厚鋼板的制作方法

專利名稱：厚鋼板的制作方法
技術領域：
本發明涉及橋梁、高層建筑物和船舶等焊接結構物所使用的厚鋼板，更詳細地說， 是涉及在進行大線能量焊接時，焊接熱影響部(以下稱為“HAZ”。)的韌性優異的厚鋼板。
背景技術：
近年，被用于橋梁、高層建筑物和船舶等焊接結構物的鋼材所要求的特性，隨著這些焊接結構物的大型化而有日益嚴格的傾向。特別是這些被要求的諸多特性之中，對于有關韌性的要求有更加嚴格的傾向。焊接結構物等所使用的鋼材，存在在焊接接合時受到熱影響而形成的HAZ的韌性容易劣化這樣的問題。該HAZ韌性的劣化具有焊接時的線能量越大而呈現得越為顯著這樣的傾向，因此為了改善HAZ韌性，認為極力抑制焊接時的線能量即可。但是，從提高焊接的作業效率這一觀點出發，對于建筑用結構物等所使用的鋼材，則反而有要求大線能量焊接的傾向，譬如線能量為100kJ/mm以上這樣的大線能量焊接。作為進行大線能量焊接時提高HAZ韌性的技術的代表例，有高M鋼板，例如在專利文獻1中公開有一種鋼板，通過添加2%左右的Ni而使強度和韌性提高。但是，Ni是非常高價難以入手的元素，因此不優選提高所添加的Ni量，工業上寧可優選盡可能將Ni的添加量抑制得很低的方法。也是這樣的背景下，不像專利文獻1所述那樣成為高Ni，而是極力降低Ni的添加量，例如使M的添加量為1.5%以下的基礎上來提高HAZ韌性的技術也得到了各種各樣的研究。大線能量焊接時的HAZ，是由于線能量而長時間保持在高溫的奧氏體(γ)區域后被徐冷，因此發生上述線能量下的高溫保持時的Y晶粒生長和徐冷過程中的粗大鐵素體 (α)晶粒的生長，容易造成組織的粗大化，這成為大線能量焊接時HAZ韌性降低的原因。因此，需要抑制大線能量焊接時的組織的粗大化，開發使大線能量焊接時的HAZ韌性穩定并保持在高水準的技術成為必要課題。作為用于抑制大線能量焊接時的組織粗大化，確保HAZ韌性的主要的手段，提出有涉及如下內容的技術借助氧化物、氮化物、硫化物等夾雜物粒子進行的Y晶粒生長釘扎，借助以夾雜物粒子為起點的晶內α生成進行的組織的微細化等。作為這樣的技術的提出例，有專利文獻2 4所述的技術。在該專利文獻2 4中公開，使鋼材中分散析出微細的含Ti氮化物，使之作為γ晶粒生長釘扎粒子發揮作用，從而抑制在大線能量焊接時的 HAZ產生的奧氏體晶粒的粗大化，抑制HAZ韌性的劣化。但是，若以近年所要求的這種大線能量進行焊接，則含Ti氮化物消失的量變多，不能充分確保數密度，不能得到穩定的HAZ韌性。相對于此，作為專利文獻5 7，提出利用高溫下穩定的氧化物系夾雜物作為、晶粒生長釘扎粒子而加以利用的技術。但是，氧化物系夾雜物與含Ti氮化物相比，數密度少， 難以得到充分的釘扎效果，因此，對于線能量為100kJ/mm以上這樣的大線能量下的焊接還不能充分應對，還需要進一步改善。
即，在專利文獻5、6中記述，通過使含有Ti-REM-Ca-Al系氧化物和REM及Ir的氧化物存在，能夠得到良好的HAZ特性，但是設定的線能量還停留在低水平，在100kJ/mm以上這樣的大線能量下仍不能獲得良好的HAZ特性。另外在專利文獻7中，記述有一種與專利文獻6 —樣利用含有&的氧化物的技術，但同上述一樣，所設定的線能量還停留在低水平，在100kJ/mm以上這樣的大線能量下仍不能獲得良好的HAZ特性。此外，在專利文獻8中，記述有一種通過利用氧化物系夾雜物和含Ti夾雜物雙方作為Y晶粒生長釘扎粒子，從而得到高的HAZ韌性的技術。但是，若考慮近年的現能量的增大傾向，則以含Ti夾雜物為主的Y晶粒生長釘扎的利用存在局限，需要盡快確立利用氧化物系夾雜物的大線能量下的HAZ韌性提高手段。另外，作為以氧化物系夾雜物粒子為起點的晶內α生成的起點并使之發揮作用的技術，除了專利文獻9中所述的利用含有Ti和REM的復合氧化物和MnS的技術被提出以外，本發明者們還在專利文獻10中率先提出，通過控制夾雜物形狀而促進晶內α生成的技術。這些技術是針對晶內α生成，在(晶內α/夾雜物)界面能低的夾雜物有效的前提下構筑的。但是，在專利文獻9所述的技術中，最初設定的線能量小，無法充分保障大線能量 HAZ韌性。另外，建筑用結構物等所使用的鋼材，除了要求優異的HAZ韌性以外，也要求母材的強度、低屈強比和母材韌性等。近年來，隨著建筑物的高層化、大型化，作為建筑物用的鋼材，使用高張力鋼材的動向提高。例如，作為專利文獻11提出的技術是，使微細的碳氮化物分散，并且確保鐵素體在一定量以上，由此實現抗拉強度在590MPa以上的鋼板的低屈強比。但是，該專利文獻11 涉及的技術，并不是著眼于實施線能量為100kJ/mm以上這樣的大線能量焊接時的HAZ韌性的技術。另外，在專利文獻12中也提出有一種技術，其通過使氧化物系夾雜物分散，并且確保鐵素體在一定量以上，由此實現抗拉強度在590MPa以上的鋼板的低屈強比，但作為對象的線能量小。如以上說明的，關于確保在實施線能量為100kJ/mm以上這樣的大線能量焊接時的HAZ韌性，同時還使其他特性(母材的強度和韌性的提高或進一步低屈強比)有所提高的技術，處于尚未得到開發的現狀。專利文獻專利文獻1日本特開2006-118007號公報專利文獻2日本特開2001-98340號公報專利文獻3日本特開2004-218010號公報專利文獻4日本特開昭61-253344號公報專利文獻5日本特開2001-20031號公報專利文獻6日本特開2007-100213號公報專利文獻7日本特開2007-247005號公報專利文獻8日本特開2008-223062號公報專利文獻9日本特開平7-252586號公報專利文獻10日本特開2008-223081號公報專利文獻11日本專利第2901890號公報
專利文獻12日本特開2007-247004號公報

發明內容
本發明鑒于上述現有的實際情況而做，其基本的目的在于，提供一種即使在大線能量焊接時，仍發揮出優異的HAZ韌性的厚鋼板。更詳細地說，本發明的一個目的在于，提供一種焊接熱影響部的韌性優異的厚鋼板(以下稱為“本案第一方式的厚鋼板”)，其作為平均值評價時的HAZ韌性優異，并且在抗拉強度為490MPa以上的高強度區域能夠實現低屈強比，此外還能夠確保良好的母材韌性。本發明的另一目的在于，提供一種厚鋼板(以下稱為“本案第二方式的厚鋼板”)， 其所述大線能量HAZ韌性的平均值優異，并且在抗拉強度為590MI^以上的高強度區域也顯示出低屈強比，并且顯示出良好的母材韌性。本發明的又一個目的在于，提供一種厚鋼板(以下稱為“本案第三方式的厚鋼板”)，其所述大線能量HAZ韌性的平均值當然優異，還能夠提高被評價的區域內的HAZ韌性的最小值。本發明又一個其他目的在于，提供一種厚鋼板(以下稱為“本案第四方式的厚鋼板”)，其即使在抗拉強度780MI^級的高強度區域，也能夠提高在進行大線能量焊接時的 HAZ韌性的平均值和HAZ韌性的最小值。能夠達成前述課題的本發明的厚鋼板，作為基本構成具有下述這樣的鋼成分和組織。即，是如下厚鋼板，其含有C :0. 02 0. 15質量％ ；Si :0 0.50質量％ ；Mn :1.0 3.0質量比0質量％大、在0. 03質量％以下；S 比0質量％大、在0.015質量％以下； Al 0 0. 07 質量％ ；Ti 0. 010 0. 080 質量％ ；Ca :0. 0005 0. 010 質量％ ；N :0. 002 0. 020質量％ ；此外，還含有從REM :0. 0001 0. 02質量％、Zr :0. 0001 0. 02質量％之中選出的一種以上，余量是鐵和不可避免的雜質，其中，除去氧的構成元素，以質量％計，滿足 10%< Ti、Al < 20%,5%< Ca < 40%，并且滿足 5%< REM < 50%,5%< Zr < 40% 的至少任意一方的氧化物，以滿足下式(1)和O)的條件的方式存在。(1)以當量圓直徑計，低于2 μ m的所述氧化物為200個/mm2以上，(2)當量圓直徑為2 μ m以上的所述氧化物為100個/mm2以下。還有，本發明中說明的所謂當量圓直徑，是著眼于氧化物等的大小，求得假定為與其面積相等的圓的直徑，能夠以透射型電子顯微鏡(TEM)或掃描型電子顯微鏡(SEM)進行觀察，通過圖像分析求得。然后，所謂以這樣的基本構成為基礎而發明的所述本案第一方式的厚鋼板，構成如下Si含量為0 0. 46質量％，Mn含量為1. 0 2. 0質量％，所述氧化物之中，當量圓直徑為2 μ m以上的氧化物之中，當量圓直徑為2μπι以上、低于5μπι的氧化物存在30 70 個/mm2，并且，當量圓直徑為5 μ m以上的氧化物的存在低于30個/mm2，并且含有含Ti氮化物，并且，所述含Ti氮化物之中，當量圓直徑為IOOnm以下的含Ti氮化物存在5X IO6個/ mm2以上。另外，所謂以這樣的基本構成為基礎而發明的所述本案第二方式的厚鋼板，構成如下Si含量為0.01 0. 35質量％，Mn含量為1. 0 2. 0質量％，所述氧化物是還滿足 Al/ (REM+Zr) < 0. 7的關系的氧化物，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物每Imm2中有300個以上，并且含有含Ti氮化物，并且，所述含Ti氮化物之中，當量圓直徑為IOOnm以下的含Ti 氮化物存在5 X IO6個/mm2以上。另外，所謂以這樣的基本構成為基礎而發明的所述本案第三方式的厚鋼板，構成如下Si含量為0 0. 25質量％，Mn含量為1. 0 2. 0質量％，并且在REM :0. 0003 0. 02質量％、& 0. 0003 0. 02質量％的范圍含有REM和rLr雙方，由下式求得的A值滿足 0. 4 彡 A 彡 2. 4，A = IO4X {[Ti]-0. 7X (
