溶接によりＴｉ含有窒化物の多くが消失したとしても、まだ十分な数のＴｉ含有窒化物を残存させることが可能である。このように、大入熱溶接後にもまだ十分な数のＴｉ含有窒化物を残存させることができるので、ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化のピン止め作用を有効に発揮させることができる。
更に確実にＨＡＺ靭性を確保するためには、円相当径が０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物を５．０×１０６個／ｍｍ２以上含有させることが好ましい。Ｔｉ含有窒化物の円相当径が０．０５μｍ以上になると、ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化のピン止め作用が低下してしまう。また、円相当径が０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物の個数密度が５．０×１０６個／ｍｍ２を下回ると、オーステナイト粒粗大化のピン止め作用を有効に発揮させることができない。より好ましくは８．０×１０６個以上である。
尚、本発明では、鋼材内に導入する微細なＴｉ含有窒化物の円相当径の下限については特に規定しないが、測定を行う透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）の測定限界から、実際の円相当径の下限は０．０１μｍ程度であるということができる。
（製造方法）
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、即ち、円相当径が０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物を５．０×１０６個／ｍｍ２以上含有する厚鋼板を製造するためには、前記した製造要件に加えて、以下の製造要件を満足するようにして、厚鋼板を製造する必要がある。
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、即ち、円相当径が０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物を５．０×１０６個／ｍｍ２以上含有する厚鋼板を製造するためには、前記した製造要件に加えて、以下の製造要件を満足するようにして、厚鋼板を製造する必要がある。
その製造要件は、圧延前の加熱温度を１０５０〜１２００℃とすることと、９００℃以上の圧下率を４０％以上とすることである。これらの製造要件の規定理由を、以下の欄で詳しく説明する。
・圧延前の加熱温度を１０５０〜１２００℃
圧延前の加熱温度が１０５０℃を下回ると、十分な個数のＴｉ含有窒化物が析出しない。一方、圧延前の加熱温度が１２００℃を上回ると、Ｔｉ含有窒化物の粗大化が進行し、所定のサイズを有する粒子が十分に得られなくなる。
圧延前の加熱温度が１０５０℃を下回ると、十分な個数のＴｉ含有窒化物が析出しない。一方、圧延前の加熱温度が１２００℃を上回ると、Ｔｉ含有窒化物の粗大化が進行し、所定のサイズを有する粒子が十分に得られなくなる。
・９００℃以上の圧下率を４０％以上
Ｔｉ含有窒化物は、圧延中にも歪誘起で析出する。９００℃以上での圧下率が４０％を下回ると、歪量が不足し、所定の分散を得られなくなる。また、９００℃未満では、Ｔｉ拡散が十分に進行しなくなるため、たとえ圧下率が確保されていても、同様に所定の分散を得られなくなる。
Ｔｉ含有窒化物は、圧延中にも歪誘起で析出する。９００℃以上での圧下率が４０％を下回ると、歪量が不足し、所定の分散を得られなくなる。また、９００℃未満では、Ｔｉ拡散が十分に進行しなくなるため、たとえ圧下率が確保されていても、同様に所定の分散を得られなくなる。
（化学成分組成）
次に、本発明の厚鋼板における化学成分組成について説明する。本発明の厚鋼板は、酸化物、Ｔｉ含有窒化物の分散状態等が適切であっても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内でなければ、母材（厚鋼板）の特性とＨＡＺを良好にすることができない。従って、本発明の厚鋼板では、夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることも要件とする。これらの化学成分のうち、酸化物を構成するＡｌ、Ｃａ、Ｔｉ等の含有量は、その作用効果から明らかなように、酸化物を構成する量を含めたものである。尚、下記の化学成分の含有量（％）は全て質量％を示す。
次に、本発明の厚鋼板における化学成分組成について説明する。本発明の厚鋼板は、酸化物、Ｔｉ含有窒化物の分散状態等が適切であっても、夫々の化学成分（元素）の含有量が適正範囲内でなければ、母材（厚鋼板）の特性とＨＡＺを良好にすることができない。従って、本発明の厚鋼板では、夫々の化学成分の含有量が、以下に説明する範囲内にあることも要件とする。これらの化学成分のうち、酸化物を構成するＡｌ、Ｃａ、Ｔｉ等の含有量は、その作用効果から明らかなように、酸化物を構成する量を含めたものである。尚、下記の化学成分の含有量（％）は全て質量％を示す。
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、鋼板の強度を確保するための必須元素である。Ｃの含有量が０．０３％より低い場合は、必要な強度を確保できなくなる。一方で、Ｃの含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従って、Ｃの含有量は０．１２％以下とする必要がある。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０４％、好ましい上限は０．１０％である。
Ｃは、鋼板の強度を確保するための必須元素である。Ｃの含有量が０．０３％より低い場合は、必要な強度を確保できなくなる。一方で、Ｃの含有量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材の靭性劣化を招くことになる。従って、Ｃの含有量は０．１２％以下とする必要がある。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０４％、好ましい上限は０．１０％である。
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｓｉは、鋼板の強度を確保するための有効な元素である。また、Ｔｉ活量を上昇させる作用があり、少量の添加はＨＡＺ靭性の向上に有効なＴｉＮの微細分散を促進する。しかしながら、過剰に添加すると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成してＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。従って、Ｓｉの含有量は０．０２〜０．５０％とする。好ましい下限は０．０５％、より好ましい下限は０．１０％、更に好ましい下限は０．２０％であり、好ましい上限は０．４０％、より好ましい上限は０．３０％である。
