CN101285159A - Haz韧性优异的厚钢板 - Google Patents

Abstract

提供一种即使进行40kJ/mm以上的超高热能输入焊接仍显示出良好的HAZ韧性，此外母材韧性、延伸率、强度—延伸率平衡也优异的厚钢板，或者材质各向异性和低温母材韧性也优异的厚钢板。厚钢板含有C：0.030～0.10％、Si：1.0％以下、Mn：0.8～2.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.10％、Nb：0.035％以下、Ti：0.015～0.03％、B：0.0010～0.0035％、N：0.0050～0.01％、Cu：0～2.0％、Ni：0～2.0％、Cr：0～1％、Mo：0～0.5％及V：0～0.1％，且满足下式(1)及(2)，1.5≤[Ti]/[N]≤4…(1)，40≤X值≤160…(2)，满足残留奥氏体的面积率为2～10％，岛状马氏体(MA)平均当量圆直径为3.0μm以下，或者满足旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径为100μm以下，并且其扁平率(长径/短径)为2.5以下。

Description

HAZ韧性优异的厚钢板

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，涉及即使进行优选的输入热能为40kJ/mm以上程度的超高热能输入焊接，焊接后的热影响部(Heat Affected Zone，HAZ)的韧性也优异的厚钢板。此外，还涉及母材韧性、延伸率及强度-延伸率平衡也优异的厚钢板，或者材质各向异性少，低温母材韧性也优异的厚钢板。

背景技术

近年来集装箱船和海洋结构物等的大型化推进，板厚为60mm以上的厚钢板被采用。为了高效率地焊接这样的厚钢板，就要求即使进行输入热能为40kJ/mm以上的超高热能输入焊接HAZ韧性也优异。

但是，若进行超高热能输入焊接，则HAZ会被加热至高温的奥氏体区域之后才被徐冷，因此其组织粗大化，有HAZ韧性显著劣化这样的问题。因此以前不得不进行焊接输入热能的限制。

为了在如此超高热能输入焊接下达到良好的HAZ韧性，例如专利文献1、2提出使TiN分散在钢板。另外专利文献3除了低C化、低P化以外，还调节了Nb和B的添加平衡。在专利文献4中，是使存在于焊接用钢中的TiN系夹杂物之中积极地含有Nb，从而抑制粗大铁素体的生成。在专利文献5认为，如果在钢材中比较大量地添加N，并且适当地控制Ti和B的添加平衡，则能够改善高热能输入焊接时的HAZ韧性。

但是，在焊接的领域中要求HAZ韧性的进一步改善。此外上述专利文献无没有考虑到母材韧性。此外对厚钢板还要求母材韧性(有时是低温母材韧性)，除此以外，还有延伸率和强度-延伸率平衡优异和、或材质各向异性低等要求。例如，作为控制热轧而改善声音各向异性的技术，已知有专利文献6、7。在专利文献6中，是使950℃以下温度域中的累积压下率在50％以下，并使终轧温度为800℃以上，由此来降低声音各向异性。另外专利文献7中，是通过使奥氏体未再结晶域的累积压下为在60％以下，在奥氏体的未再结晶化温度-80℃以上结束轧制，由此降低声音各向异性。

【专利文献1】特开平2-250917号公报

【专利文献2】特开平2-254118号公报

【专利文献3】特开2003-166033号公报

【专利文献4】特开2004-218010号公报

【专利文献5】特开2005-200716号公报

【专利文献6】特开平11-193445号公报

【专利文献7】特开2002-53912号公报

发明内容

但是，根据本发明者们的研究，在前述这样的现有技术中，关于以HAZ韧性为首的诸特性还有进一步改善的余地。

因此，本发明要解决的第一课题在于，提供一种厚钢板，即使进行40kJ/mm以上的超高热能输入焊接，其仍显示出良好的HAZ韧性，此外母材韧性、延伸率、强度-延伸率平衡也优异。

另外，本发明要解决的第二课题在于，提供一种厚钢板，即使进行40kJ/mm以上的超高热能输入焊接，其仍显示出良好的HAZ韧性，此外材质各向异性少，低温母材韧性也优异。

能够解决前述第一课题的本发明的HAZ韧性、母材韧性、延伸率及强度-延伸率平衡优异的厚钢板(以下称为本发明1的厚钢板)，含有C：0.030～0.10质量％、Si：1.0质量％以下(不含0％)、Mn：0.8～2.0质量％、P：0.03质量％以下(不含0％)、S：0.01质量％以下(不含0％)、Al：0.01～0.10质量％、Nb：0.035质量％以下(不含0％)、Ti：0.015～0.03质量％、B：0.0010～0.0035质量％及N：0.0050～0.01质量％，