-0. 09X [Al]-0. 16X [Ca]-0. 07X [REM]-0. 04X [Zr]) }X[N]并且，所述氧化物是還滿足3% < N、2 < Ti/N的氧化物，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物每Imm2中有300個以上。還有，在此在所述A式中，[]表示各元素的含量(質量％ )。另外，所謂以這樣的基本構成為基礎而發明的所述本案第四方式的厚鋼板，構成如下Si含量為0. 02 0. 50質量％，Mn含量為1. 4 3. 0質量％，并且，在REM :0. 0003 0. 02質量％、Zr :0. 0003 0. 02質量％的范圍含有REM和rLx雙方，此外還含有Cr :0. 5 2.0質量％，由下式求得的D值滿足238 <D < 388，D = 62 X [Mn] +27 X [Ni] +111 X [Cr]并且，所述氧化物之中，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物每Imm2中有300個以上， 并且在當量圓直徑在2 μ m以上的氧化物之中，當量圓直徑在2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物存在30 70個/mm2，并且，當量圓直徑在5 μ m以上的氧化物的存在低于30個/mm2。還有，在此在所述D式中，[]表示各元素的含量(質量％)。本案第四方式的厚鋼板，所述氧化物之中，還有滿足10%< REM+&· < 70%，并且 Ti和Ca的質量比Ti/Ca滿足超過1、低于1. 4的氧化物，優選當量圓直徑低于2 μ m的氧化物存在300個/mm2以上。所述本案第一 第三方式的厚鋼板，優選還含有從以下的(a) (C)中選出的至少一個群。(a)從 Ni :1. 50 質量％ 以下、Cu 1. 50 質量％ 以下、Cr :1. 50 質量％ 以下、Mo :1.50 質量％以下構成的群中選出的一種以上；(b)從Nb 0. 10質量％以下、V :0. 10質量％以下構成的群中選出的一種以上；(c)B :0· 005 質量％ 以下。另外，前述本案的第四方式的厚鋼板，作為其他元素，優選還含有從以下的 (a’) (c’)中選出的至少一個群。(a，)從Ni :1.50質量％以下、Cu 1. 50質量％以下、Mo 1. 50質量％以下構成的群中選出的一種以上；(b，)從Nb 0. 10質量％以下、V :0. 10質量％以下構成的群中選出的一種以上；(c，)B :0. 005 質量％ 以下。本發明的厚鋼板，如前述的基本構成，化學組成得到恰當控制，具有規定的化學組成的氧化物其每種尺寸都以適當量分散，在本案第一方式的厚鋼板中，除此之外，因此微細的含Ti氮化物被確保在規定量以上，所以即使在實施線能量為100kJ/mm以上這樣的大線能量焊接時，也能夠確保良好的HAZ韌性。另外，在抗拉強度為490MPa以上的高強度域能夠實現低屈強比，此外還能夠確保良好的母材韌性。
在本案第二方式的厚鋼板中，除了基本構成之外，在進一步控制氧化物化學組成的基礎上，還確保了微細的含Ti氮化物被確保在規定量以上，因此，即使在實施線能量為 100kJ/mm以上這樣的大線能量焊接時，也能夠確保良好的HAZ韌性，并且，能夠抑制HAZ韌性的偏差，此外還能夠實現顯示出低屈強比和良好的母材韌性的高強度厚鋼板。在本案第三方式的厚鋼板中，除了基本構成之外，鋼材的化學成分和氧化物的化學組成得到進一步控制，即使在進行大線能量焊接時，也能夠確保HAZ韌性的平均值，此外還能夠提高其最小值。在本案第四方式的厚鋼板中，除了基本構成之外，鋼材的化學成分得到進一步控制，因此在抗拉強度80公斤級“ ”的高強度鋼板中，即使是進行大線能量焊接時，也能夠確保HAZ韌性的平均值，此外還能夠提高其最小值。
具體實施例方式以下，首先對于本發明的基本構成進行說明。開發關于橋梁、高層建筑物和船舶等的焊接結構物所使用的厚鋼板，特別是開發在進行線能量為100kJ/mm以上這樣的大線能量下的焊接時，焊接熱影響部韌性優異的厚鋼板時，首先，發明者們著眼于，能夠利用氧化物系夾雜物(以下均僅表述為氧化物。)來確保高的HAZ韌性這一點，從各種角度進行研究。利用該氧化物的厚鋼板的HAZ韌性提高技術中存在優點和缺點。優點是，氧化物成為晶內α生成起點，使HAZ組織微細化，使HAZ韌性提高，反之其缺點是，氧化物自體成為破壞的起點，帶給HAZ韌性不利影響。以往從這樣的觀點出發，以氧化物作為晶內α生成的起點加以利用時，在以當量圓直徑低于2 μ m的氧化物為主體，更大尺寸的氧化物則盡可能降低的這一技術思想下，進行厚鋼板的開發。但是，若基于近年的研究開發，則理論上確認并報告，從晶內α生成的起點這一觀點出發，導入到厚鋼板內的氧化物的尺寸大的一方，晶內α的生成能力高，另外，理論上還確認并報告，韌性評價溫度越高，用于確保韌性的氧化物(粗大第二相)的尺寸的上限越得到緩和。根據這樣的研究開發結果，本發明者們認為，在韌性評價溫度比較高的焊接結構物所使用的厚鋼板的情況下，對HAZ韌性造成不利影響的氧化物的尺寸的上限緩和的基礎上，沿襲現有的技術思想，即，分散在厚鋼板內部的氧化物，與以往一樣在以當量圓直徑低于2μπι的氧化物為主體的基礎上，將晶內α生成能力高的、尺寸比較大的氧化物導入到內部，從而能夠使HAZ組織微細化，能夠提高HAZ韌性，本發明者們就此進行了研究。其次，發明者們從母材的低屈強比這一觀點出發，進一步進行研究。如前述，氧化物成為晶內α生成的起點，能夠有助于HAZ韌性的提高。另外，由于氧化物導入而使核生成點增多，與沒有導入氧化物的情況相比，母材在比較高的溫度下發生貝氏體相變，因此可以說會達到比較低的屈強比。另一方面，氧化物自身成為破壞的起點，也具有使母材韌性降低這樣的缺陷。另外，已知該缺陷隨著母材的強度增大而變大，向高強度鋼導入氧化物時， 可以說不使母材韌性降低至關重要。作為提高母材韌性的手段，一般認為有效的是想辦法進行鋼材的熱處理，以實現鋼材組織的微細化。但是，因為熱處理使工序繁雜，所以工業上不認為是優選的手段。因此，發明者們認為，在母材韌性的提高上，與HAZ韌性的提高一樣，通過向鋼材內部導入氧化物，可有效地促進晶內α的生成。但是，母材組織與HAZ組織比較，舊Y粒徑小。組織的尺寸通常由來自晶內的α 生成和來自舊Y晶界的α生成的平衡決定，因此母材組織的舊Y粒徑小這一情況，能夠看作來自晶界的α生成的勢力這方相對地大。因此，由晶內α生成帶來的組織微細化效果，在母材中若與HAZ比較，則難以得到發揮。因此，為了促進由氧化物系夾雜物控制帶來的晶內α生成，使母材組織微細化，需要更適當地控制導入的氧化物的組成和尺寸。發明者們基于從以上各種角度進行了研究的技術思想，從HAZ韌性的提高和母材的特性確保這樣的觀點出發，嘗試氧化物的控制。其結果發現，除了氧以外的構成元素，以質量％計，使滿足 10%< Ti、Al < 20%、5%< Ca< 40%，并且滿足 5%< REM< 50%、5% <Zr< 40%的至少任意一方的氧化物導入，并且這些氧化物之中，使當量圓直徑低于2 μ m 的氧化物存在200個/mm2以上，使當量圓直徑為2 μ m以上的氧化物存在100個/mm2以下， 由晶界α生成帶來的HAZ組織微細化效果得到顯著體現，確認到能夠取得更優異的HAZ韌性。還有，所述氧化物之中，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物只存在低于200個/mm2時， 由晶內α生成帶來的組織微細化效果得不到充分體現。關于當量圓直徑低于2μπι的氧化物，推薦優選存在220個/mm2以上，更優選存在250個/mm2以上。其個數上限沒有特別限定，但實際上在1000個/mm2以下程度。所述氧化物之中，當量圓直徑為2μπι以上的，因為助長脆性破壞，使HAZ韌性劣化，所以盡可能少為宜，為100個/mm2以下。另外，所述氧化物，氧化物中的Ti、Al、Ca、REM、Zr的質量，相對于除去氧的構成元素的合計質量，處于 10%< Ti,Al < 20%,5%< Ca < 40%,5%< REM < 50%禾口 / 或 5% < Zr < 40%的范圍即可。在除了氧以外的構成元素中，除了 Ti、Al、Ca、REM、& 元素以外， 也允許含有Si、Mn等元素。另外，該氧化物通常以含有前述的氧以外的元素的復合氧化物的方式存在。<化學成分組成>接下來，對于本發明的厚鋼板的化學成分組成進行說明。本發明的厚鋼板，能夠借助前述的氧化物使HAZ韌性和母材韌性提高，除此之外，適當調整各個化學成分(元素)的含量，能夠達成本發明作為目標的高度的HAZ韌性和母材韌性，此外還能夠實現其他特性 (低屈強比等)。因此，在本發明的厚鋼板中，各個化學成分的含量處于以下說明的范圍內也是要件。這些化學成分之中，構成氧化物的Ti、Al、Ca、REM、Zr的含量，如其作用效果強制性表明的，為含有構成氧化物的量。C :0· 02 0. 15 質量％C是用于確保鋼板的強度必須的元素。C的含量低于0.02質量％時，不能確保需要的強度。C含量的優選下限為0.03質量％，更優選的下限為0.04質量％。另一方面，若C 的含量過剩，則硬質的島狀馬氏體(MA)大量生成，招致母材的韌性劣化。因此，C的含量需要在0. 15質量％以下。C的含量的優選上限為0. 12質量％，更優選的上限為0. 10質量％。Si :0.50 質量％ 以下(含 0% )