Ｓｉは、鋼板の強度を確保するための有効な元素である。また、Ｔｉ活量を上昇させる作用があり、少量の添加はＨＡＺ靭性の向上に有効なＴｉＮの微細分散を促進する。しかしながら、過剰に添加すると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成してＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。従って、Ｓｉの含有量は０．０２〜０．５０％とする。好ましい下限は０．０５％、より好ましい下限は０．１０％、更に好ましい下限は０．２０％であり、好ましい上限は０．４０％、より好ましい上限は０．３０％である。
Ｍｎ：１．４〜３．０％
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するのに有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには１．４％以上含有させる必要がある。しかし、３．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇しすぎてＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすので、Ｍｎの含有量は１．４〜３．０％とする。好ましい下限は１．５％、より好ましい下限は１．６％、更に好ましい下限は１．８％であり、好ましい上限は２．８％、より好ましい上限は２．５％である。
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するのに有用な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには１．４％以上含有させる必要がある。しかし、３．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇しすぎてＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすので、Ｍｎの含有量は１．４〜３．０％とする。好ましい下限は１．５％、より好ましい下限は１．６％、更に好ましい下限は１．８％であり、好ましい上限は２．８％、より好ましい上限は２．５％である。
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材およびＨＡＺの靭性を確保するという観点からして、Ｐの含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
Ｐは、粒界破壊を起こし易く靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材およびＨＡＺの靭性を確保するという観点からして、Ｐの含有量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成して母材の靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材の靭性を確保するという観点からして、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成して母材の靭性を劣化させる元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。母材の靭性を確保するという観点からして、Ｓの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下とする。しかし、工業的に鋼中のＳを０％にすることは困難である。
Ａｌ：０．０７％％以下（０％を含む）
Ａｌは、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒに先立ち添加することによって、ＩＧＢの生成に有効な酸化物を形成する上で有用な元素である。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．０７％以下に抑える必要がある。Ａｌの含有量の好ましい下限は０．００５％、より好ましい０．０１％であり、好ましい上限は０．０６％、より好ましい上限は０．０４％である。
Ａｌは、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒに先立ち添加することによって、ＩＧＢの生成に有効な酸化物を形成する上で有用な元素である。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．０７％以下に抑える必要がある。Ａｌの含有量の好ましい下限は０．００５％、より好ましい０．０１％であり、好ましい上限は０．０６％、より好ましい上限は０．０４％である。
Ｃｒ：０．５〜２．０％
Ｃｒは、鋼板の強度確保に有効な元素であり、強度確保のため０．５％以上添加する必要がある。しかし、過剰に添加すると、ＨＡＺ強度の過大な上昇を招き、ＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすため、２．０％以下に抑える必要がある。Ｃｒの含有量の好ましい下限は０．６％、より好ましい０．７％であり、好ましい上限は１．８％、より好ましい上限は１．６％である。
Ｃｒは、鋼板の強度確保に有効な元素であり、強度確保のため０．５％以上添加する必要がある。しかし、過剰に添加すると、ＨＡＺ強度の過大な上昇を招き、ＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすため、２．０％以下に抑える必要がある。Ｃｒの含有量の好ましい下限は０．６％、より好ましい０．７％であり、好ましい上限は１．８％、より好ましい上限は１．６％である。
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％
Ｔｉは、Ａｌの添加後、Ｃａ、ＲＥＭやＺｒに先立ち添加することによって、ＩＧＢの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大酸化物が多く生成してＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．０８０％以下に抑える必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい下限は０．０１２％、好ましい上限は０．０６０％である。