还含有Cu：2.0质量％以下(含0％)、Ni：2.0质量％以下(含0％)、Cr：1质量％以下(含0％)、Mo：0.5质量％以下(含0％)及V：0.1质量％以下(含0％)，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，其具有如下几点要旨：

残留奥氏体的体积率为2～10％，岛状马氏体(Martensite-Austeniteconstituent(MA))平均当量圆直径为3.0μm以下，

而且，满足下式(1)及(2)。

1.5≤[Ti]/[N]≤4…(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，[Ti]、[N]、[C]、[Si]、[Mn]、[Nb]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]表示钢板中的各元素的含量(质量％))

解决了前述第二课题的本发明的材质各向异性少，HAZ韧性和低温母材韧性优异的厚钢板(以下称为本发明2的厚钢板)，含有C：0.030～0.10质量％、Si：1.0质量％以下(不含0％)、Mn：0.8～2.0质量％、P：0.03质量％以下(不含0％)、S：0.01质量％以下(不含0％)、Al：0.01～0.10质量％、Nb：0.035质量％以下(不含0％)、Ti：0.015～0.03质量％、B：0.0010～0.0035质量％及N：0.0050～0.01质量％，

此外，还含有Cu：2.0质量％以下(含0％)、Ni：2.0质量％以下(含0％)、Cr：1质量％以下(含0％)、Mo：0.5质量％以下(含0％)及V：0.1质量％以下(含0％)，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，其具有如下几点要旨：

旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径为100μm以下，且其扁平率(长径/短径)为2.5以下，

而且满足前述式(1)和(2).

本发明1的厚钢板和本发明2的厚钢板的δ域的温度范围，例如在40℃以下。在本发明1的厚钢板和本发明2的厚钢板中，在深t/4(t＝板厚)的位置，优选Ti系碳氮化物的平均粒径为43nm以下。

本发明1的厚钢板和本发明2的厚钢板，还可以含有Ca：0.005质量％以下(不含0％)、Mg：0.005质量％以下(不含0％)、REM：0.01质量％以下(不含0％)、Zr：0.1质量％以下(不含0％)、Hf：0.05质量％以下(不含0％)、Co：2.5质量％以下(不含0％)、W：2.5质量％以下(不含0％)等。

还有，在本说明书中“碳氮化物”是在也包含碳化物、氮化物的意思下使用。

根据本发明1的厚钢板或本发明2的厚钢板，不仅分别单独对各元素的量进行控制，而且还从X值、Ti/N比等的观点出发，对各元素的相互的关系进行控制，而且在本发明1的厚钢板中，还控制了残留奥氏体(γ)的体积率和岛状马氏体(MA)的大小，因此能够得到一种厚钢板，即使进行超高热能输入焊接，其仍显示出优异的HAZ韧性，并且母材韧性、延伸率及强度-延伸率平衡也优异，另外在本发明2的厚钢板中，因为控制了旧奥氏体(γ)晶粒的大小和形态，所以能够得到材质各向异性少，即使进行超高热能输入焊接仍显示优异的HAZ韧性，且低温母材韧性也优异的厚钢板。

附图说明

图1是表示HAZ韧性测定用的试验片的采取位置的概略图。

图2是基于第一实验例的实验No.1～33的结果，整理了X值和Ti系碳氮化物的平均粒径的关系的曲线图。

图3是基于第一实验例的实验No.1～33的结果，整理了X值和HAZ韧性(vE_-40)的关系的曲线图。

图4是基于第一实验例的实验No.1～33的结果，整理了X值和母材韧性(vE_-60)的关系的曲线图。

图5是基于第一实验例的实验No.1～32及No.50～57的结果，整理了残留奥氏体的体积率和强度-延伸率平衡的关系的曲线图。

图6是基于第二实验例的实验No.1～36的结果，整理了X值和Ti系碳氮化物的平均粒径的关系的曲线图。

图7是基于第二实验例的实验No.1～36的结果，整理了X值和HAZ韧性(vE_-40)的关系的曲线图。

图8是基于第二实验例的实验No.1～36的结果，整理了X值和低温母材韧性(vE_-40)的关系的曲线图。

图9是基于第二实验例的实验No.1～35及No.53～55的结果，整理了Y值±30℃下的累积压下率和旧奥氏体晶粒的粒径的关系的曲线图。

图10是基于第二实验例的实验No.1～35及No.53～55的结果，整理了Y值±30℃下的累积压下率和低温母材韧性(vE_-40)的关系的曲线图。

图11是基于第二实验例的实验No.1～59的结果，整理了旧奥氏体晶粒的扁平率和低温母材韧性的各向异性(ΔvE_-40)的关系的曲线图。

体实施方式

在本发明1的厚钢板中，为了改善HAZ韧性及母材韧性(低温韧性)而控制(A)X值、(B)Ti/N比，此外，为了不使母材韧性降低而提高延伸率，并提高强度-延伸率平衡而减少(C)残留奥氏体，同时不使岛状马氏体(MA)变大。以下依次进行说明。

