脆性龟裂传播停止特性优异的高热能输入焊接用厚钢板

摘要

提供一种即使在高热能输入焊接下仍显示出良好的HAZ韧性，并且脆性龟裂传播停止特性也优异的钢板。本发明的厚钢板适当调整化学成分组成，并且是满足下述(1)式和(2)式的厚钢板，并且有贝氏体分率为95面积％以上的组织，并且贝氏体的位错密度(ρ

说明书

技术领域

本发明涉及例如船舶和海洋结构物等的焊接结构物所适用的厚钢板，尤其涉及高热能输入焊接后的热影响部(Heat Affected Zone：HAZ)的韧性优异，并且脆性龟裂传播停止特性也优异的厚钢板。

背景技术

近年来，例如集装箱船等的大型化被推进，使用板厚为50mm以上的厚钢板。为了高效率地焊接这样的厚钢板，就要求进行输入热量为40kJ/mm以上这样的高热能输入焊接或超高热能输入焊接(以下由“高热能输入焊接”代表)。

然而，若进行高热能输入焊接，则HAZ被加热到高温的奥氏体区域之后徐冷，因此存在该组织粗大化，HAZ韧性显著劣化这样的问题。由此，以前不得不限制焊接输入热量。

为了以这样的高热能输入焊接达成良好的HAZ韧性，例如专利文献1提出，降低厚钢板中的C含量，并且限制不可避免混入的P的含量，加之将Nb和B的含量控制在适当的范围。另外专利文献2是使存在于焊接用钢中的TiN系夹杂物之中积极地含有Nb，以抑制粗大铁素体的生成。然而在这些技术中，当TiN不足或TiN充分时，该TiN粗大化，来自CaO氧化物等钉孔效果不充分，因此HAZ韧性存在进一步改善的余地。另外，未对后述的母材钢板的脆性龟裂传播停止特性予以考虑。

专利文献3提出，使钢板比较大量地含有N，并且适当地控制Ti和B的含量平衡。然而在这一技术中，TiN和BN的析出量也不充分，并不够微细，另外由于不添加Nb而淬火性低，因此铁素体变得粗大，所以HAZ韧性存在进一步改善的余地。另外，未对后述的母材钢板的脆性龟裂传播停止特性予以考虑。

另一方面，在船舶、海洋结构物、低温贮藏容器、管道钢管、建筑·土木结构物等的大型结构物中，伴随脆性破坏的事故给经济和环境造成很大影响，对其要求高度的安全性。因此，在这些结构物所使用的钢材中，多要求低温韧性。特别是最近，即使因意外的事故等使结构物上发生龟裂时，从防止达到破坏这样的观点出发，也要求低温下的脆性龟裂传播停止特性或抑制(arrest)特性优异。

近年来，使钢材的表层部的组织超微细化的技术也被提出，其在使脆性龟裂传播停止特性提高上有效。作为这一技术，例如在专利文献4中公开，在脆性龟裂传播时，在钢材表层部发生的切变裂痕(shear lip)(塑性变形区域)对脆性龟裂传播停止特性的提高有效。然而，在这一技术中，需要实施被认为是在实际生产规模下不容易控制的工艺，即，一次只冷却钢材表层部后再使之复热，并且在复热中加以加工，由此得到对脆性龟裂传播停止特性有效的组织。另外，铁素体利用加工再结晶虽然能够使之微细化，但是加工再结晶铁素体容易发生成长，组织上的稳定性欠缺，因此也有由于微妙的热过程的变动而导致组织和材质的不均匀易于发生的问题。

另外，在专利文献5中提出有一种方法，其以板厚方向的硬度分布的均一化为目的，使用含有V的钢材，将加热的板坯直接冷却并赋予温度差而使铁素体生成之后开始轧制，在轧制途中或轧制后在再度相变点附近的温度域使之复热。该技术使V的析出硬化只作用于板厚中心部，可以使板厚方向的硬度分布均一化，从而实现脆性龟裂传播停止特性的提高。然而，为了使V化合物适当地析出，需要进行更为复杂的工艺，而与上述这一“组织稳定化”的解决上也未必有直接关联。