Ｔｉは、Ａｌの添加後、Ｃａ、ＲＥＭやＺｒに先立ち添加することによって、ＩＧＢの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大酸化物が多く生成してＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．０８０％以下に抑える必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい下限は０．０１２％、好ましい上限は０．０６０％である。
ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００３〜０．０２％
ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｔｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、ＩＧＢの生成に有効な酸化物を形成し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００３％以上含有させる必要がある。しかし、過剰に含有させると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０２％以下に抑えるべきである。ＲＥＭの含有量の好ましい下限は０．０００５％、好ましい上限は０．０１５％である。
ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｔｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、ＩＧＢの生成に有効な酸化物を形成し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００３％以上含有させる必要がある。しかし、過剰に含有させると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０２％以下に抑えるべきである。ＲＥＭの含有量の好ましい下限は０．０００５％、好ましい上限は０．０１５％である。
Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
Ｚｒは、ＲＥＭと同様にＴｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、ＩＧＢの生成に有効な酸化物を形成し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００３％以上含有させる必要がある。しかし、過剰に含有させると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０２％以下に抑えるべきである。Ｚｒの含有量の好ましい下限は０．０００５％、好ましい上限は０．０１５％である。
Ｚｒは、ＲＥＭと同様にＴｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、ＩＧＢの生成に有効な酸化物を形成し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果は、それらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００３％以上含有させる必要がある。しかし、過剰に含有させると、酸化物が粗大になって母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．０２％以下に抑えるべきである。Ｚｒの含有量の好ましい下限は０．０００５％、好ましい上限は０．０１５％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
Ｃａは、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加後、３〜２０分後に添加することによって、ＩＧＢの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｃａの含有量の好ましい下限は０．０００８％、好ましい上限は０．００８％である。
Ｃａは、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加後、３〜２０分後に添加することによって、ＩＧＢの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰であると粗大酸化物が生成して母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｃａの含有量の好ましい下限は０．０００８％、好ましい上限は０．００８％である。
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
Ｎは、高温で溶け残る窒化物（Ｔｉ含有窒化物）を形成することによって、母材およびＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。その含有量を０．００２％以上とすることで、所望のＴｉ含有窒化物を確保することができる。しかし、その含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効によって母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので０．０２０％以下に抑える必要がある。Ｎの含有量の好ましい下限は０．００３％、好ましい上限は０．０１８％である。
Ｎは、高温で溶け残る窒化物（Ｔｉ含有窒化物）を形成することによって、母材およびＨＡＺの靭性を確保する上で有用な元素である。その含有量を０．００２％以上とすることで、所望のＴｉ含有窒化物を確保することができる。しかし、その含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効によって母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので０．０２０％以下に抑える必要がある。Ｎの含有量の好ましい下限は０．００３％、好ましい上限は０．０１８％である。
以上が本発明で規定する必須の含有元素であって、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ、Ａｓ、Ｐｂ等の元素の混入が許容される。また、更に以下に示す元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される化学成分（元素）の種類によって厚鋼板の特性が更に改善される。
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜２．０％よりなる群から選ばれる１種以上