(A)X值

X值是关于δ域的温度范围的函数。对尝试HAZ韧性的改善而达到此X值的原委进行说明。首先，本发明者们通过使Ti系碳氮化物微细化，尝试在超高热能输入焊接下仍达成良好的HAZ韧性。现有的Ti系碳氮化物的分散状态，如果钢水凝固时的冷却速度恒定，则认为仅通过Ti、N的添加平衡就能够将其确定。但是本发明者们锐意研究的结果发现，通过使钢的状态图中表示的δ域的温度范围缩小，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。

前述所谓“δ域”，意思是钢的状态图中含有δ铁的区域。该“含δ铁的区域”除了只有δ铁的区域以外，还有δ+γ的二相区域等，也包括含有δ铁和其他状态的区域。而且，所谓“δ域的温度范围”指的是含有δ铁的温度范围(δ域的上限温度和下限温度的差)。在特定组成的钢中，例如在只有δ铁的温度范围和在δ+γ铁的温度范围时，这些温度范围的合计为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，可以从CRC综合研究所购买)输入钢板的化学成分组成而计算。

在该δ铁中Ti的扩散速度快。δ域的温度范围越大，δ铁存在的时间越长，Ti的扩散越推进，因此认为粗大的Ti系碳氮化物容易被形成。因此，研究通过调整化学成分组成而缩小δ域的温度范围而使Ti系碳化物微细化。通过既以特定成分为基准，又仅仅改变1个化学成分量，同时重复Thermo-calc的计算，由此调查各化学成分对δ域的温度范围的影响。基于该计算，确定了与δ域的温度范围存在相关关系，作为化学成分组成的函数表示的X值(下式(3))：

X值＝500[C]+32[Si]+8[Mn]-9[Nb]+14[Cu]+17[Ni]-5[Cr]-25[Mo]-34[V]…(3)

(式中，[Ti]、[N]、[C]、[Si]、[Mn]、[Nb]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]表示钢板中的各元素的含量(质量％))

确定X值的上式(3)中的系数，根据特定成分的钢，对应于使各化学成分变化时的δ域的温度范围的减少量。具体来说，例如[C]的系数的“500”，意思是使C量只增大0.01％时，根据Thermo-calc的计算，δ域的温度范围减少约5℃。而且X值和δ域的温度范围大体成反比关系(处于如果X值增大，则δ域的温度范围减少这样的关系)。

而且，制造具有各种X值的钢板并调查它们的特性时判明，通过使X值增大(通过缩小δ域的温度范围)，可使Ti系碳氮化物微细化，且无论是低热能输入焊接还是超高热能输入焊接，HAZ韧性均提高。

此外还了解到，或许因为使X值增大，Nb系碳氮化物微细化，所以钢板的母材韧性(吸收能)也提高。因为Nb系碳氮化物以Ti系碳氮化物为核析出，所以通过使Ti系碳氮化物微细化，认为也可使Nb系碳氮化物微细化。

因此在本发明的厚钢板中，使X值的值满足下式(2)。还有，虽然的意思如上述这样解释，但最重要的一点是X值与诸特性之间存在相关关系，无论如何解释，只要满足X值的均被本发明涵盖。

40≤X值≤160…(2)

X值的范围为40以上，优选为45以上，更优选为50以上。X值越大，Ti系碳氮化物越微细化，HAZ韧性及母材韧性越良好。但是若X值变大，则岛状马氏体组织(Martenite-Austenite constituent(MA))增大，母材韧性反而劣化，另外延伸率也降低。因此X值为160以下，优选为100以下，更优选为75以下。

(B)Ti/N比

另外，在本发明的厚钢板中，通过取得Ti量和N量的平衡，可改善HAZ韧性。具体来说就是满足下式(1)。

1.5≤[Ti]/[N]≤4…(1)

(式中，[Ti]、[N]表示钢板中的各元素的含量(质量％))