如上述，至今为止，虽然也提出有各种用于使脆性龟裂传播停止特性良好的技术，但是均难以在工业的规模下稳定达成期望的组织，实际情况是即使在工业的规模下，仍期望能够稳定实现脆性龟裂传播停止特性的技术的确立。另外，在这些技术中，对于使高热能输入焊接时的HAZ韧性提高未进行任何考虑。

【专利文献1】特开2003-166033号公报

【专利文献2】特开2004-218010号公报

【专利文献3】特开2005-200716号公报

【专利文献4】特开平4-141517号公报

【专利文献5】特开平8-253812号公报

发明内容

本发明在这一状况之下而做，其目的在于，提供一种即使在高热能输入焊接时仍显示出良好的HAZ韧性，并且脆性龟裂传播停止特性也优异的厚钢板。

所谓能够达成上述目的的本发明的厚钢板，具有如下几点要旨：分别含有C：0.030～0.15％(质量％的意思，下同)、Si：1.0％以下(不含0％)、Mn：0.8～2.0％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.01％以下(不含0％)、Al：0.01～0.10％、Ti：0.015～0.03％、B：0.0010～0.0035％、N：0.0050～0.01％、Ca：0.005％以下(不含0％)、O：0.01％以下(不含0％)，并且是满足下述(1)式和(2)式的厚钢板，并且该厚钢板的组织是贝氏体分率为95面积％以上的组织，并且贝氏体的位错密度(ρ^1/2)为1.0×10⁶～5.0×10⁷(m^-1)。

1.5≤[Ti]/[N]≤4.0…(1)

40≤X值≤160…(2)

X值＝500[C]+32[Si]+8[Mn]-9[Nb]+14[Cu]+17[Ni]-5[Cr]-25[Mo]-34[V]

(式中，[]表示各元素的含量(质量％)。)

在本发明的厚钢板中，从良好的低温韧性和HAZ韧性的观点出发，优选满足如下等要件：(a)δ域的温度范围在40℃以下；(b)在深度t/4位置(t＝板厚)，Ti系碳·氮化物的平均粒径为43nm以下。还有，所谓“Ti系碳·氮化物”，其宗旨是也包含含有Ti的碳化物、氮化物和碳氮化物的任意一种。

本发明的厚钢板分别以规定量含有前述的C、Si、Mn、P、S、Al、Ti、B、N、Ca、O，并且满足前述(1)式和(2)式，余量基本上由Fe和不可避免的杂质构成，但根据需要，再含有如下等元素也有用：(a)Nb：0.035％以下(不含0％)；(b)Cu：2.0％以下(不含0％)、Ni：2.0％以下(不含0％)和Cr：2.0％以下(不含0％)之中的1种以上；(c)Mo：1.0％以下(不含0％)；(d)V：0.1％以下(不含0％)；(e)由Mg、Sr、Ba构成的群中选择的1种以上：合计0.01％以下(不含0％)；(f)稀土类元素：0.01％以下(不含0％)；(g)由Zr、Ta和Hf构成的群中选择的1种以上：合计0.05％以下(不含0％)；(h)Co：2.5％以下(不含0％)和/或W：2.5％以下(不含0％)，根据所含有的成分，钢板的特性得到进一步改善。

根据本发明，通过将各成分的量和组织收纳在适当的范围内，并且满足上述(1)式和(2)式，如此调整化学成分组成，并且控制贝氏体的位错密度，由此能够实现即使在高热能输入焊接下仍会显示出优异的HAZ韧性，并且脆性龟裂传播停止特性也优异的厚钢板。

附图说明

图1是表示提取HAZ韧性(vE_-40)测定用试验片的位置的概略图。

具体实施方式

本发明者们通过使Ti系碳·氮化物微细化，尝试在高热能输入焊接下仍达成良好的HAZ韧性。如果钢水凝固时的冷却速度一定，则现有的Ti系碳·氮化物的分散状态被认为只由Ti、N的添加平衡决定。但是本发明者们锐意研究的结果发现，通过缩小在钢的状态图中表示的δ域的温度范围，即使是相同的Ti、N添加量，也能够使Ti系碳·氮化物微细分散。