Si是在通過固溶強化而確保強度上有用的元素，并且在用于確保含Ti氮化物的個數密度上也是有用的元素。另外根據鋼板的強度級別，在用于確保α相上也是有用的元素。但是若Si的含量過剩，則α相被過剩地導入，不能確保需要的抗拉強度(TS)。因此， Si的含量的上限為0. 5質量％。另外，優選的上限為0. 46質量％，更優選的上限為0. 42質量％，進一步優選的上限為0. 35質量％，特別優選的上限為0. 25質量％。還有，在本發明中沒有特意對Si的含量的下限進行特別地規定，但是根據作為對象的厚鋼板的板厚，有Si 為必須元素的情況。即，鑄錠尺寸大時，冷卻速度慢，因此即使不添加Si，也可以確保含Ti 氮化物的個數密度，但鑄錠尺寸小時，冷卻速度快，因此添加Si來提高Ti活性，從而確保Ti 氮化物的個數密度。這種情況下的Si的含量優選的下限為0. 01質量％。另外，Si的含量的更優選的下限為0. 02質量％，進一步優選的下限為0. 05質量％，特別優選的下限為0. 08 質量％。Mn :1. 0 3. 0 質量 ％Mn在確保鋼板的強度上是有用的元素，為了有效地發揮這一效果，需要使之含有 1.0質量％以上。Mn的含量優選的下限為1.3質量％，更優選的下限為1.4質量％。另一方面，若使過超過3. 0質量％而過剩地含有，則HAZ的強度過度上升，有韌性劣化的情況，因此，Mn的含量為3. 0質量％以下。Mn的含量優選的上限為2. 5質量％，更優選的上限為2. 0 質量％，進一步優選的上限為1. 8質量％，特別優選的上限為1. 6質量％。P :0.03質量％以下(不含0% )P是容易引起晶界破壞而對韌性造成不利影響的元素，因此優選其含量盡可能少。 從確保母材和HAZ的韌性這一觀點出發，P的含量需要抑制在0. 03質量％以下，優選為 0. 02質量％以下，更優選為0. 01質量％以下。關于P的含量的下限漢沒有特別地規定，但工業上難以使P達到0%。S :0.015質量％以下(不含0% )S與Mn形成硫化物，是使母材的韌性劣化的元素，因此優選其含量盡可能地少。從確保母材韌性這一觀點出發，S含量需要抑制在0. 015質量％以下，優選在0. 010質量％以下，更優選為0.008質量％以下。關于S的含量的下限漢沒有特別地規定，但工業上難以使 S達至Ij 0%。Al :0.07 質量％ 以下(含 0% )Al通過在Ti或Ca以及REM或rLx之前添加，在形成對晶內α的生成有效的氧化物上是有用的元素。為了有效地發揮這一效果，優選使之含有0. 003質量％以上，更優選為 0. 010質量％以上。但是，若其含量過剩，則粗大的氧化物生成，母材和HAZ的韌性劣化，因此需要抑制在0. 07質量％以下。Al的含量的優選上限為0. 05質量％，更優選上限為0. 04 質量％，進一步優選上限為0. 03質量％。Ti :0. 010 0. 080 質量％Ti通過在Al的添加后，在Ca以及REM或rLx之前添加，從而形成對晶內α的生成有效的氧化物，是有助于HAZ的提高的元素。為了有效地發揮這樣的效果，需要使之含有 0. 010質量％以上。Ti的含量優選的下限為0. 012質量％，更優選的下限為0. 015質量％。 另一方面，若Ti的含量過剩，則粗大氧化物大量生成，使HAZ韌性劣化，因此需要抑制在 0. 08質量％以下。Ti的含量的優選上限為0. 060質量％，更優選上限為0. 040質量％。
Ca :0· 0005 0. 010 質量％Ca通過在Ti的添加后的3 20分鐘后添加，從而形成對晶內α的生成有效的氧化物，是有助于HAZ的提高的元素。為了有效地發揮這樣的效果，需要使之含有0. 0005 質量％以上。Ca的含量優選的下限為0.0008質量％，更優選的下限為0.0010質量％。另一方面，若Ca的含量過剩，則粗大氧化物生成，使母材和HAZ的韌性劣化，因此需要抑制在 0. 010質量％以下。Ca的含量優選的上限為0. 008質量％，更優選上限為0. 007質量％。N :0· 002 0. 020 質量％N通過在高溫下形成熔化殘留的含Ti氮化物，在確保母材和HAZ的韌性上是有用的元素。為了有效地發揮這樣的效果，需要使之含有0.002質量％以上。N的含量優選下限為0. 003質量％，更優選的下限為0. 004質量％。另一方向，若N的含量過剩，則固溶N量增大，由于應變時效導致母材和HAZ的韌性劣化，因此需要抑制在0. 020質量％以下。N的含量優選上限為0. 018質量％，更優選的上限為0. 013質量％。從REM :0. 0001 0.02質量％、Zr :0.0001 0. 02質量％之中選出的一種以上REM(稀土類元素)和^ 在Ti添加后、Ca添加前添加，從而形成對晶內α的生成有效的氧化物，是有助于HAZ的提高的元素。這一效果隨著其含量增加而增大，但為了有效地發揮這樣的效果，均需要使之含有0. 0001質量％以上。REM和ττ的含量的優選下限為 0. 0003質量％，更優選的下限為0. 0005質量％，進一步優選的下限為0. 0010質量％。另一方面，若使這些元素過剩地含有，則氧化物變得粗大，使母材和HAZ的韌性劣化，因此均需要抑制在0. 02質量％以下。這些含量的優選上限為0. 015質量％，更優選的上限為0. 01 質量％。還有，所謂REM(稀土類元素)表示鑭系元素(元素周期表中從La到Ln的15種元素)、&和Y。還有，REM也可以是混合稀土金屬(例如含有Ce為50%左右、La為25% 左右)的方式。以上是本發明規定的必須的含有元素。另外，也可以還含有后述的元素，余量是鐵和不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，允許因原料、物資、制造設備等的狀況而摻入的 Sn、As、Pb等元素的混入。以上說明的本發明的基本構成作為基礎，對于本案第一方式的厚鋼板進行具體說明。還有，關于與前述基本構成共同的內容則省略說明。在本案第一方式的厚鋼板的成分組成中，使Si含量為0. 46質量％以下(含0)， Mn含量為1. 0 2. 0質量％的方法，在所述基本構成中說明的使Si、Mn含有的效果得到顯著發揮。本案第一方式的厚鋼板，其構成如下在成為這樣的成分組成的基礎上，氧化物之中，當量圓直徑為2 μ m以上的氧化物之中，當量圓直徑為2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物存在30 70個/mm2，并且，當量圓直徑為5 μ m以上的氧化物的存在低于30個/mm2，并且含有含Ti氮化物，并且，所述含Ti氮化物之中，當量圓直徑為IOOnm以下的含Ti氮化物存在 5X IO6 個/mm2 以上。使當量圓直徑為2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物存在30 70個/mm2，使當量圓直徑為5μπι以上的氧化物的存在低于30個/mm2，晶內α生成帶來的HAZ組織微細化效果得到顯著體現。當量圓直徑為2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物存在低于30個/mm2時，與存在30個/mm2以上的情況相比，晶內α生成帶來的HAZ組織微細化效果難以體現。關于當量圓直徑為2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物，推薦優選存在50個/mm2以上，更優選存在60個/mm2以上。還有，在這些氧化物之中，Ti和Ca的質量比(Ti/Ca)滿足超過1、低于1. 4的氧化物，也會在HAZ的高溫加熱中一部分液相化，并且在其后的冷卻過程中發生結晶化而具有對于晶內α生成有利的結晶結構，因此，除了(晶內α/γ)界面能的降低以外，還能夠實現更低(晶內α/夾雜物)界面能，晶內α的生成被促進得極其活躍，因此可以說特別有效。除了控制所述氧化物以外，使厚鋼板中含有適當的個數(個數密度)以上的微細的含Ti氮化物，也是本案第一方式的厚鋼板需要的，利用這樣的含Ti氮化物，能夠進行HAZ 的舊Y晶粒生長的釘扎。還有，第一方式所定義的含Ti氮化物中，當然包含TiN，但也包含以其他氮化物形成元素(Nb、Zr、V等)來置換TiN的Ti的一部分，具體來說，就是用以原子比計為50%以下的元素來替代Ti。若該含Ti氮化物與所述氧化物進行比較則非常微細，在焊接的熱量輸入前可以在鋼材內非常大量地微細分散，因此，即使經過譬如在線能量為100kJ/mm以上這樣大線能量焊接，含Ti氮化物大量消失，仍可以使充分數量的含Ti氮化物殘留。如此，在大線能量焊接后，有能夠使充分數量的含Ti氮化物殘留，因此能夠有效地發揮HAZ的舊γ晶粒生長的釘扎。在本案第一方式的厚鋼板中，為了確保HAZ韌性，使導入鋼材內的當量圓直徑為 IOOnm以下的微細的含Ti氮化物的個數密度為5X IO6個/mm2以上。這是由于，如果低于 5 X IO6個/mm2，則舊γ晶粒生長的釘扎效果弱。還有，導入鋼材內的當量圓直徑為IOOnm以下的微細的含Ti氮化物優選的數密度為5. 4Χ IO6個/mm2以上，更優選的數密度為6X IO6個/mm2以上。其個數的上限沒有特別限定，但實際上在15 X IO6個/mm2以下程度。在第一方式中，關于導入鋼材內的微細的含Ti 氮化物的當量圓直徑的下限沒有特別規定，但根據進行測量的透射型電子顯微鏡(TEM)的測量界限，可以說實際的當量圓直徑的下限為IOnm左右。〈制造要件〉為了制造滿足上述要件的本案第一方式的厚鋼板，優選適當控制熔煉時和鑄造時的制造要件，制造厚鋼板。以下，劃分成逐一項目詳細地說明其制造要件(熔煉時的熔鋼中的溶存氧量)熔煉時，使用Mn進行脫氧，在需要的情況下還會使用Si進行脫氧，由此使熔鋼中的溶存氧量以質量％計，為0. 002 0. 01%的范圍。熔鋼中的溶存氧量低于0. 002%時，則不能確保構成晶內α生成的起點的具有的適當的組成的氧化物達到需要量。