若[Ti]/[N]超过4，则Ti系碳氮化物变得粗大，HAZ韧性降低。优选[Ti]/[N]为3.5以下。另外，相反如果[Ti]/[N]低于1.5，则由于过剩的N的影响，HAZ韧性降低。优选的[Ti]/[N]为2.0以上，更优选为2.5以上。

从韧性的观点出发，本发明的厚钢板中的Ti系碳氮化物优选微细的。本发明的厚钢板中的Ti系碳氮化物例如为43nm以下，优选为40nm以下，更优选为35nm以下。

还有，本发明中的Ti系碳氮化物的平均粒径的值，是以如下方式测定的值。首先，作为代表钢板的热过程的部分，对深度为t/4的位置(t＝板厚)，用透射型电子显微镜(TEM)，以观察倍率6万倍以上(后述的实施例中为6万倍)、观察视野2.0×2.0μm以上(后述的实施例中为2.0×2.0μm)、观察处所5处以上(后述的实施例中为5处)的条件进行观察。然后测定此视野中的各碳氮化物的面积，根据该面积计算各碳氮化物的当量圆直径。将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，辨别是否是Ti碳氮化物，根据构成各碳氮化物粒子的主体的成分来断定。即，所谓Ti系碳氮化物，是指将除了碳和氮以外其余的元素的合计质量设为100％时，Ti的比例在50质量％以上。元素的量能够通过能量分散型X射线检测器(EDX)决定。还有，因为过于微细的碳氮化物不能进行测定，所以本发明中的所谓碳氮化物限定在当量圆直径为5nm以上。

(C)残留奥氏体和岛状马氏体组织(MA)

厚钢板如上述期望母材韧性(特别是低温韧性)和HAZ韧性优异，但是特别是被用于建筑结构物和钢结构物时，从提高抗震性的观点出发，还要有均匀延伸率也优异。所谓均匀延伸率意思是达到开始局部收缩的延伸率，其成为钢板变形时的稳定性的指标。还有，即使单纯地提高均匀延伸率，这样一来因为强度降低，所以并不能使抗震性提高。因此，均匀延伸率高，且强度-延伸率平衡(强度与延伸率的积)也优异很重要。还有在本发明的系中，因为均匀延伸率是总延伸率的约50％左右的值，所以在后述的实施例中以总延伸率来进行评价。

为了提高均匀延伸率，也使强度-延伸率平衡提高，考虑增加钢组织的残留奥氏体(γ)量，但是一般来说，若增加残留奥氏体量则岛状马氏体(MA)也变大，因此母材韧性降低。在本发明中，因为采用了后述的特定的制造方法，所以既可防止岛状马氏体(MA)的粗大化，又成功地增加了残留奥氏体，能够使母材韧性、延伸率及强度-延伸率平衡全部提高。

残留奥氏体的体积率为2％以上，优选为2.5％以上，更优选为3％以上。越加大残留奥氏体的体积率，越能够提高强度-延伸率平衡。但是若残留奥氏体的体积率变得过大，则韧性和延伸率降低。因此残留奥氏体的体积率为10％以下，优选为7％以下，更优选为5％以下。

还有，残留奥氏体的体积分率以如下方式测定。对于从钢板的t/4(t＝板厚)位置得到的试验片进行镜面研磨，通过X射线衍射，以立波特(liebert)法根据α-Fe(200)面与γ-Fe(200)面的峰值强度比，通过计算求得理论强度比，从而求得残留奥氏体分率。X射线衍射装置使用理学电气制“RAD-RU300”，靶为Co，靶输出为40kV、200mA。

岛状马氏体的平均当量圆直径为3.0μm以下，优选为2.7μm以下，更优选为2.5μm以下。虽然不需要设定岛状马氏体的平均当量圆直径的下限，但是优选能够容易达到的范围，例如0.5μm以上，优选为1.0μm以上，更优选为1.5μm以上。

岛状马氏体(MA)的平均当量圆直径的测定法如下。沿轧制方向切断钢板，对该切断面的t/4(t＝板厚)位置进行LePera腐蚀后，拍摄光学显微镜照片(观察倍率：1000倍，观察视野：50μm×50μm)(n数＝10)。用图像分析装置(Media Cybernetics制，Image-Pro Plus)处理拍摄的照片，据此计算各岛状马氏体的当量圆直径，求得其算术平均(相加平均)。

还有，本发明1的厚钢板的组织，是以贝氏体为主体的组织，或以铁素体和贝氏体为主体的组织。所谓主体是指以面积率计为70％以上，在其余的组织中，除了前述残留奥氏体(γ)及岛状马氏体(MA)以外，还含有珠光体、马氏体、渗碳体等。