规定上述(2)式的关系的X值是关于δ域的温度范围的函数。本发明者们尝试改善HAZ韧性而发现了上述(2)式的关系，首先对其原委进行说明。上谓所述“δ域”，意思是在钢的状态图中含有δ铁的区域。该“含有δ铁的区域”，除了只含有δ铁的区域以外，也包括δ+γ的2相区域等含有δ铁和其他状态的区域。而且，所谓“δ域的温度范围”是指含有δ铁的温度范围(δ域的上限温度和下限温度的差)。这里在特定组成的钢中，例如在只有δ铁的温度范围和δ+γ铁的温度范围的情况下，它们温度范围的合计为δ域的温度范围。该δ域的温度范围能够通过向综合热力学计算软件(Thermo-calc，可由CRC综合研究所购买)输入钢板的化学成分组成而进行计算。

在该δ铁中因为Ti的扩散速度快，所以若δ域的温度范围宽，则δ铁存在的时间长，认为粗大的Ti系碳·氮化物容易被形成。因此要研究通过调整化学成分组成以缩小δ域的温度范围，以使Ti系碳·氮化物微细化。为此，通过Thermo-calc的计算，以特定成分为基准只变更1种化学成分量，由此调查各化学成分对δ域的温度范围的影响。根据这一研究，确定了与δ域的温度范围有相关关系，由化学成分组成的函数所代表的X值。

X值＝500[C]+32[Si]+8[Mn]-9[Nb]+14[Cu]+17[Ni]-5[Cr]-25[Mo]-34[V]

(式中，[]表示各元素的含量(质量％)。)

X值的上述式中的系数相对应的是，由特定成分的钢使各化学成分变化时的δ域的温度范围的变化量。具体来说，例如[C]的系数的“500”，意思是只使C量增大0.01％时，据Thermo-calc的计算δ域的温度范围约减少5℃。而且X值和δ域的温度范围处于大体反比的关系(如果X值增大，则δ域的温度范围减少)。

还有，在规定上述X值的元素之中，除本发明的厚钢板的基本成分(C、Si、Mn)以外，还包含根据需要含有的元素(Nb、Cu、Ni、Cr、Mo、V等)，不含这些元素时，计算X值就没有这些项目，而含有这些元素时，由上式计算X值即可。

基于这样的考虑，制造具有各种X值的钢板而进行调查时发现，通过使X值增大，能够使Ti系碳·氮化物的平均粒径微细化，能够提高HAZ韧性。

而且通过使X值增大，还能够钢板的低温韧性也提高。这一现象被推定为是由于使X值增大，导致Ti系碳·氮化物的平均粒径减少。

如上述本发明的厚钢板重大的特征在于，其化学成分组成满足下式(2)的点。

40≤X值≤160…(2)

X值＝500[C]+32[Si]+8[Mn]-9[Nb]+14[Cu]+17[Ni]-5[Cr]-25[Mo]-34[V]

(式中，[]表示各元素的含量(质量％)。)

但是，如果本发明不对上述这一推定理由(δ域的温度范围的减少带来的碳·氮化物的平均粒径的减少，平均粒径的减少带来的HAZ韧性和低温韧性的提高等)加以限制，则本发明的范围由要求的范围限定。即满足专利要滶的范围中规定的构成要件的厚钢板包含在本发明的范围内。

如果各化学成分量在适当范围内，则X值越大，Ti系碳·氮化物的平均粒径和HAZ韧性以及母材韧性越提高。该X值的下限为40(优选为45，更优选为50)。X值的上限由各化学成分的适当量确定，为160(优选为100以下，更优选为75以下)。从硬质相MA组织(马氏体-奥氏体的混合组织)的生成抑制的观点出发，X值的优选上限为75以下。

在本发明的厚钢板中，通过使X值为40以上这样调整化学成分组成，从而使Ti系碳·氮化物微细。但是若Ti含量和N含量的平衡打乱，则钢板的韧性、特别是HAZ韧性劣化。具体来说Ti含量[Ti]和N含量[N]的比([Ti]/[N])超过4.0时，Ti系碳·氮化物变得粗大，HAZ韧性降低。反之，如果低于1.5，则由于过剩的N的影响，低温韧性和HAZ韧性降低。因而在本发明的厚钢板中，其另一特征为，除规定X值的上述(2)式以外，还要满足下述(1)式，以实现Ti含量[Ti]和N含量[N]的平衡。该[Ti]/[N]的优选下限为2.0，优选上限为3.5。