Ｎｉ、Ｃｕ、およびＭｏは、いずれもが鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大する。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、強度の過大な上昇を招き、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、いずれも２．０％以下に抑えることが好ましい。これらの元素の含有量のより好ましい下限はいずれもが０．１％、更に好ましい下限はいずれもが０．１５％であり、より好ましい上限はいずれもが１．８％、更に好ましい上限はいずれもが１．６％である。
Ｎｉ、Ｃｕ、およびＭｏは、いずれもが鋼板の高強度化に有効な元素であり、その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大する。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、強度の過大な上昇を招き、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、いずれも２．０％以下に抑えることが好ましい。これらの元素の含有量のより好ましい下限はいずれもが０．１％、更に好ましい下限はいずれもが０．１５％であり、より好ましい上限はいずれもが１．８％、更に好ましい上限はいずれもが１．６％である。
Ｎｂ：０．００２〜０．１０％および／またはＶ：０．００２〜０．１０％
ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、γ粒の粗大化を抑制することで、母材靭性を良好にするのに有効な元素である。その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．００２％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．１０％以下に抑えることが好ましい。それらの含有量のより好ましい下限はいずれもが０．００５％、より好ましい上限はいずれもが０．０８％である。
ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、γ粒の粗大化を抑制することで、母材靭性を良好にするのに有効な元素である。その効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．００２％以上含有させることが好ましい。しかし、それらを過剰に含有させると、ＨＡＺ組織の粗大化を招き、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．１０％以下に抑えることが好ましい。それらの含有量のより好ましい下限はいずれもが０．００５％、より好ましい上限はいずれもが０．０８％である。
Ｂ：０．０００３〜０．００５％
Ｂは、粗大なＩＧＢの生成を抑制することで、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００３％以上含有させることが好ましい。しかし、その含有量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮ析出を招き、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．００３％以下に抑えることが好ましい。Ｂの含有量のより好ましい下限は０．０００５％、更に好ましい下限は０．００１０％、最も好ましい下限は０．００１５％であって、より好ましい上限は０．００４％である。
Ｂは、粗大なＩＧＢの生成を抑制することで、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるためには、０．０００３％以上含有させることが好ましい。しかし、その含有量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮ析出を招き、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．００３％以下に抑えることが好ましい。Ｂの含有量のより好ましい下限は０．０００５％、更に好ましい下限は０．００１０％、最も好ましい下限は０．００１５％であって、より好ましい上限は０．００４％である。
（Ｄ値）
以上の化学成分組成を満足した上で、本発明の厚鋼板は、Ｄ＝６２×［Ｍｎ］＋２７×［Ｎｉ］＋１１１×［Ｃｒ］という式から求められるＤ値が、２３８＜Ｄ＜３８８を満足する必要がある（但し、前式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。）。このＤ値が２３８より低いと、酸化物起点のＩＧＢ生成が十分に得られなくなりＨＡＺ靭性が低下してしまう。一方、Ｄ値が３８８より大きいと、ＨＡＺの強度が過大に上昇しＨＡＺ靭性を確保できなくなる。
以上の化学成分組成を満足した上で、本発明の厚鋼板は、Ｄ＝６２×［Ｍｎ］＋２７×［Ｎｉ］＋１１１×［Ｃｒ］という式から求められるＤ値が、２３８＜Ｄ＜３８８を満足する必要がある（但し、前式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。）。このＤ値が２３８より低いと、酸化物起点のＩＧＢ生成が十分に得られなくなりＨＡＺ靭性が低下してしまう。一方、Ｄ値が３８８より大きいと、ＨＡＺの強度が過大に上昇しＨＡＺ靭性を確保できなくなる。
本発明は厚鋼板に関する発明であるが、一般に厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、板厚が３．０ｍｍ以上の鋼板のことを示す。一方、本発明の厚鋼板は、５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板の溶接を対象として発明されたものであり、対象とする鋼板は、板厚が５０ｍｍ以上の鋼板であるということができると思われるが、これらは単に好ましい態様に過ぎず、本発明を５０ｍｍ未満の板厚の厚鋼板へ適用することを排除するものではない。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合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、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
（実施例１）
実施例１では、まず、表１および表２に示す各成分組成（尚、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａについては添加後の質量％を記載している。）の鋼を、真空溶解炉（ＶＩＦ：１５０ｋｇ）によって溶製した後、その溶鋼を用いて鋳片（断面形状：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）を鋳造し、更にその鋳片を用いて熱間圧延を行うことで、板厚５０ｍｍの熱間圧延板を得た。