其次，说明本发明2的厚钢板，在本发明2的厚钢板中，为了改善HAZ韧性及低温母材韧性(吸收能)，而控制(A)X值，(B)Ti/N比，及(D1)旧奥氏体粒径，另外为了改善材质各向异性，而控制(D2)旧奥氏体晶粒的形态。关于规定(A)X值和(B)Ti/N比的理由与本发明1的厚钢板的情况一样，因此以下仅对(D 1)旧奥氏体粒径、(D2)旧奥氏体晶粒的形态进行说明。

(D1)(D2)旧奥氏体晶粒的粒径与扁平率

在本发明2的厚钢板中，使旧奥氏体晶粒的粒径(平均当量圆直径)为100μm以下，其扁平率(长径/短径)为2.5以下。旧奥氏体晶粒的粒径的微细化对于低温母材韧性(吸收能)的改善很重要。而且本发明的特征在于，使旧奥氏体晶粒的粒径微细化，此外同时也抑制其扁平率以降低各向异性。

通过使旧奥氏体晶粒微细化已知可根本改善母材韧性。为了使旧奥氏体晶粒微细化，一般进行低温轧制。但是若进行低温轧制，则相变后的组织中发生各向异性，有材质各向异性变高的倾向。另一方面，为了减轻组织的各向异性，考虑以高温进行轧制。例如在前述的专利文献6中，通过减小950℃以下的压下率(换言之就是加大超过950℃的轧制负荷)，从而减轻各向异性。另外在专利文献7中也提出，在奥氏体未再结晶温度域(实质上，大部分例子是约在950℃以上)，实质上以约50％左右的压下率进行轧制，从而减轻各向异性。但是，若进行高温轧制，则这会使旧奥氏体晶粒粗大化，母材韧性劣化。为此，至今为止使旧奥氏体晶粒的微细化和其扁平率的抑制并立仍很困难有。在本发明中，因为采用了后述的特性的热轧方法，所以既可使旧奥氏体晶粒微细化，同时又能够抑制其扁平率。

旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径优选为95μm以下，更优选为90μm以下。还有，虽然没必要设定平均当量圆直径的下限，但是优选能够容易达到的范围，例如40μm以上，优选为60μm以上。

另外，旧奥氏体晶粒的扁平率优选为2.0以下，最优异的情况也可以是1.8以下(特别是1.5以下)。虽然没必要设定扁平率的下限，但是优选能够容易达到的范围，例如1以上，优选为1.1以上。

还有，旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径及扁平率(长径/短径)的测定法如下。沿轧制方向切断钢板，对该切断面的t/4(t＝板厚)位置进行硝酸乙醇腐蚀后，拍摄光学显微镜照片(观察倍率：100倍，观察视野：600μm×800μm)(n数＝10)。用图像分析装置(Media Cybernetics制，Image-Pro Plus)处理拍摄的照片，据此求得平均当量圆直径(μm)和扁平率。还有，前述扁平率作为各奥氏体晶粒的扁平率的算术平均(相加平均)而求得。

如上述在本发明1的厚钢板中，通过控制(A)X值、(B)Ti/N比、(C)残留奥氏体(γ)和岛状马氏体组织(MA)等，从而改善HAZ韧性、母材韧性(低温韧性)、延伸率、强度-延伸率平衡等，在本发明2的厚钢板中，通过控制(A)X值、(B)Ti/N比、(D)旧奥氏体晶粒的粒径和扁平率等，从而改善材质各向异性、HAZ韧性、低温母材韧性(吸收能)。但是，为了有效地发挥这些效果，本发明1的厚钢板和本发明2的厚钢板的成分组成也很重要。本发明1的厚钢板和本发明2的厚钢板的成分组成及其限定理由如下。

[C：0.030～0.10质量％]

C是用于确保钢板的强度所需要的元素，另外也是用于缩小钢的状态图中的δ域的温度范围有效的元素。Cg量低于0.030质量％时，将不能确保强度。另一方面，若C量超过0.10质量％，则HAZ韧性和母材韧性、延伸率劣化。因此，C量定为0.030～0.10质量％。C量的优选下限为0.04质量％以上，更优选为0.05质量％以上。另外，C量的优选上限为0.08质量％以下，更优选为0.07质量％以下。

[Si：1.0质量％以下(不含0％)]