另一方面，在溶存氧量超過0. 01%時，則當量圓直徑為2 μ m以上的粗大的氧化物過度地形成，給HAZ韌性帶來不利影響。溶存氧量的優選下限為0. 0025%，優選上限為0. 008%。(Ti、REM、Zr 的添加量)為了確保當量圓直徑為2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物在規定量以上，優選適當調整氧化物形成元素之中比較難控制的Ti、REM、Zr的添加量及其添加量的平衡。在Ti的添加量超過160ppm、REM和Ir的合計添加量超過55ppm的基礎上，調整添加量平衡，使根據 [Ti]/[REM]+ [Zr]這一算式求得的值為0. 8以上、低于11. 8即可。其中，式中[]是以質量％表示各元素等的添加量的值。還有，[Ti]、[REM]、[Zr] 未必一定與最終得到的鋼材中的Ti量、REM量、^ 量一致。這是由于，這些元素在制造過程中蒸發，或包含在爐渣中而被除去。(氧化物形成元素的添加順序)Al、Ti、REM、Zr、Ca的氧化物形成元素，需要按照Al — Ti — (REM、& ―) Ca的順序添加，若以該添加順序以外的順序添加各元素，則不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要量。特別是Ca具有脫氧力極強這樣的特性，若在Ti和Al 之前添加，則與Ti和Al結合的氧全部消失，不能形成第一方式中規定的成分組成的氧化物。還有，REM和Ir都添加時，其添加順序哪個在前都可以，也可以同時添加。還有，在Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加中，如后述，從添加Ti到添加Ca的時間在規定的范圍內即可，對其之外的間隔則沒有特別限定。(從添加Ti到添加Ca的時間11)從添加Ti到添加Ca的時間tl (分)為3 20分鐘。若從添加Ti到添加Ca的時間tl (分)比3分鐘短，則在添加Ca之前添加的元素進行的氧化物生成未充分進行，不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要量。另外，若該時間 tl (分)比20分鐘長，則至添加Ca，氧化物的生成過剩地進行，氧化物的組成達不到期望， 不能確保具有構成晶內α生成的起點的適當的組成的氧化物達到需要量。還有，從添加Ti 到添加Ca的時間tl (分)的優選下限為5分鐘，優選上限為15分鐘。(從添加Ca至澆鑄開始的時間t2)從添加Ca至澆鑄開始的時間t2(分)，是滿足由下式(1)、⑵求得的ta與tb之間，即ta(分)<t2(分)<tb(分)的時間。ta = 4-10 X [Ca]/([Ti]+2 X [Al]+5 X [REM] +2 X [Zr]+0. 01 …式(1)tb = 25-40 X [Ca]/([Ti]+2 X [Al]+5 X [REM] +2 X [Zr]+0. 01 …式(2)其中，在前述的式(1)、(2)中[]是以質量％表示各元素等的添加量的值。還有，[Ca]、[Ti]、[Al]、[REM]、[Zr]未必與最終得到的鋼材中的Ca量、Ti量、Al 量、REM量、Zr量一致。這是由于這些元素在制造過程中蒸發，或包含在爐渣中而被除去。從添加Ca至澆鑄開始的時間t2 (分)，是Ca在從添加Ca之前生成的其他氧化物奪走氧而形成期望的氧化物所需要的時間，若該時間t2(分)處于ta(分)以下，則Ca添加后的含Ca氧化物的形成反應未充分進行，不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要量。另外，若該時間t2(分)處于tb(分)以上，則Ca添加后的含Ca氧化物的形成反應過剩地進行，不能確保具有構成晶內α生成的起點的適當的組成的氧化物達到需要量。t2(分)如此需要滿足ta(分)<t2(分)<tb(分)，但從生產率的觀點出發，優選在這一范圍內盡可能短的時間。還有，求得ta和tb的式(1)、O)，是考慮各元素的氧化物形成能力，經反復大量的實驗而求得的算式。以上是用于確保需要量的氧化物的從添加Ca至澆鑄開始的時間t2 (分)的條件， 但在本案第一方式的厚鋼板中，還需要將當量圓直徑為IOOnm以下的含Ti氮化物確保在 5X106個/mm2以上。為此，由下式⑶求得的tx (分)與t2 (分)、ta(分)、tb (分)的關系，需要滿足 ta(分)<tX(*)<t2(*)<tb(*)。tx = 6-{[Si]/([Ti]+2X [Al]+5X [Ca] +5X [REM] +2X [Zr]+0. 01)}…式(3)其中，在前述的式(3)中[]是以質量％表示各元素等的添加量的值。添加Si的情況，是從脫氧前添加，至脫氧之前被氧化的狀態。為了確保固溶Si在規定量以上，需要借助與氧的親和力比Si大的強脫氧元素，對氧化的Si進行充分的時間還原，為此tx(分)<t2(分)。另一方面，因為需要確保構成晶內α起點而適當進行了成分調整的氧化物也達到規定量，所以需要使Si氧化物的還原所需要的時間比規定時間短，因此 t2(分)<tb(*)。(鑄造時的冷卻時間t3)鑄造時的1500 1450°C下的冷卻時間t3(秒)為300秒以下。若該冷卻時間 t3 (秒)超過300秒，則當量圓直徑為5 μ m以上的粗大的氧化物的生成量增加，HAZ韌性劣化。還有，鑄造時的冷卻時間t3(秒)優選為280秒以下。t3(秒)的下限沒有特別限定， 能夠優選為190秒左右。(氧化物形成元素的添加量)氧化物形成元素之中Ca的添加量(質量％ )，即[Ca]是滿足由下式⑷、(5)求得的Al值與Bl值之間，即Al ^ [Ca] ^Bl的添加量(質量％ )。還有，求得Al值與Bl值的下式G)、(5)，是經反復大量的實驗而求得的算式。Al = 2. 25 X [Of]…式Bl= [Of] X [Ti] / (0. 25 X [REM] +0. 12 X [Zr])…式(5)其中，在前述的式0)、(5)中，[Of]是Ca添加前的溶存氧量(質量％)，[Ti]、 [REM]、[Zr]是各元素分別向熔鋼中的添加量(質量％ )。若Ca添加量比Al值小，則添加的Ca的大部分作為Ca的單獨氧化物被消耗，因此不能確保用于構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物。另一方面，若Ca添加量超過Bl值，則氧化物中的Ti的比率(質量％)變小，這時也不能確保用于構成晶內α 生成的起點的具有適當的組成的氧化物。(Si添加量和脫氧能力比Si高的元素的合計添加量的調整)在第一方式中，需要確保當量圓直徑為IOOnm以下的含Ti氮化物存在5 X IO6個/ mm2以上，為此，優選在鋼材中充分確保使Ti的活性提高的固溶Si量。如先前說明的，添加 Si時，從由Ca、Ti、Al、REM、&進行的脫氧前添加，在煉鋼工序中有一定量被氧化，因此為了在鋼材中確保預期的固溶Si量，需要使脫氧能力比Si高的元素，即Al、Ti、Ca、REM、Zr的添加量的合計，以質量％計為0. 020%以上。添加Si時的優選的添加量，以質量％計為0.02%以上，更優選的添加量為0. 10% 以上。另一方面，Al、Ti、Ca、REM、Zr的優選的合計添加量為0. 025 %以上，更優選的合計添加量為0. 030%以上。在制造本案第一方式的厚鋼板時，優選適當控制以上說明的熔煉時和鑄造時的制造要件，制造厚鋼板，但在熔煉和鑄造之后，推薦加熱所得到的鑄片進行熱軋后，實施淬火， 再在奧氏體、鐵素體二相域加熱后，進行淬火回火處理。所述熱軋后的淬火，除了在熱軋后立即進行淬火的直接淬火(DQ)以外，也可以使用熱軋材離線進行淬火(RQ)。還有，由于DQ處理的情況不能返工，所以與RQ處理的情況相比，要求對淬火開始溫度進行更嚴格的溫度管理。另外，加熱到奧氏體、鐵素體二相域而進行RQ處理等的淬火后，如果有需要，優選以鐵素體相變開始溫度(Acl)以下的溫度進行回火，以調整鋼材的強度。接下來，對于本案第二方式的厚鋼板進行具體說明。還有，關于與前述基本構成共同的內容，省略說明。在本案第二方式的厚鋼板的成分組成中，使Si含量為0. 01 0. 35質量％，Mn含量為1. 0 2. 0質量％，這一方式使前述基本構成中說明的含有Si、Mn的效果得到顯著發揮。本案第二方式的厚鋼板，其構成為，在這樣的成分組成基礎上，所述氧化物還是滿足Al/ (REM+Zr) < 0. 7的關系的氧化物，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物每Imm2中有300個以上，并且含有含Ti氧化物，并且所述含Ti氧化物之中，當量圓直徑為IOOnm以下的含Ti 氮化物存在5 X IO6個/mm2以上。所述氧化物中，由于還是滿足Al/ (REM+Zr) < 0. 7的關系的氧化物，從而在HAZ的高溫加熱下容易液體化，在其后的冷卻過程中，發生結晶化而具有對于晶內α生成有利的結晶結構，因此，除了(晶內α/Υ)界面能的降低以外，還能夠實現更低的(晶內a/夾雜物)界面能，其結果是晶內α的生成被促進行更加活躍。其結果是，在本案第二方式的厚鋼板中，由于母材的晶內α生成促進而使母材組織微細化，能夠確保母材韌性，并且能夠實現低屈強比，也能夠平衡地確保HAZ韌性、屈強比和母材韌性的任意一種特性。另外，關于滿足上述組成范圍的氧化物的個數，通過使當量圓直徑低于2μπι的氧化物每Imm2中存在300個以上，能夠進一步促進晶內α生成。上述氧化物之中，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物每Imm2的個數，優選為350個以上，更優選為400個以上。