実施例１では、まず、表１および表２に示す各成分組成（尚、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａについては添加後の質量％を記載している。）の鋼を、真空溶解炉（ＶＩＦ：１５０ｋｇ）によって溶製した後、その溶鋼を用いて鋳片（断面形状：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）を鋳造し、更にその鋳片を用いて熱間圧延を行うことで、板厚５０ｍｍの熱間圧延板を得た。
この熱間圧延板（厚鋼板）を製造するにあたり、制御した各条件を表３および表４に示す。その条件は、Ａｌ添加前の溶鋼中の溶存酸素量［Ｏ］、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序、［Ｔｉ］／（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２、鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３、Ｃａ添加量［Ｃａ］である。
尚、表１および表２において、ＲＥＭは、質量％で、Ｃｅを５０％程度とＬａを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。また、表１および表２で、「−」は該当元素を添加していないことを示す。
また、表１および表２において、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序は、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ，Ｚｒ）→Ｃａの順序のときを「○」、それ以外の順序のときを「×」で示す。また、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２については、前記したｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足するものを「○」、満足しないものを「×」で示す。
また、Ｃａ添加量［Ｃａ］に関しては、前記したＡ≦［Ｃａ］≦Ｂの関係を満足するものを「○」、満足しないものを「×」で示した。
以上の要件で製造した各熱間圧延板（厚鋼板）を用いて、各種大きさの酸化物（酸化物系介在物）の個数密度、ＨＡＺ靭性（最小値）、引張り強度を測定により求め出した。これらの測定結果を表３および表４に示す。
（円相当径が２μｍ未満の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査型電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（以下、ＦＥ−ＳＥＭと呼ぶ）を用いて観察した。その観察条件は、倍率：５０００倍、観察視野：０．００２４μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。そして、円相当径が２μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ１）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。但し、円相当径が０．２μｍ以下となる酸化物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製の電界放射式走査型電子顕微鏡「ＳＵＰＲＡ３５（商品名）」（以下、ＦＥ−ＳＥＭと呼ぶ）を用いて観察した。その観察条件は、倍率：５０００倍、観察視野：０．００２４μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。そして、円相当径が２μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ１）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。但し、円相当径が０．２μｍ以下となる酸化物については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
また、測定した酸化物のうちで、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、８％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％であって、且つ、１０％＜ＲＥＭ＋Ｚｒ＜７０％を満足し、更には、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物の個数（ＮＡ）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
（円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。そして、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ２）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。そして、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ２）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
（円相当径が５μｍ以上の酸化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。そして、円相当径が５μｍ以上となる酸化物の個数（Ｎ３）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面を、ＦＥ−ＳＥＭを用いて観察した。その観察条件は、倍率：１０００倍、観察視野：０．０６μｍ２、観察箇所：２０箇所とした。画像解析によって、この観察視野中の各酸化物の面積を測定し、その面積から各酸化物の円相当径を算出した。尚、各酸化物が上記した成分組成を満足するものであることは、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によって確認した。そして、円相当径が５μｍ以上となる酸化物の個数（Ｎ３）を１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。