从韧性的观点出发，优选本发明的厚钢板中的Ti系碳·氮化物微细。因而本发明的厚钢板中的Ti系碳·氮化物优选为43nm以下，更优选为40nm以下，进一步优选为35nm以下。

本发明中的Ti系碳·氮化物的平均粒径的值是由如下方式测定的值。首先，用透射型电子显微镜(TEM)，在观察倍率6万倍以上、观察视野2.0μm×2.0μm以上、观察处所5处以上的条件下，观察作为代表钢板的热过程的部分深t/4的位置(t＝板厚)。然后测定该视野中的各碳·氮化物的面积，由该面积计算各碳·氮化物的当量圆直径。将这一各碳·氮化物的当量圆直径进行算术平均(相加平均)而得到的值为本发明中的Ti系碳·氮化物的平均粒径。

还有，判别是否是Ti系碳·氮化物，根据构成各碳·氮化物粒子的主体的成分来确实。即，所谓“Ti系碳·氮化物”，指的是将除去碳和氮的其余的元素的合计质量作为100％时，Ti的比例为50质量％以上。元素的量能够利用能量色散型X射线检测仪(EDX)决定。但是，因为过分微细的碳·氮化物不能测定，所以本发中的“Ti系碳·氮化物”限定在5以上。

在厚钢板中，如上述除了韧性良好以外，在船舶、海洋结构物、低温贮藏容器、管道钢管、建筑、桥梁等的大型结构物中，伴随脆性破坏的事故给经济和环境造成很大影响，这就对其要求高度的安全性。本发明者们从一并成这脆性龟裂传播停止特性的提高这一观点出发也进行了反复研究。其结果发现，为了使脆性龟裂传播停止特性提高，如果控制为以贝氏体为主体(贝氏体分率为95面积％以上)的组织，并且使贝氏体的位错密度在规定的范围，则能够提高脆性龟裂传播停止特性。

在本发明的厚钢板中，通过将贝氏体的位错密度(ρ^1/2)控制在1.0×10⁶～5.0×10⁷(m^-1)的范围内，能够实现优异的脆性龟裂传播停止特性。金属材料已知会在比预想的理想破坏强度的应力下破坏。这一现象还已知是由于在金属材料内部存在有各种各样的缺陷导致的。作为这样的缺陷的种类，有夹杂物、析出物、异相粒子、位错等，通过这些组织因素的控制，母材韧性的改善得到进行。

本发明者们认为，这些缺陷因素也会对脆性龟裂传播停止特性施加影响，从而判明，特别通过进行着眼于位错密度的组织控制，可使脆性龟裂传播停止特性被改善。通过将位错密度控制在适当的范围致使脆性龟裂传播停止特性良好，关于这一机理还不能充分地明释，但是可推定为，恐怕若位错密度变高，则由于位错的合并等造成的龟裂前端部的应力集中，会导致亲的断裂面容易被形成，因此脆性龟裂的传播难以停止。

为了发挥上述的效果，需要将贝氏体的位错密度(ρ^1/2)控制在1.0×10⁶～5.0×10⁷(m^-1)的范围。贝氏体的位错密度(ρ^1/2)低于1.0×10⁶(m^-1)时，不能确保母材强度，相反若位错密度(ρ^1/2)超过5.0×10⁷(m^-1)，则脆性龟裂传播停止特性反而劣化。该位错密度的优选下限为5.0×10⁶(m^-1)，更优选为1.0×10⁷(m^-1)，进一步优选为1.5×10⁷(m^-1)[或2.0×10⁷(m^-1)以上]，优选的上限为4.0×10⁷(m^-1)[更优选为3.0×10⁷(m^-1)]。

上述位错密度的测定，采用作为一般性的方法的X射线衍射法即可。例如基于“CAMP-ISIJ VoL.17(2004)P396～399”所述的方法，便能够由(200)面的半价幅求得位错密度。在本发明中，提取25mm边的试验片，在板厚方向电解研磨与1/4部位的轧制面水平的面并作为测定面。