其個數上限沒有特別限定，但實際上在1000個/mm2以下程度。另外，當量圓直徑在2 μ m以上的所述氧化物在每Imm2中的個數，在本案第二方式的厚鋼板中，優選為85個以下，更優選為70個以下。還有，在第二方式的氧化物的上述Al/(REM+Zr)的值的計算時，氧化物不含REM或 ^ 時，其含量按ο計算即可。在本案第二方式的厚鋼板中，除了控制上述氧化物以外，所具有的特征還在于以下這一點輔助性地利用微細的含Ti氮化物，進行HAZ舊γ晶粒的釘扎。第二方式中的含Ti氮化物，其宗旨在于，當然包含TiN，但也包含以其他氮化物形成元素(例如Nb、Zr、V 等)來置換TiN的Ti的一部分(以原子比計為50%以下左右)。若在焊接熱量輸入前進行比較，則由于含Ti氮化物微細分散，其數密度與氧化物系夾雜物相比可以確保得非常地多，因此，即使經過大線能量焊接，含Ti氮化物的大部分消失，仍能夠通過使含Ti氮化物殘存而確保數密度，通過該殘存的微細的含Ti氮化物有效地發揮舊γ晶粒的釘扎效應。為了減小HAZ韌性的偏差，即不僅將HAZ的平均值保持在高水準，而且將其最小值也保持在高水準，含Ti氮化物當量直徑在IOOnm以下的在每Imm2中有5X IO6個以上。這是由于，如果每Imm2低于5 X IO6個，則不能有效地發揮釘扎效應。當量圓直徑在IOOnm以下的含Ti氮化物的個數，在每Imm2中，優選為5. 4X IO6個以上，更優選為6. 5 X IO6個以上。其個數上限沒有特別限定，但實際上為15X IO6個以下程度。本案第二方式的厚鋼板中作為對象的含 Ti氮化物的當量圓直徑的下限沒有特別限定，但是根據在后述的實施例中使用的TEM的測量極限，當量圓直徑的下限為IOnm左右。為了使化學組成得到適當控制的第二方式的氧化物，其每種尺寸都以上述方式進行調整，優選適當控制熔煉時和鑄造時的條件。即，有效的是(i)熔煉時的熔鋼中的溶存氧量；(ii)氧化物形成元素(Ti、Al、Ca、REM、Zr)的添加順序和(iii)所述氧化物形成元素之中，從添加Ti至添加Ca的時間；(iv)添加最后的氧化物形成元素(Ca)之后至澆鑄開始的時間；還有(ν)適當控制鑄造時的規定的溫度范圍下的冷卻時間。此外，第二方式的氧化物之中，為了確保當量圓直徑低于2 μ m的氧化物在規定以上，除了上述⑴ (ν)以外，(vi) 相互地控制氧化物系形成元素的添加量也很重要。以下，對于(i) (vi)進行說明。(i)關于熔煉時的熔鋼中的溶存氧量首先，優選在熔煉時通過使用Mn和Si進行的脫氧，使溶存氧量為0. 002 0. 01 %。若溶存氧量低于0. 002 %，則不能確保需要量的第二方式的氧化物，另一方面，若超過0. 01%，則粗大氧化物形成，對韌性造成不利影響。溶存氧量更優選為0. 0025%以上、 0. 008% 以下。(ii)關于氧化物形成元素的添加順序按照Al — Ti — (REM,Zr) — Ca的順序添加Al、Ti、REM、Zr、Ca為宜，若之外的順序添加，則不能確保作為構成晶內α生成的起點而具有適當的組成的氧化物達到需要量。 特別是Ca脫氧力極強，若在Ti和Al之前添加，則與Ti和Al結合的氧全部消失，不能形成具有上述期望的組成的氧化物。還有，REM和Ir都添加時，REM和Ir的添加順序哪個在前都可以，也可以同時添加。還有，在Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加中，如后述，從添加Ti到添加Ca的時間在規定的范圍內即可，對其他的間隔則沒有特別限定。(iii)關于所述氧化物形成元素之中，從添加Ti至添加Ca的時間所述氧化物形成元素之中，從添加Ti到添加Ca的時間tl (分)為3 20分鐘。 若tl比3分鐘短，則在添加Ca之前添加的元素進行的氧化物生成未充分進行，不能得到需要量的構成晶內α生成的起點的適當的組成的氧化物。另外，若tl超過20分鐘，則至添加Ca，氧化物的生成過剩地進行，氧化物的組成達不到期望，無法得到需要量的構成晶內 α生成的起點的適當的組成的氧化物。tl (分)更優選為5分鐘以上，15分鐘以下。(iv)添加最后的氧化物形成元素(Ca)之后至澆鑄開始的時間從添加Ca至澆鑄開始的時間t2(分)，優選控制為，使之與根據下式(1)、(2)分別表示的ta、tb的關系為ta < t2 < tb。ta = 4-10 X [Ca]/([Ti]+2 X [Al]+5 X [REM]+2 X [Zr]+0. 01)…式(1)tb = 25-40 X [Ca]/([Ti]+2 X [Al]+5 X [REM]+2 X [Zr]+0. 01)…式(2)在上式(1)、(2)中，[Ca]、[Ti]、[Al]、[REM]和[Zr]分別表示Ca、Ti、Al、REM 和 Zr向熔鋼中的添加量(質量％ )。還有，上述[Ca]、[Ti]、[Al]、[REM]和[Zr]未必與得到的鋼材中的Ca量、Ti量、Al量、REM量和&量一致。這是由于存在這些元素蒸發，或包含在爐渣中而被除去的情況。從添加Ca至澆鑄開始的時間t2 (分)，是Ca在從添加Ca之前生成的其他氧化物奪走氧而形成氧化物所需要的時間，若該時間處于ta以下，則Ca添加后的含Ca氧化物的形成反應未充分進行，不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物。另外，若該時間t2處于tb以上，則Ca添加后的含Ca氧化物的形成反應過剩地進行，還是不能確保用于構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物。從生產率的觀點出發，實質上優選t2滿足上述范圍并且為盡可能短的時間。還有，上式(1)、(幻是考慮上述元素的氧化物形成能力，經反復大量的實驗而求得的算式。(ν)關于鑄造時的規定的溫度范圍下的冷卻時間鑄造時的1500 1450°C下的冷卻時間t3 (秒)優選為300秒以下。若t3超過 300秒，則粗大的氧化物，即當量圓直徑2 μ m以上的氧化物的生成量增加，使HAZ韌性劣化。 t3更優選為280秒以下。t3的下限沒有特別限定，但通常為190秒左右。(vi)關于相互控制氧化物系形成元素的添加量Ca添加量，與通過下式0)、(5)求得的Al值與Bl值的有關系，優選調整為 Al ( [Ca] ( Bl的范圍。下式(4)、(5)所規定的Al值和Bl值是根據大量的實驗求得的算式。Al = 2. 25 X [Of]…式Bl= [Of] X [Ti] / (0. 25 X [REM] +0. 12 X [Zr])…式(5)在上式(4)、(5)中，[Of]是Ca添加前的溶存氧量(質量％ )，[Ti]、[REM]和[Zr] 是Ti、REM和ττ分別向熔鋼中的添加量(質量％ )。若Ca添加量低于Al值，則添加的Ca的大部分作為Ca的單獨氧化物被消耗，因此不能確保用于構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物。另一方面，若Ca添加量超過Bl值，則氧化物中的Ti的比率變小，也不能確保用于構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物。此外，Al添加量、REM添加量和^ 添加量控制為[Al]/([REM]+ [Zr]) < 1. 0即可。 若[Al]/([REM]+ [Zr])的值為1. 0以上，則氧化物中的Al的比例變高，其結果是(晶內α/ 夾雜物)界面能高的夾雜物增加，晶內α生成能力降低。[Al]/([REM]+ [Zr])的值更優選為0.9以下。另外，除了用于得到上述氧化物的優選條件以外，為了在規定以上確保第二方式的含Ti氮化物，優選(vii)調整添加Si量和脫氧能力比Si高的元素的合計添加量，并且 (viii)除了上述(iv)的要件以外，更嚴格地控制從添加Ca至澆鑄開始的時間。(vii)關于Si添加量和脫氧能力比Si高的元素的合計添加量的調整為了確保第二方式的含Ti氮化物達到規定量，有效的是在鋼材中確保使Ti的活性提高的固溶Si量。Si量從脫氧前(由Ca、Ti、Al、REM和^ 進行的脫氧)添加，在煉鋼工序中有一定量被氧化，因此確保前述的固溶Si量，有效的是Si添加量為0. 01%以上，并且為了還原被氧化狀態的Si，使脫氧能力比Si高的元素，即Al、Ti、Ca、REM、Zr的添加量的合計為0.020%以上。Si添加量更優選為0.02%以上，進一步優選為0. 10%以上。Ca、Ti、 Al、REM、Zr的添加量的合計更優選為0. 025%以上，進一步優選為0. 030%以上。(viii)關于從添加Ca至澆鑄開始的時間為了確保需要量的第二方式的氧化物，從添加Ca至澆鑄開始的時間t2(分)，優選為ta < t2 < tb，其宗旨在上述(iv)中進行了說明，但是從確保規定以上的含Ti氮化物的觀點出發，有效的是進一步進行控制，在與下式C3)所表示的tx的關系中，滿足ta<tx < t2 < tb的關系。
tx = 6-{[Si]/([Ti]+2X [Al]+5X [Ca] +5X [REM] +2X [Zr] +0. 01)}…式(3)Si從脫氧前添加，至脫氧之前處于被氧化的狀態。為了確保固溶Si在規定量以上，需要借助與氧的親和力比Si大的強脫氧元素，對被氧化的Si進行充分的時間還原，因此優選t2>tx。另一方面，為了實現與第二方式的氧化物(以構成晶內α起點的方式適當進行了成分調整的氧化物)的并立，Si氧化物的還原所需要的時間需要在規定以下，t2 < tb。接下來，對于本案第三方式的厚鋼板具體地進行說明。還有，對于與所述基本構成共同的內容省略說明。本案第三方式的厚鋼板，其構成如下在本案第三方式的厚鋼板的成分組成中，Si 含量為0. 25質量％以下(含0%)，Μη含量為1. 0 2. 0質量％，并且在REM :0. 0003 0. 02 質量％、& 0. 0003 0. 02質量％的范圍含有REM和rLr雙方，這一方式使前述基本構成中說明的這些元素的含有效果得到顯著地發揮。而且，由下式求得的A值滿足0. 4 < AS 2. 4，A = IO4X {[Ti]-0. 7X (