（ＨＡＺ靭性の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、１２．５×３２×５５ｍｍの試験片を切り出し、１４００℃で５秒間保持した後、８００℃〜５００℃の冷却時間が２００秒となるように速度を制御して冷却した。これは、角継ぎ手サブマージアーク溶接（入熱量：５０ｋＪ／ｍｍ）を模擬した熱サイクルである。これら試験片から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーｖＥ０を測定した。これら各３本ずつのシャルピー衝撃試験測定結果から、最小の吸収エネルギーｖＥ０（ｍｉｎ）が７０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、１２．５×３２×５５ｍｍの試験片を切り出し、１４００℃で５秒間保持した後、８００℃〜５００℃の冷却時間が２００秒となるように速度を制御して冷却した。これは、角継ぎ手サブマージアーク溶接（入熱量：５０ｋＪ／ｍｍ）を模擬した熱サイクルである。これら試験片から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーｖＥ０を測定した。これら各３本ずつのシャルピー衝撃試験測定結果から、最小の吸収エネルギーｖＥ０（ｍｉｎ）が７０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
（引張り強度の評価）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、圧延方向に直角にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の引張り試験を実施して、引張り強度ＴＳを求めた。ＴＳ＞７８０ＭＰａを満たすものを強度に優れると評価した。
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から、圧延方向に直角にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の引張り試験を実施して、引張り強度ＴＳを求めた。ＴＳ＞７８０ＭＰａを満たすものを強度に優れると評価した。
Ｎｏ．１〜３２は、本発明の要件を満足する発明例であり、化学成分組成、酸化物の分散等が適切になされており、ＨＡＺ靭性並びに強度が優れていることが分かる。すなわち、Ｎｏ．１〜３２は、大入熱後のＨＡＺの強度および靭性に優れた厚鋼板であるということができる。
尚、一般的に、ＨＡＺ靭性と引張り強度は負の相関を示す傾向がある。本発明の要件を満足する発明例の中で、引張り強度が８１０〜８２０ＭＰａであったＮｏ．２、６、３２を比較すると、酸化物個数ＮＡが請求項２記載の要件を満たさなかったＮｏ．６のみがＥ０（ｍｉｎ）が１１０ｋＪを下回っている。
これに対し、Ｎｏ．３３〜６４は、本発明の要件のうちいずれかの要件を満足しない比較例であり、ＨＡＺ靭性、強度の少なくとも一方で、評価基準を満足していないことが分かる。
（実施例２）
実施例２では、実施例１のＮｏ．１、６、２６、並びにそれらと略同様の成分組成（表５に示す。尚、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａについては添加後の質量％を記載している。）の鋼を、真空溶解炉（ＶＩＦ：１５０ｋｇ）によって溶製した後、その溶鋼を用いて鋳片（断面形状：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）を鋳造し、更にその鋳片を用いて表６に示す要領で熱間圧延を行うことで、板厚５０ｍｍの熱間圧延板を得た。
実施例２では、実施例１のＮｏ．１、６、２６、並びにそれらと略同様の成分組成（表５に示す。尚、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａについては添加後の質量％を記載している。）の鋼を、真空溶解炉（ＶＩＦ：１５０ｋｇ）によって溶製した後、その溶鋼を用いて鋳片（断面形状：１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）を鋳造し、更にその鋳片を用いて表６に示す要領で熱間圧延を行うことで、板厚５０ｍｍの熱間圧延板を得た。
この熱間圧延板（厚鋼板）を製造するにあたり、制御した各条件を表６に示す。その条件は、Ａｌ添加前の溶鋼中の溶存酸素量［Ｏ］、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序、［Ｔｉ］／（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２、鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３に加えて、Ｃａ添加量［Ｃａ］、圧延前の加熱温度、９００℃以上での圧下率である。
尚、表５において、ＲＥＭは、実施例１と同様に、質量％で、Ｃｅを５０％程度とＬａを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。また、表５で、「−」は該当元素を添加していないことを示す。
また、表６において、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序は、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ，Ｚｒ）→Ｃａの順序のときを「○」、それ以外の順序のときを「×」で示す。また、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２については、前記したｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足するものを「○」、満足しないものを「×」で示す。
また、Ｃａ添加量［Ｃａ］に関しては、前記したＡ≦［Ｃａ］≦Ｂの関係を満足するものを「○」、満足しないものを「×」で示した。
以上の要件で製造した各熱間圧延板（厚鋼板）を用いて、各種大きさの酸化物（酸化物系介在物）の個数密度、円相当径が０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物の個数密度、ＨＡＺ靭性（最小値および平均値）、引張り強度を測定により求め出した。これらの測定結果を表７に示す。
尚、各種大きさの酸化物（酸化物系介在物）の個数密度の測定、引張り強度の評価、並びにＨＡＺ靭性の評価のうち最小値の評価は先に説明した実施例１と同様である。
（円相当径が０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物の個数密度の測定）