在本发明中，需要成为以贝氏体为主体的组织。另外通过以上述方式规定位错密度，良好的脆性龟裂传播停止特性将得到发挥。但是，为了发挥这样的效果，不一定非要100面积％都是贝氏体组织，以贝氏体分率计为95面积％以上即可。作为贝氏体以外的组织，可列举马氏本、铁素体或珠光体等。还有，在本发明中，贝氏体分率遵循下述的方法测定。

(贝氏体分率的测定方法)

将从各钢板的t/4(t：板厚)位置提取的2cm边的试验片进行镜面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液(2％硝酸-乙醇溶液)进行刻蚀，利用光学显微镜观察组织(倍率：100倍)，n＝10(次)并拍摄照片，由图像分析装置(MediaCybernetics制：imega-Pro Plus)计算贝氏体分率。这时，铁素体以外的板条状组织全部视为贝氏体。

本发明的厚钢板，由于其化学成分组成满足上述(1)式和(2)式的关系，并且控制贝氏体的位错密度，HAZ韧性和脆性龟裂传播停止特性都优异。但是，即使满足这些要件，如果各个化学成分(各元素)的含量不在适当的范围内，则仍不能达成上述的效果。因此本发明的厚钢板，除了满足上述(1)式和(2)式，以及规定贝氏体的位错满足密度以外，其特征还在于，各个化学成分的量如以下所述处于适当范围内。以下，对于化学成分分别进行说明。

[C：0.030～0.15％]

C是用于确保钢板的强度所需要的元素，另外还是用于使钢的状态图中的δ域的温度范围缩小的有效元素。C含量低于0.030％时，这些效果无法被发挥。另一方面，若C含量超过0.15％，则硬质的第2相MA组织变得过多，母材韧性和HAZ韧性降低。因此C含量定为0.030～0.15％。C含量的优选下限为0.040％(更优选为0.050％以上)，优选上限为0.10％(更优选为0.070％以下)。

[Si：1.0％以下(不含0％)]

Si是用于确保钢板的强度有效的元素，因此优选使之含有0.10％以上(更优选为0.20％以上)。但是，若过剩地含有Si，则MA组织大量生成，母材韧性和HAZ韧性降低，因此其上限需要为1.0％。Si量的优选上限为0.8％，更优选为0.50％，进一步优选为0.40％。

[Mn：0.8～2.0％]

Mn是使淬火性提高，对确保钢板的强度有效的元素。Mn含量低于0.8％时，强度确保的作用无法被充分发挥。另一方面，若Mn含量超过2.0％，则母材韧性和HAZ韧性降低。因此Mn含量定为0.8～2.0％。Mn的优选下限为1.00％，更优选为1.20％，进一步优选为1.50％。另一方面，Mn量的优选上了为1.80％，更优选为1.60％。

[P：0.03％以下(不含0％)％]

作为杂质元素的P因为会对母材韧性和HAZ韧性造成不良影响，所以其量优选尽可能地少。因此P量为0.03％以下，优选为0.01％以下。但是工业上使钢中的P量处于0％很困难。

[S：0.01％以下(不含0％)]

S是形成MnS而使延性降低的元素，特别是在高张力钢板中不良影响巨大，因此其量优选尽可能地少。因此S量为0.01％以下，优选为0.005％以下。但是工业上使钢中的S量处于0％很困难。

[Al：0.01～0.10％]

Al是具有脱氧和通过使显微组织微细化而使母材韧性提高的效果的元素。为了充分地发挥这样的效果而使Al含有0.01％以上。不过，若过剩地含有Al，则母材韧性和HAZ韧性反而降低，因此其上限为0.10％。Al含量的优选下限为0.020％。另一方面，其优选上限为0.060％，更优选为0.040％以下。

[Ti：0.015～0.03％]

Ti与N形成微细的氮化物，抑制焊接时的HAZ的奥氏体晶粒的粗大化(所谓钉轧效果)，是用于使HAZ韧性提高的有效的元素。为了充分地发挥这样的效果，含有Ti为0.015％以上。但是，若Ti含量过剩，则HAZ韧性反而劣化，因此Ti含量的上限定为0.03％。Ti含量优选为0.017％以上，0.020％以下。