Si是用于确保钢板的强度有效的元素，为此优选添加0.01质量％以上。但是若过剩地添加Si，则HAZ韧性和母材韧性、延伸率降低，因此其上限需要为1.0质量％。Si量的优选下限为0.05质量％以上，更优选为0.10质量％以上。Si的优选上限为0.8质量％以下，更优选为0.6质量％以下，进一步优选为0.5质量％以下。

[Mn：0.8～2.0质量％]

Mn是使淬火性提高，确保钢板的强度有效的元素。Mn量低于0.8质量％时，则无法充分发挥强度确保的作用。另一方面，若Mn量超过2.0质量％，则母材韧性和HAZ韧性降低。因此将Mn量定为0.8～2.0质量％。Mn量的优选下限为1.0质量％以上，更优选为1.5质量％以上。另一方面，Mn量的优选上限为1.8质量％以下，更优选为1.6质量％以下。

[P：0.03质量％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质量％以下，优选为0.02质量％以下，更优选为0.01质量％以下。但是工业是很难使钢中的P量达到0％。

[S：0.01质量％以下(不含0％)]

S形成MnS，是使延性降低的元素，特别是在高张力钢板中不良影响变大，因此其量优选尽可能地少。因此S量为0.01质量％以下，优选为0.005质量％以下。但是在工业上很难使钢中的S量达到0％。

[Al：0.01～0.10质量％]

Al是具有脱氧及通过显微组织的微细化而使母材韧性提高效果的元素。为了充分发挥这样的效果而添加Al在0.01质量％以上。不过，若过剩地添加Al，则母材韧性和HAZ韧性反而降低，因此其上限为0.10质量％。Al量的优选下限为0.02质量％。另一方面，其优选上限为0.06质量％以下，更优选为0.04质量％以下。

[Nb：0.035质量％以下(不含0％)]

Nb使基材的淬火性提高，是用于提高钢板的强度有效的元素。为了充分发挥这一效果，Nb优选为0.001质量％以上，更优选为0.003质量％以上，进一步优选为0.005质量％以上，特别优选为0.010质量％以上。但是，若过剩地添加Nb，则母材韧性和HAZ韧性降低，因此将其上限定为0.0035质量％。Nb量优选为0.025质量％，更优选为0.020质量％以下。

[Ti：0.015～0.03质量％]

Ti与N形成微细的氮化物，是通过抑制焊接时的HAZ的奥氏体晶粒的粗大化(所谓利用钉扎效果)而用于使HAZ韧性提高有效的元素。为了充分地发挥这样的效果而添加Ti为0.015质量％以上。但是，若Ti量过剩，则HAZ韧性反而劣化，因此将Ti量的上限定为0.03质量％。Ti量优选为0.017质量％以上，更优选为0.020质量％以上、0.025质量％以下。

[B：0.0010～0.0035质量％]

B在超高热能输入焊接时，在HAZ、尤其是熔合部的附近，生成以BN为核的晶内铁素体生成，并且还具有固定固溶N的作用，是改善HAZ韧性重要的元素。在本发明中，为发充分发挥其效果而使B比通常的厚钢板中的含量多，使之含有0.0010质量％以上。但是，若B量过剩，则在超高热能输入焊接时会形成粗大的贝氏体组织，因此HAZ韧性反而劣化。因此将B量上限定为0.0035质量％。B量优选为0.0015质量％以上(特别优选0.0020质量％以上)，0.0030质量％以下(特别是0.0025质量和％以下)。

[N：0.0050～0.01质量％]

N与Ti结合而形成微细的碳氮化物，在超高热能输入焊接时抑制奥氏体晶粒的粗大化，是具有提高HAZ韧性这一效果的元素。若N量过少，则无法充分发挥上述效果，因此将其下限定在0.0050质量％以上。另一方面，若N量过剩，则给母材韧性和HAZ韧性带来不良影响，因此将其上限定为0.01质量％。N量的优选下限为0.006质量％以上，更优选为0.007质量％以上。另外，N量的优选上限为0.009质量％以下，更优选为0.008质量％以下。

本发明的厚钢板，含有上述各成分作为必须成分，但是根据需要，也可以进一步含有追加的成分。例如，本发明的厚钢板，也可以在下述所示的范围内含有Cu、Ni、Cr、Mo、V等第一追加成分。还有因为是任意成分，所以下限值设定为0％，但积极添加时下限值超过0％。另外这些Cu、Ni、Cr、Mo、V等可以单独添加，也可以组合2种以上进行添加。

[Cu：2.0质量％以下(含0％)]