-0. 09X [Al]-0. 16X [Ca]-0. 07X [REM]-0. 04X [Zr]) }X[N]并且，所述氧化物是還滿足3%< N、2 < Ti/N的氧化物，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物每Imm2中有300個以上。還有，在此在所述A式中，[]表示各元素的含量(質量％ )。首先，本案第三方式的厚鋼板，由前述A式求得的A值需要滿足0. 4彡A彡2. 4， 這是由于，若該A值比0. 4低，則不能獲得充分的TiN，HAZ韌性降低，另一方面，A值比2. 4 大，則熔鋼中粗大TiN結晶而對HAZ韌性造成不利影響。另外，本發明者們發現，使基本構成中說明的氧化物的表面復合析出TiN，可使 TiN穩定化，并且由所述氧化物帶來的晶內α促進作用和在該氧化物上復合析出的TiN的晶內α促進作用被協同促進，晶內α生成得到進一步促進，直至得到本案第三方式的厚鋼板。然后，這些復合夾雜物中，使當量圓直徑低于2 μ m的氧化物分散300個/mm2以上， 從而能夠得到優異的HAZ韌性。(當量圓直徑低于2μ m的氧化物為300個/mm2以上)使氧化物的當量圓直徑低于2 μ m，通過晶內α促進能夠促進HAZ韌性。若氧化物的當量圓直徑為2μπι以上，則成為TiN覆蓋氧化物粒子的整個面的狀態，氧化物不利于晶內α生成，因此晶內α生成量減少。另外，氧化物的組成，以質量％計，若脫離3%< N、 5%< Ca < 40%,5%< REM < 50%,5%< Zr < 40%,2 < Ti/N 這一范圍，則得不到本案第三方式的厚鋼板中期待的充分的晶內α生成。另外，若當量圓直徑低于2μπι的氧化物比300個/mm2少，則晶內α生成的起點不足，因此晶內α的生成量還是無法增加到本案第三方式的厚鋼板所期待的程度，得不到充分的HAZ韌性。其個數的上限沒有特別限定，但實際上為1000個/mm2以下程度。(制造方法)為了制造滿足上述要件的本案第三方式的厚鋼板，需要滿足以下制造要件而制造厚鋼板。其制造條件為，在熔煉時，通過使用Mn、Si進行的脫氧，使熔鋼中的溶存氧量以質量％計為0. 002 0. 01%，之后按照(Al — )Ti — (REM、Zr) — Ca的順序，一邊將添加Ti至添加Ca的時間tl控制為3 20分鐘，一邊添加各元素，將從添加Ca至澆鑄開始的時間 t2保持在40 90分鐘的范圍，再使鑄造時的1500 1450°C的溫度范圍下的冷卻時間t3 為300秒以內，并且在軋制所得到的鑄錠時，使軋制前的加熱溫度Th為1050 1200°C，加熱時間t4為2 5小時，而且使軋制時的未結晶域壓下率為40%以上即可。接著，對于這些制造要件的規定理由進行詳細說明。· (Al)Ti添加前的熔鋼中的溶存氧量0. 002 -0.01%(Al)Ti添加前的熔鋼中的溶存氧量比0.002%低時，不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要量。另外，溶存氧量比0.01%高時，當量圓直徑為 2 μ m以上的粗大的氧化物增加，使HAZ韌性劣化。·在熔煉時，按照(Al — ) Ti — (REM、Zr) — Ca的順序添加若以該添加順序以外的順序添加各元素，則不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要數量。特別是Ca的脫氧力極強，因此若在Ti和Al之前添加，則與Ti和Al結合的氧全部消失。還有，在Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加中，如后述，從添加Ti至添加Ca的時間在規定的范圍內即可，對于之外的間隔則沒有特別限定。·從添加Ti到添加Ca的時間tl為3 20分鐘若從添加Ti到添加Ca的時間tl比3分鐘短，則在添加Ca之前氧化物的反應未充分進行，不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要數量。另外，若該時間tl比20分鐘長，則在添加Ca之前氧化物的反應過剩地進行，不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要數量。·從添加Ca至澆鑄開始的時間t2為40 90分鐘為了得到在氧化物中復合析出的TiN，還原熔煉階段氧化物型Ti，需要使固溶Ti 增加。若t2比40分鐘短，則不能充分確保其后的復合析出TiN。另一方面，若t2比90分鐘長，則Ca添加后的氧化物的反應過剩進行(REM、^ 被過剩還原。)，得不到所需數量的構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物。·鑄造時的1500 1450°C下的冷卻時間t3為300秒以內若鑄造時的1500 1450°C下的冷卻時間t3超過300秒，則由于凝固時的成分偏析導致對韌性造成不利影響的粗大TiN結晶，使HAZ韌性劣化。t3的下限沒有特別限定，但通常為190秒左右。·軋制前的加熱溫度Th為1050 1200°C，加熱時間t4為2 5小時在軋制前加熱的階段，能夠得到TiN向氧化物表面的復合析出。軋制前加熱溫度 Th低于1050°C或加熱時間t4低于2小時時，TiN的復合析出不充分。另一方面，若軋制前加熱溫度Th比1200°C高，則TiN的復合析出不充分，得不到需要數量的規定的氧化物。另外，如果加熱時間t4比5小時長，則TiN的復合析出量飽和，另一方面，母材組織粗大化，給母材的韌性造成不利影響。·未結晶域壓下率為40%以上通過在未結晶域施加壓下，應變被導入到氧化物的周圍，該應變成為驅動源，此外還能夠得到復合析出TiN。若該未結晶域壓下率低于40%，則未導入充分的應變，復合析出 TiN不足。
接下來，對于本案第四方式的厚鋼板具體地說明。還有，對于與所述基本構成共同的內容，省略說明。本案第四方式的厚鋼板，其構成為，在本案第四方式的厚鋼板的成分組成中，Si含量為0. 02 0. 50質量％，Mn含量為1. 4 3. 0質量％，并且，在REM :0. 0003 0. 02質量％、2『0. 0003 0. 02質量％的范圍含有REM和rLr雙方，這一方式使前述基本構成中說明的這些元素的含有效果得到顯著地發揮。而且，還含有Cr :0. 5 2.0質量％。由下式求得的D值滿足238 < D < 388，D = 62 X [Mn] +27 X [Ni] +111 X [Cr]并且，所述氧化物之中，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物每Imm2中有300個以上，并且當量圓直徑在2 μ m以上的氧化物之中，當量圓直徑在2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物存在30 70個/mm2，并且，當量圓直徑在5 μ m以上的氧化物的存在低于30個/mm2。還有， 在此在所述D式中，[]表示各元素的含量(質量％)。在本案第四方式的厚鋼板中，含有Cr為0. 5 2. 0質量％，其是在確保抗拉強度為780MPa級的高強度上有效的元素，因此需要添加0. 5質量％以上。但是，若過剩地添加， 則招致HAZ強度的過大的上升，對HAZ韌性造成不利影響，因此需要抑制在2. 0質量％以下。Cr的含量的優選下限為0.6質量％，更優選的下限為0.7質量％。Cr的含量的優選上限為1.8質量％，更優選的上限為1.6質量％。另外，本案第四方式的厚鋼板，由前述D式求得的D值需要滿足238 < D < 388，這是由于，若該D值比238低，則無法充分取得氧化物起點的晶內α生成，得不到本案第四方式的厚鋼板所期望的HAZ韌性提高效果，另一方面，若D值比388大，則HAZ的強度過大上升，不能確保HAZ韌性。本案第四方式的厚鋼板，如以上，除了氧化物組成和尺寸的控制以外，通過實施合金元素的平均控制，在抗拉強度780ΜΙ^級的高強度鋼板中，可以使進行大線能量焊接時的 HAZ韌性的最小值提高，所謂抗拉強度780MPa級的高強度鋼板，具體來說表示抗拉強度超過780MPa級的高強度鋼板。當量圓直徑低于2 μ m的氧化物之所以為300個/mm2以上，是為了在發揮出本案第四方式的厚鋼板中期望的HAZ韌性的程度上獲得晶內α的生成量。其個數的上限沒有特別限定，但實際上為1000個/mm2以下程度。當量圓直徑在2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物，與具有前述規定的組成的低于2 μ m 的氧化物相比，晶內α的生成能力高，因此通過使之分散30個/mm2以上，即使在抗拉強度 780MI^級的高強度鋼板中，對于HAZ組織的微細化也具有顯著的效果。另一方面，若個數密度超過70個/mm2，則作為脆性破壞起點的不利影響顯著化，因此需要控制在70個/mm2以下。當量圓直徑在5 μ m的氧化物，作為脆性破壞起點對于HAZ韌性造成巨大的不利影響，因此需要控制得低于30個/mm2。還有，本案第四方式的厚鋼板，所述氧化物之中，還有滿足10%< REM+Zr <70%, 并且Ti和Ca的質量比(Ti/Ca)滿足超過1、低于1. 4的氧化物，更優選當量圓直徑低于 2 μ m的氧化物存在300個/mm2以上。(制造方法)