[B：0.0010～0.0035％]

B在高热能输入焊接时，在HAZ、特别是熔合部的附近，使以BN为核的晶内铁素体生成，并且还具有固溶N的固定作用，是对HAZ韧性改善重要的元素。在本发明中，为了充分地发挥该效果，使B含有0.0010％以上，比通常的厚钢板中的含量多。但是，若B含量过剩，则在高热能输入焊接时粗大的贝氏体组织形成，因此HAZ韧性反而劣化。因此B含量的上限定为0.0035％。B含量的优选下限为0.0015％(更优选为0.0020％以上)，上限为0.0030％(更优选为0.0025％以下)。

[N：0.0050～0.01％]

N与Ti结合而形成微细的碳氮化物，在高热能输入焊接时抑制奥氏体晶粒的粗大化，是具有使HAZ韧性提高的效果的元素。若N含量过少，则上述效果无法被充分发挥，因此其下限定为0.0050％。另一方面，若N含量过剩，则对母材韧性和HAZ韧性造成不良影响，因此其上限定为0.01％。N含量的优选下限为0.0055％，更优选为0.0060％以上。另外，N含量的优选上限为0.0090％，更优选为0.0080％以下。

[Ca：0.005％以下(不含0％)]

Ca是具有使HAZ韧性提高的效果的元素，详细地说，Ca使MnS球状化，通过对这样的夹杂物进行形态控制而使各向异性降低，由此提高HAZ韧性。另一方面，形成CaS、CaO，抑制HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，由此使HAZ韧性提高。为了充分地发挥这样的效果，优选使钢板中含有Ca优选为0.0005％以上。然而，若Ca的含量过剩，则反而使母材韧性和HAZ韧性劣化，因此将其上限定为0.005％。Ca量的优选上限为0.0030％，更优选为0.0025％。

[O：0.01％以下(不含0％)]

O与Al、Ca、Mg等反应而在高温下形成稳定的氧化物，是在防止HAZ的旧奥氏体晶粒的粗大化上有效发挥作用的元素。这一效果随着其含量的增多而增大，但是若变得过剩，则纯净度降低，HAZ韧性反而降低，因此将其上限定为0.01％。

本发明的厚钢板，除上述成分以外，基本上由Fe和不可避免的杂质构成。但是发明并不排除含有其他元素的厚钢板，在本发明的范围中，在不损害本发明的效果的范围内，也包括含有其他成分元素的厚钢板。

例如在本发明的厚钢板中，除上述成分以外，根据需要还含有如下等元素也有效：(a)Nb：0.035％以下(不含0％)；(b)Cu：2.0％以下(不含0％)、Ni：2.0％以下(不含0％)和Cr：2.0％以下(不含0％)之中的1种以上；(c)Mo：1.0％以下(不含0％)；(d)V：0.1％以下(不含0％)；(e)由Mg、Sr、Ba构成的群中选择的1种以上：合计0.01％以下(不含0％)；(f)稀土类元素：0.01％以下(不含0％)；(g)由Zr、Ta和Hf构成的群中选择的1种以上：合计0.05％以下(不含0％)；(h)Co：2.5％以下(不含0％)和/或W：2.5％以下(不含0％)，根据所含有的成分的种类，钢板的特性得到进一步改善。

[Nb：0.035％以下(不含0％)]

Nb使坯料的淬火性提高，是用于提高钢板的强度有效的元素，根据需要含有。然而，若Nb含量过剩，则母材韧性和HAZ韧性降低，因此将其上限定为0.035％。为了发挥此效果，优选Nb含有0.005％以上，更优选含有0.010％以上。另外，Nb含量更优选的上限为0.025％，进一步优选为0.020％以下。

[Cu：2.0％以下(不含0％)、Ni：2.0％以下(不含0％)和Cr：2.0％以下(不含0％)之中的1种以上]