Cu提高淬火性，是有助于强度提高的元素，能够根据需要添加。另外认为其与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。为了充分地发挥这样的效果，推荐Cu量优选为0.1质量％以上，更优选为0.2质量％以上，进一步优选为0.3质量％以上，特别优选0.4质量％以上。但是，若Cu量过剩，则HAZ韧性和母材韧性、延伸率有降低的倾向，因此将其上限定为2.0质量％。Cu量优选为1.0质量％以下，更优选为0.8质量％以下。

[Ni：2.0质量％以下(含0％)]

Ni也与Cu一样，提高淬火性而有助于强度提高，是用于使δ域的温度范围缩小的有效的元素，能够根据需要添加。为了充分地发挥这样的效果，推荐Ni量优选为0.2质量％以上，更优选为0.3质量％以上，特别优选0.4质量％以上。但是，若Ni量过剩，则HAZ韧性和母材韧性、延伸率有降低的倾向，因此将其上限定为2.0质量％。Ni量优选为1.0质量％以下，更优选为0.8质量％以下。

[Cr：1质量％以下(含0％)]

Cr也与Cu一样，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。为了充分地发挥这样的效果，推荐Cr量优选为0.2质量％以上，更优选为0.4质量％以上。但是，若Cr量过剩，则母材韧性和HAZ韧性降低，因此将其上限定为1质量％。Cr量的优选上限为0.8质量％。

[Mo：0.5质量％以下(含0％)]

Mo除了的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，能够根据需要添加。为了充分地发挥这样的效果，推荐Mo量优选为0.05质量％以上，更优选为0.10质量％以上。但是若Mo量过剩，则母材韧性和HAZ韧性劣化，因此将其上限定为0.5质量％以下。Mo量优选为0.3质量％以下。

[V：0.1质量％以下(含0％)]

V是通过少量添加而具有提高淬火性和回火软化阻抗效果的元素，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质量％以上，更优选为0.02质量％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质量％。V量优选为0.05质量％以下。

在本发明1的厚钢板和本发明2的厚钢板中，也可以根据需要进一步含有第二追加成分。添加第二追加成分时，使之组合及其添加量如下。

(A)Ca：0.005质量％以下(不含0％)、Mg：0.005质量％以下(不含0％)及REM：0.01质量％以下(不含0％)之中的至少1种，

(B)Zr：0.1质量％以下(不含0％)及/或Hf：0.05质量％以下(不含0％)，

(C)Co：2.5质量％以下(不含0％)及/或W：2.5质量％以下(不含0％)。

还有，前述(A)、(B)、(C)可以实施任意一项，也可以组合实施两项以上。以下说明(A)、(B)、(C)的详情。

(A)关于Ca：0.005质量％以下、Mg：0.005质量％以下、及REM：0.01质量％以下(不含0％)之中的至少1种

Ca、Mg及REM(稀土类元素)是具有提高HAZ韧性的效果的元素。详细地说，Ca及REM具有使MnS球状化的效果，换言之就是具有通过控制夹杂物的形态来降低各向异性的作用，从而使HAZ韧性提高。另一方面，Mg形成MgO，抑制HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，从而使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为0.0005质量％以上，Mg为0.0001质量％以上，REM为0.0005质量％以上。但是，若它们的量过剩，则反而使母材韧性和HAZ韧性劣化，因此Ca定为0.005质量％以下，Mg定为0.005质量％以下，REM定为0.01质量％以下。优选Ca为0.003质量％以下，Mg为0.0035质量％以下，REM为0.007质量％以下。

(B)关于Zr：0.1质量％以下和/或Hf：0.05质量％以下

Zr和Hf与Ti一样形成氮化物，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。为了充分地发挥这样的效果，推荐Zr量优选为0.001质量％以上，Hf量优选为0.0005质量％以上。但是，若它们的量过剩，则反而使母材韧性和HAZ韧性降低，因此含有它们时，将Zr量的上限定为0.1质量％，将Hf量的上限定为0.05质量％。

(C)关于Co：2.5质量％以下和/或W：2.5质量％以下

Co和W使淬火性提高，是具有提高钢板的强度效果的元素。为了充分地发挥这样的效果，优选使两者之一或双方分别含有0.1质量％以上。但是若它们的量过剩，则母材韧性和HAZ韧性劣化，因此它们的量的上限分别定为2.5质量％。