為了制造滿足上述要件的本案第四方式的厚鋼板，需要滿足以下制造要件而制造厚鋼板。其制造條件為，在熔煉時，通過使用Mn、Si進行的脫氧，使熔鋼中的溶存氧量以質量％計為0. 002 0. 01%，之后按照Al — Ti — (REM,Zr) — Ca的順序，一邊將添加Ti至添加Ca的時間tl控制為3 20分鐘，一邊添加各元素，將從添加Ca至澆鑄開始的時間 t2(分)保持滿足ta(分)<t2(分)<tb(分)的范圍，并且，使鑄造時的1500 1450°C 的溫度范圍下的冷卻時間t3為300秒以內。另外，這時Ti、REM、Zr的添加量，必須使由 [11]/([1^] + [21~])求得的值為0.8以上、低于11.8。還有，在前式中[表示]各元素向熔鋼中的添加量(質量％)。以下，對于這些制造條件的規定理由進行詳細說明。還有，先前所示的ta(分)和tb(分)能夠根據以下的算式求得。ta = 4-10 X [Ca] / ([Ti]+2 X [Al]+5 X [REM] +2 X [Zr] +0. 01)tb = 25-40 X [Ca] / ([Ti]+2 X [Al]+5 X [REM] +2 X [Zr] +0. 01)其中，[Ca]、[Ti]、[Al]、[REM]和[Zr]分別表示Ca、Ti、Al、REM 和 Zr 向熔鋼中的添加量(質量％ )。還有，上述[Ca]、[Ti]、[Al]、[REM]和[Zr]未必與得到的鋼材中的Ca量、Ti量、 Al量、REM量和^ 量一致。這是由于，有這些元素蒸發，或包含在爐渣中而被除去的情況。另夕卜，除去氧的構成元素，以質量％計，滿足10% < Ti、Al < 20%,5%< Ca < 40 %，5 % < REM < 50 %、5 % < Zr < 40 %，并且 10 % < REM+Zr <70%,此外 Ti 和 Ca 的質量比(Ti/Ca)超過1、低于1.4的氧化物之中，當量圓直徑低于2μπι的氧化物存在300 個/mm2以上，為了確保這樣的條件，將Ca的添加量[Ca]控制在基于以下的算式求得的 Al^ [Ca] SBl的范圍內即可。還有，基于以下的算式求得的Al和Bl的值根據實驗求得。Al = 2. 25 X [Of]Bl = [Of] X [Ti]/(0· 25X [REM] +0. 12X [Zr])其中，[Of]是Ca添加前的溶存氧量(質量％ )，[Ti]、[REM]和[Zr]表示Ti,REM 和ττ分別向熔鋼中的添加量(質量％ )。S卩，若Ca添加量[Ca]比Al值小，則添加的Ca的大部分作為Ca的單體的氧化物被消耗，因此不能充分獲得構成晶內α生成的起點的氧化物(構成元素是滿足上述的要件的氧化物)。另外，若Ca添加量[Ca]超過Bl值，則使氧化物中的Ti/Ca比低于1，因此不能夠確保構成晶內α生成的起點的氧化物的需要數量。· Al添加前的熔鋼中的溶存氧量0. 002 0. 01%Al添加前的熔鋼中的溶存氧量比0.002%低時，不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要量。另外，溶存氧量比0.01%高時，當量圓直徑為 2 μ m以上的粗大的氧化物增加，使HAZ韌性劣化。·在熔煉時，按照Al — Ti — (REM、Zr) — Ca的順序添加若以該添加順序以外的順序添加各元素，則不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要數量。特別是Ca的脫氧力極強，因此若在Ti和Al之前添加，則與Ti和Al結合的氧全部消失。還有，在Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加中，如后述，從添加Ti至添加Ca的時間在規定的范圍內即可，對于之外的間隔則沒有特別限定。
·從添加Ti到添加Ca的時間tl為3 20分鐘若從添加Ti到添加Ca的時間tl比3分鐘短，則在添加Ca之前氧化物的反應未充分進行，不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要數量。另外，若該時間tl比20分鐘長，則在添加Ca之前氧化物的反應過剩地進行，不能確保構成 IGB生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要數量。 從添加Ca至澆鑄開始的時間t2(分)為滿足ta(分)< t2 (分)< tb (分)的時間從添加Ca至澆鑄開始的時間t2是對氧化物的生成狀況產生影響的要件(Ca從其他氧化物奪取氧而形成氧化物的時間)，若該時間t2處于ta(分)以下，則不能充分進行Ca添加后的氧化物反應，不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物達到需要數量。另外，若該時間t2處于tb(分)以上，則Ca添加后的氧化物的反應過剩進行，不能確保構成晶內α生成的起點的具有適當的組成的氧化物的需要數量。還有，求得 ta和tb的算式是考慮各元素對氧化物相應的難易度，通過實驗求得的。·鑄造時的1500 1450°C下的冷卻時間t3為300秒以內若鑄造時的1500 1450°C下的冷卻時間t3超過300秒，則當量圓直徑5 μ m以上的粗大的氧化物的生成量增加，使HAZ韌性劣化。t3的下限沒有特別限定，但通常為190 秒左右。· Ti、REM、Zr的添加量由[Ti]/([REM]+ [Zr])求得的值為0. 8以上、低于11. 8若由[Ti]/([REM]+ [Zr])求得的值低于0. 8，則與作為弱脫氧元素的Ti相比，作為強脫氧元素的REM、Zr的添加量多。若是這樣的添加量，則熔鋼中的游離氧濃度降低，繼而添加Ca是的氧化物生長速度降低，因此不能確保當量圓直徑為2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物在30個/mm2以上。另一方面，若由[Ti]/([REM]+ [Zr])求得的值在11. 8以上，則反之當量圓直徑為2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物超過70個/mm2。還有，當制作本案第四方式的厚鋼板時，關于以上說明的熔煉 制造階段的要件以外的制造方法沒有特別限定，但推薦是在加熱所得到的鑄片之后進行熱軋，實施淬火后， 再加熱到奧氏體、鐵素體二相域，進行淬火回火處理。前述的本案第一 第三方式的厚鋼板，作為其他元素，優選還含有從以下(a) (c)選擇的至少一個群。(a)從 Ni 1. 50 質量％ 以下、Cu 1. 50 質量％ 以下、Cr :1. 50 質量％ 以下、Mo :1.50 質量％以下構成的群中選出的一種以上；(b)從Nb 0. 10質量％以下、V :0. 10質量％以下構成的群中選出的一種以上；(c)B :0· 005 質量％ 以下。以下，對于添加這些元素的理由進行說明。從Ni 1. 50質量％以下、Cu :1. 50質量％以下、Cr :1. 50質量％以下、Mo :1. 50質量％以下構成的群中選出的一種以上Ni、Cu、Cr和Mo均是對于鋼板的強度-韌性平衡提高有效的元素，這一效果隨著其含量增加而增大。為了有效地發揮這樣的效果，均優選使之含有0. 05%以上，更優選使之含有0. 10%以上。但是，Ni是昂貴的元素，從成本的觀點出發，優選抑制在1.50%以下，更優選在1. 20%以下。另外，Cu、Cr和Mo若使之過剩地含有，則招致強度過大的上升，有可能使母材和HAZ的韌性劣化，因此均優選抑制在1. 50%以下，更優選在1. 20%以下。從Nb 0. 10質量％以下、V :0. 10質量％以下構成的群中選出的一種以上Nb和V作為碳氮化物析出，抑制γ晶粒的粗大化，有對提高母材韌性有效的元素。 該效果隨著其含量增加而增大。為了有效地發揮這樣的效果，均優選使之含有0.002%以上，更優選使之含有0. 005%以上。但是，若其過剩地含有，則招致HAZ組織的粗大化，有可能使HAZ韌性劣化，因此均優選抑制在0. 10 %以下，更優選在0. 08%以下，進一步優選在 0. 05%以下。B :0. 005 質量％ 以下、B抑制粗大的晶界α的生成，對于提高母材和HAZ的韌性是有效的元素。該效果隨著其含量增加而增大。為了有效地發揮這樣的效果，優選使B含有0. 0010%以上，更優選使之含有0. 0015%以上。但是，若B的含量過剩，則招致奧氏體晶界的BN的析出，有可能使母材和HAZ的韌性劣化，因此優選抑制在0. 005%以下。B的含量更優選的上限為0. 004%, 進一步優選的上限為0. 003%。另外，前述的本案第四方式的厚鋼板，作為其他元素，優選還含有從以下(a’ ) (C’ )選擇的至少一個群。(a，)從Ni 1. 50質量％以下、Cu 1. 50質量％以下、Mo 1. 50質量％以下構成的群中選出的一種以上；(b，)從Nb 0. 10質量％以下、V :0. 10質量％以下構成的群中選出的一種以上；(c，)B :0. 005 質量％ 以下。以下，對于添加這些元素的理由進行說明從Ni 1. 50質量％以下、Cu :1. 50質量％以下、Mo :1. 50質量％以下構成的群中選出的一種以上NiXu和Mo均是對于鋼板的強度_韌性平衡提高有效的元素，這一效果隨著其含量增加而增大。為了有效地發揮這樣的效果，均優選使之含有0. 05%以上，更優選使之含有 0.10%以上。但是，Ni是昂貴的元素，從成本的觀點出發，優選抑制在1.50%以下，更優選在1.20%以下。另外，Cu和Mo若使之過剩地含有，則招致強度過大的上升，有可能使母材和HAZ的韌性劣化，因此均優選抑制在1. 50%以下，更優選在1. 20%以下。從Nb 0. 10質量％以下、V :0. 10質量％以下構成的群中選出的一種以上Nb和V作為碳氮化物析出，抑制Y晶粒的粗大化，有對提高母材韌性有效的元素。 該效果隨著其含量增加而增大。為了有效地發揮這樣的效果，均優選使之含有0.002%以上，更優選使之含有0. 005%以上。但是，若其過剩地含有，則招致HAZ組織的粗大化，有可能使HAZ韌性劣化，因此均優選抑制在0. 10 %以下，更優選在0. 08%以下，進一步優選在 0. 05%以下。B :0. 005 質量％ 以下、B抑制粗大的晶界α的生成，對于提高母材和HAZ的韌性是有效的元素。該效果隨著其含量增加而增大。為了有效地發揮這樣的效果，優選使B含有0. 0010%以上，更優選使之含有0. 0015%以上。但是，若B的含量過剩，則招致奧氏體晶界的BN的析出，有可能使母材和HAZ的韌性劣化，因此優選抑制在0. 005%以下。B的含量更優選的上限為0. 004%, 進一步優選的上限為0. 003%。