Cu、Ni和Cr均是提高淬火性而有助于强度提高的元素，能够根据需要添加。其中，Cu被认为与C一样使δ域的温度范围缩小，具有使Ti系碳氮化物微细化的效果。另外Ni也是用于使δ域的温度范围缩小有效的元素。为了充分发挥这样的效果，推荐其含有均优选为0.20％以上，更优选为0.40％以上。若它们的量过剩，则母材韧性和HAZ韧性有降低的倾向，因此其上限均定为2.0％。优选为1.0％以下。

[Mo：1.0％以下(不含0％)]

Mo除了提高淬火性而使强度提高以外，还是用于防止回火脆性有效的元素，能够根据需要而添加。为了充分地发挥这样的效果，推荐Mo含量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。但是若Mo含量过剩，则母材韧性和HAZ韧性劣化，因此将其上限定为1.0％。Mo含量更优选为0.50％以下。

[V：0.1％以下(不含0％)]

V是通过少量的添加，具有提高淬火性和回火软化阻抗的效果的元素，能够根据需要添加。为了充分地发挥这样的效果，推荐V量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是，若V量过剩，则母材韧性和HAZ韧性劣化，因此，将其上限定为0.1％。V量优选为0.05％以下。

[由Mg、Sr、Ba构成的群中选择的1种以上：合计0.01％以下(不含0％)]

Mg、Sr和Ba在厚钢板中生成微细的氧化物，抑制HAZ的奥氏体的粗大化，从而在提高HAZ韧性上是有效的元素。为了充分发挥这样的效果，优选含有它们的1种以上(合计)0.0003％以上。然而，若它们的含量过剩，则反而使母材韧性和HAZ韧性劣化，因此其上限为0.01％。更优选的上限为0.0040％，进一步优选为0.0020％。

[稀土类元素：0.01％以下(不含0％)]

稀土类元素(REM)作为氧化物或硫化物存在，具有在HAZ的奥氏体晶粒微细化和铁素体相变的促进作用下，改善HAZ韧性的作用，能够根据需要有效地活用。然而，若过剩地含有REM，则反而使HAZ韧性劣化，因此其上限优选为0.01％。REM的更优选上限为0.003％。还有，本发明中使用的REM包括镧系稀土类元素的任何一种，含有它们的1种以上即可。

[由Zr、Ta和Hf构成的群中选择的1种以上：合计0.05％以下(不含0％)]

Zr、Ta和Hf与Ti一样形成碳·氮化物，抑制焊接时的HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，因此是对HAZ韧性的改善有效的元素。这了充分地发挥这样的效果，优选含有上述元素的1种以上合计0.001％以上，但是若它们的含量过剩，则母材韧性和HAZ韧性反而降低，因此含有这些元素时，其合计优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下。

[Co：2.5％以下(不含0％)和/或W：2.5％以下(不含0％)]

Co和W使淬火性提高，是具有提高钢板的强度的效果的元素。为了充分发挥这一效果，优选含有其中1种或双方，分别为0.2％以上。但是若它们的量过剩，母材韧性和HAZ韧性劣化，因此将它们的量的上限均定为2.5％。

当制造本发明的厚钢板时，将如上述满足化学成分组成、[Ti]/[N]和X值的要件的钢，以通常的熔炼法进行熔炼，冷却该钢水并成为板坯后，例如加热到950～1300℃的范围之后进行热轧，使由下式(3)规定的T值±50℃的温度范围中的累积压下率为40％以上，继而使750～800℃下的累积压下率为10～30％而结束轧制，其后冷却即可。

T值＝750+4000[Nb]+326000[B]+250[Mo]+400[V]…(3)

还有由上式(3)规定的T值是贝氏体位错密度调整的指标。另外在规定上述T值的元素之中，在本发明的厚钢板中也包括根据需要被含有的成分(B、Mo、V)，但是当不含有这些元素时，则计算T值没有这些项目，而含有这些元素时，由上式(3)计算T值即可。

之所以使上式(3)所规定的T值±50℃的温度范围中的累积压下率为40％以上，是从确保位错密度这一观点出发，若这时的压下率低于40％，则成为低位错密度。另外使750～800℃下的累积压下率为10～30％也是从确保位错密这一观点出发，若这时的压下率低于10％，则成为低位错密度，若超过30％，则成为高位错密度。