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面からＴＥＭレプリカ試験片を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いてその断面を観察した。観察条件は、倍率：１５万倍、観察視野：０．６６μｍ×０．７８μｍで、４視野観察した。そして、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によってＴｉ、Ｎを含む粒子を判別してその粒子をＴｉ含有窒化物とした。更に画像解析によって、この観察視野中のＴｉ含有窒化物の面積を測定し、円相当径に換算して０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物の個数を計測し、１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。但し、円相当径が０．０１μｍ以下の粒子については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置から試験片を切り出し（試験片の軸心がｔ／４の位置を通るように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面からＴＥＭレプリカ試験片を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いてその断面を観察した。観察条件は、倍率：１５万倍、観察視野：０．６６μｍ×０．７８μｍで、４視野観察した。そして、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）によってＴｉ、Ｎを含む粒子を判別してその粒子をＴｉ含有窒化物とした。更に画像解析によって、この観察視野中のＴｉ含有窒化物の面積を測定し、円相当径に換算して０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物の個数を計測し、１ｍｍ２相当の個数密度に換算して求めた。但し、円相当径が０．０１μｍ以下の粒子については、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
（ＨＡＺ靭性の評価）
ＨＡＺ靭性の評価のうち最小値については実施例１と同一の方法で評価したが、平均値は実施例１と同一の条件で作製された試験片から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、−２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーｖＥ−２０を測定することで評価した。採取した各３本ずつのシャルピー衝撃試験測定結果より、吸収エネルギーの平均値ｖＥ−２０（ａｖｅ）を求め、吸収エネルギーｖＥ−２０（ａｖｅ）が８０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
ＨＡＺ靭性の評価のうち最小値については実施例１と同一の方法で評価したが、平均値は実施例１と同一の条件で作製された試験片から、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、−２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーｖＥ−２０を測定することで評価した。採取した各３本ずつのシャルピー衝撃試験測定結果より、吸収エネルギーの平均値ｖＥ−２０（ａｖｅ）を求め、吸収エネルギーｖＥ−２０（ａｖｅ）が８０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。
Ｎｏ．１Ａ、Ｎｏ．６Ａ、Ｎｏ．２６Ａ、Ｎｏ．２６Ｂは、化学成分組成、酸化物の分散、更にはＴｉ含有窒化物の分散が適切になされた請求項３記載の発明例であり、引張り強度並びにＨＡＺ靭性の最小値が優れている上に、ＨＡＺ靭性の平均値が８０Ｊを超えており、大入熱後のＨＡＺ靭性並びに強度が更に優れていることが分かる。
これに対し、Ｎｏ．１、Ｎｏ．１Ｂ、Ｎｏ．６、Ｎｏ．６Ｂ、およびＮｏ．２６は、大入熱後のＨＡＺの強度および靭性に優れた厚鋼板であるものの、Ｔｉ含有窒化物の分散が請求項３記載の要件を満足しないため、ＨＡＺ靭性の平均値は８０Ｊ以下となった。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：１．４〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０７％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である厚鋼板であって、
Ｄ＝６２×［Ｍｎ］＋２７×［Ｎｉ］＋１１１×［Ｃｒ］という式から求められるＤ値が、２３８＜Ｄ＜３８８を満足すると共に、
酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％である酸化物を含有し、且つ、前記酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上、円相当径が２μｍ以上５μｍ未満の酸化物が３０〜７０個／ｍｍ２、円相当径が５μｍ以上の酸化物が３０個／ｍｍ２未満存在することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。 - 酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、Ａｌ＜２０％、８％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、５％＜Ｚｒ＜４０％であって、且つ、１０％＜ＲＥＭ＋Ｚｒ＜７０％を満足し、更には、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
- 更に、円相当径が０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物を５．０×１０６個／ｍｍ２以上含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
- 更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜２．０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
- 更に、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．１０％および／またはＶ：０．００２〜０．１０％を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
- 更に、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
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