雖然是本案第一 第四方式的厚鋼板，但一般所謂厚鋼板，如JISM02所定義的， 表示的是板厚為3. Omm以上的鋼板。本案第一 第四方式的厚鋼板，特別在50mm以上的板厚的厚鋼板中會發揮出優異的特性，但這些不過僅僅是優選的方式，不排除將本發明應用于3mm以上、低于50mm的板厚的厚鋼板。實施例以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但本發明當然不受下述實施例限制，在能夠符合本發明的宗旨的范圍內也可以適宜加以變更，這些均包含在本發明的技術范圍內。[關于本案第一方式的厚鋼板的實施例]在實施例中，首先，通過真空熔解爐(No. 1 54 :50kgVIF，No. 55 57 :150kgVIF) 熔煉表1 表3所示的各成分組成的鋼后，使用該熔鋼鑄造鑄片，再使用該鑄片進行熱軋， 如果是No. 1 M則得到板厚50mm的熱軋板，如果是No. 55 57則得到板厚80mm的熱軋板。將該熱軋板加熱至奧氏體、鐵素體二相域，進行淬火后，在50°C進行回火，成為試驗用的厚鋼板。在制造該試驗用的厚鋼板時，控制的各條件顯示在表4 表6中。其條件有，Al 添加前的熔鋼中的溶存氧量[Of]，Al、Ti、(REM、Zr)、Ca的添加順序，從添加Ti到添加Ca 的時間tl，從添加Ca至澆鑄開始的時間t2，鑄造時的1500 1450°C下的冷卻時間t3，Al、 Ti、REM、Zr、Ca的各添加量。還有，還一并顯示，是否滿足用于求得適當的Ca的添加量的Al值和Bl值，厚鋼板含有的Al、Ti、REM、Zr、Ca的合計添加量，用于確保當量圓直徑為2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物在規定量以上的優選的條件([Ti] > 160ppm、([REM]+ [Zr]) > 55ppm、(0. 8 ^ [Ti]/ [REM]+ [Zr] < 11. 8))。還有，在表1 表3中，REM以質量％計，以含有Ce為50%左右和含有La為25% 左右的混合稀土金屬的形態添加。另外在表1 表3中，“-”表示沒有添加該元素。另外，在表4 表6中，Al、Ti、(REM、zr)、Ca的添加順序，以Al — Ti — (REM、 Zr) — Ca的順序添加時由“〇”表示，以其以外的順序添加時以“ X ”表示。還有，因為No. 33 沒有添加Ca，所以添加順序由“-”表示。另外，關于從添加Ca到澆鑄開始的時間t2，滿足前述的ta(分)< tx (分) <t2(分)<tb(分)的由“O”表示，不滿足的由“X”表示。另外，關于Ca添加量[Ca]， 滿足[Ca]彡Bl的關系的由“〇”表示，不滿足的由“X”表示。表1
權利要求
1.一種厚鋼板，其特征在于，含有C :0. 02 0. 15質量％ ；Si :0 0. 50質量％ ；Mn 1.0 3.0質量％ ；P 比0質量％大、在0. 03質量％以下；S 比0質量％大、在0.015質量％ 以下；Al 0 0. 07 質量％ ；Ti 0. 010 0. 080 質量％ ；Ca :0. 0005 0. 010 質量％ ； N 0. 002 0. 020 質量％ ；并且，還含有從REM :0. 0001 0. 02質量％、Zr :0. 0001 0. 02質量％中選出的一種以上，余量是鐵和不可避免的雜質，其中，除去氧的構成元素以質量％計滿足10%< Ti、Al < 20%、5%< Ca < 40%，并且滿足 5%< REM < 50%,5%< Zr < 40%中的至少任意一個的氧化物以滿足下式(1)和O)的條件的方式存在，(1)以當量圓直徑計低于2μπι的所述氧化物為200個/mm2以上，(2)當量圓直徑為2μ m以上的所述氧化物為100個/mm2以下。
2.根據權利要求1所述的厚鋼板，其特征在于，Si含量為0 0.46質量％，Mn含量為 1. 0 2. 0質量％，在所述氧化物中，在當量圓直徑為2 μ m以上的氧化物之中，當量圓直徑為2 μ m以上、低于5 μ m的氧化物存在30 70個/mm2，并且，當量圓直徑為5 μ m以上的氧化物的存在低于30個/mm2，并且，含有含Ti氮化物，并且，所述含Ti氮化物之中，當量圓直徑為IOOnm以下的含Ti 氮化物存在5 X IO6個/mm2以上。
3.根據權利要求1所述的厚鋼板，其特征在于，Si含量為0.01 0. 35質量％，Mn含量為1.0 2.0質量％，所述氧化物是還滿足Al/ (REM+Zr) < 0. 7的關系的氧化物，其中，當量圓直徑低于2 μ m 的氧化物每Imm2中有300個以上，并且，含有含Ti氮化物，并且，所述含Ti氮化物之中，當量圓直徑為IOOnm以下的含Ti 氮化物存在5 X IO6個/mm2以上。
4.根據權利要求1所述的厚鋼板，其特征在于，Si含量為0 0.25質量％，Mn含量為 1. 0 2. 0質量％，并且，在REM :0. 0003 0. 02質量％、Zr :0. 0003 0. 02質量％的范圍含有REM和rLr雙方，由下式求得的A值滿足0. 4 < A < 2. 4，A = IO4X {[Ti]-0. 7X (
-0. 09X [Al]-0. 16X [Ca]-0. 07X [REM]-0. 04X [Zr])} X [N]并且，所述氧化物是還滿足3% < N、2 < Ti/N的氧化物，其中，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物每Imm2中有300個以上，其中，上式中[]表示各元素的質量百分比含量。
5.根據權利要求1所述的厚鋼板，其特征在于，Si含量為0.02 0.50質量％，Mn含量為1. 4 3. 0質量％，并且，在REM :0. 0003 0. 02質量％、Zr :0. 0003 0. 02質量％ 的范圍含有REM和rLx雙方，并且還含有Cr :0. 5 2. 0質量％，由下式求得的D值滿足238 < D < 388，D = 62X [Mn] +27 X [Ni]+111 X [Cr]并且，在所述氧化物之中，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物每Imm2中有300個以上，并且在當量圓直徑在2 μ m以上的氧化物之中，當量圓直徑在2μπ 以上、低于5μπ 的氧化物存在30 70個/mm2，并且，當量圓直徑在5 μ m以上的氧化物的存在低于30個/mm2，其中，上式中[]表示各元素的質量百分比含量。
6.根據權利要求5所述的厚鋼板，其特征在于，在所述氧化物之中，是還滿足10% < REM+Zr < 70%，并且Ti和Ca的質量比Ti/Ca滿足超過1、低于1. 4的氧化物，其中，當量圓直徑低于2 μ m的氧化物存在300個/mm2以上。
7.根據權利要求1 4中任一項所述的厚鋼板，其特征在于，還含有從以下的(a) (c)中選出的至少一個群，(a)從Ni1. 50質量％以下、Cu 1. 50質量％以下、Cr :1. 50質量％以下、Mo :1. 50質量％以下構成的群中選出的一種以上；(b)從Nb0. 10質量％以下、V :0. 10質量％以下構成的群中選出的一種以上；(c)B0. 005質量％以下。
8.根據權利要求5或6所述的厚鋼板，其特征在于，所述厚鋼板，作為其他元素還含有從以下的(a’) (c’)中選出的至少一個群，(a，)從Ni 1.50質量％以下、Cu :1. 50質量％以下、Mo 1. 50質量％以下構成的群中選出的一種以上；(b，)從Nb 0. 10質量％以下、V :0. 10質量％以下構成的群中選出的一種以上；(c，)B :0. 005 質量％ 以下。
全文摘要
提供一種在實施大線能量焊接時的HAZ韌性優異，并且其他諸特性也優異的厚鋼板。本發明涉及一種厚鋼板，滿足規定的化學成分組成，除去氧的構成元素，以質量％計，滿足10％＜Ti、A1＜20％、5％＜Ca＜40％，并且滿足5％＜REM＜50％、5％＜Zr＜40％的至少任意一方的氧化物，滿足下式(1)和(2)的條件。(1)以當量圓直徑計，低于2μm的所述氧化物為200個/mm2以上，(2)當量圓直徑為2μm以上的所述氧化物為100個/mm2以下。
文檔編號C22C38/58GK102251175SQ201110135789
公開日2011年11月23日 申請日期2011年5月20日 優先權日2010年5月20日
發明者伊庭野朗, 岡崎喜臣, 出浦哲史, 名古秀德, 島本正樹, 杉谷崇, 畑野等 申請人:株式會社神戶制鋼所