本发明的厚钢板控制X值而使δ域的温度范围狭小，因此通过在通常的条件下冷却钢水(例如以0.1～2.0℃/秒的冷却速度从1500℃冷却至1100℃)而形成板坯，由此能够形成充分小的Ti碳·氮化物的平均粒径。但是，为了形成更微细的碳·氮化物，优选变更铸造机的冷却水量和冷却方法，以使凝固时的冷却速度提高。

本发明涉及厚钢板，在该领域中所谓厚钢板，如JIS所定义的，一般指的是板厚3.0mm以上。但是，本发明的厚钢板的板厚优选为20mm以上，更优选为40mm以上，进一步优选为60mm以上。说到原因是由于，因为即使是输入热量为40kJ/mm这样的高热能输入焊接或超高热能输入焊接仍显示出良好的HAZ韧性，因此，即使板厚很厚，通过增大输入热量，仍能够高效率地进行焊接。

【实施例】

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受以下的实施例限制，在能够符合前·后述的宗旨的范围内当然也可以加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

将下述表1～4所示的组成的钢，以通常的熔炼法进行熔炼，以0.1～0.2℃/秒的冷却速度从1500℃冷却至1100℃而成为板坯后，加热至1100℃并进行热轧，以及根据情况进行回火，制造板厚60mm的高张力钢板。这时，控制由前述(3)式规定的T值±50℃的温度范围中的累积压下率，以及750～800℃下的累积压下率。在下述表1～4中，一并记述有根据钢板的化学成分组成计算的[Ti]/[N]、X值，由Thermo-calc计算的δ域的温度范围的值(表中记述为“δ域”)和T值。

对于如上述这样制造的钢板，按下述要领、以下述的方法测定Ti系碳·氮化物的平均粒径、钢板的抗拉强度、母材韧性、HAZ韧性和脆性龟裂传播停止特性，并且根据前述的方法测定贝氏体的面积率、位错密度。这些结果与制造方法(T值±50℃的温度范围中的累积压下率，750～800℃下的累积压下率)一起显示在下述表5～8中。

(Ti系碳·氮化物的平均粒径)

用透射型电子显微镜(TEM)，在观察倍率6万倍、观察视野2.0μm×2.0μm、观察处所5处以上的条件下，观察深t/4的位置(t＝板厚)。然后测定该视野中的各碳·氮化物的面积，由该面积计算各碳·氮化物的当量圆直径。将这一各碳·氮化物的当量圆直径进行算术平均(相加平均)计算各钢板的Ti系碳·氮化物的平均粒径。

(钢板的抗拉强度)

在深t/4的位置(t＝板厚)，使试验片的长方向成为钢板的板宽方向(C方向)，如此提取JIS4号试验片，进行拉伸试验，由此测定抗拉强度。

(母材韧性)

在深t/4的位置(t＝板厚)，使试验片的长方向成为钢板的轧制方向(L方向)，如此提取JIS Z 2242所规定的V切口标准试验片，在各温度下进行摆锤冲击试验(冲击刃半径：2mm)，测定-40℃下的吸收能(vE_-40)。

(HAZ韧性)

以输入热能40kJ/mm进行焊接(气电焊electrogas arc welding)，从图1所示的位置提取JIS4号试验片(切口位置为距熔合部0.5mmHAZ侧)，在-40℃下进行摆锤冲击试验，测定吸收能(vE_-40)。在本发明中，抗拉强度200J以上的为合格。

(脆性龟裂传播停止特性的评价)

脆性龟裂传播停止特性依据日本焊接协会的钢种认定试验方向所规定的方法进行试验。即，其进行是通过在50mm正方试验片上进行29mm深度的切口加工的试验(ESSO试验)，由此求得脆性龟裂传播性能(Kca值)显示600N/mm^1.5的温度TK(℃)。在本发明中，TK≤-40℃为合格。

【表5】

【表6】

【表7】

【表8】

由这些结果能够进行如下考察。首先，试验No.1～46满足本发明规定的要件，可知任何一种特性(钢板的抗拉强度、母材韧性、HAZ韧性和脆性龟裂传播停止特性)均良好。

相对于此，试验No.47～75欠缺本发明规定的某一要件，某种特性劣化。