在本发明1的厚钢板和本发明2的厚钢板中，余量可以是Fe及不可避免的杂质。

为了制造本发明的厚钢板，概略是将满足上述化学成分量、[Ti]/[N]及X值的要件的钢，根据通常的熔炼法进行熔炼，冷却此钢水而成为板坯。

若对钢水的冷却进行详述，则本发明1的厚钢板和本发明2的厚钢板，因为是控制X值而缩小δ域的温度范围，所以如果以通常的条件冷却钢水(例如以0.1～0.2℃/秒的冷却速度冷却1500℃至1100℃)而形成板坯，也能够充分减小Ti系碳氮化物。但是，为了形成更微细的碳氮化物，则优选变更铸造机的冷却水量和冷却方法，从而使凝固时的冷却速度提高。

其后，以通常的条件加热(例如，加热温度：900～1300℃)，但是在此以后的工序中，因为本发明1的厚钢板和本发明2的厚钢板分别推荐的制造条件不同，所以对于各厚钢板顺次说明。

首先是关于本发明1的厚钢板，在前述加热之后进行热轧，之后需要以规定的方法进行淬火。还有，经淬火的钢板根据需要也可以进行回火。

热轧的加热温度及终轧温度能够从通常的范围中选择。加热温度例如如前述，能够从900～1300℃左右(优选为950～1250℃左右)的范围进行设定，终轧温度例如能够从750～950℃左右(优选为750～900℃左右)的范围进行设定。

然后，在本发明1的厚钢板的制造工序中最重要的是热轧后的淬火方法。该淬火的实施是为了防止岛状马氏体的粗大化，同时也是为了使残留奥氏体增加。淬火方法大致分为2种(淬火法A，淬火法B)。淬火法A是是将热轧过的钢板，通过直接或离线等再加热后，进行第一淬火，再加热而进行第二淬火并回火的方法。淬火法B是将热轧过的钢板，通过直接或离线等再加热后，在途中加速冷却(称为第一加速冷却)，一旦放缓冷却后，再度加速冷却(称为第二加速冷却)的方法。淬火法A和淬火法B的详细条件如下。

(A)淬火法A

在淬火法A的第一淬火中，冷却开始温度为750℃以上，优选为800℃以上，更优选为850℃以上。若冷却开始温度过低，则淬火不充分。第一淬火的冷却停止温度与通常的淬火一样，例如为200℃以下。

第二淬火的冷却开始温度为850℃以下(优选为800℃以下，更优选为750℃以下)，在变成铁素体-奥氏体的2相的温度以上(例如700℃以上)。若冷却开始温度过高，则残留奥氏体粗大化。另一方面，若冷却开始温度过低，则无法从2相域淬火，残留奥氏体不足，强度-延伸率平衡劣化。第二淬火的冷却停止温度例如为200℃以下。

在第一淬火及第二淬火的任意一种中，冷却速度均与通常的淬火一样，例如为1℃/秒以上，优选为3℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上。

在此淬火法A中，第二淬火的再加热温度也很重要。再加热温度例灵为700～900℃左右，优选为720～850℃左右。若再加热温度过低，则冷却开始温度变得过低。另外若再加热温度过高，则至冷却开始会过于费时，残留奥氏体不足，并且岛状马氏体(MA)粗大化。关于保持时间为15分钟以上。

回火条件能够在通常的范围内设定，例如以400～600℃保持10～30分钟后进行冷却。

(B)淬火法B

在淬火法B的第一加速冷却中，冷却开始温度为900℃以下(优选为850℃以下，更优选为800℃以下)，700℃以上(优选为750℃以上，更优选为800℃以上)。第一加速冷却的冷却停止温度为750℃以下(优选为700℃以下，更优选为650℃以下)，550℃以上(优选为600℃以上)。若冷却停止温度过高，则残留奥氏体不足，另一方面岛状马氏体(MA)粗大化。另一方面，若冷却停止温度过低，则残留奥氏体不足。

还有，第一加速冷却的冷却速度，与通常的淬火的冷却速度相同，例如为1℃/秒以上，优选为3℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上。若冷却速度太慢，则实质上将无法进行第一加速冷却，C向未相变奥氏体的富化过多，相变为珠光体和渗碳体，因此残留奥氏体不足。

第一加速冷却结束后，至第二加速冷却开始之间，可以进行等温保持，也可以进行缓慢地冷却(例如冷却速度低于1℃/秒(空冷等))。第一加速冷却结束后，至第二加速冷却开始时时间(以下称为时间间隔(interval))，例如为20～130秒左右，优选为30～100秒左右，更优选为40～80秒左右。若时间间隔过短，则铁素体过少，C向未相变奥氏体的富化不充分，残留奥氏体不足。另外，相反地若时间间隔过长，则C向未相变奥氏体的富化过多，相变为珠光体和渗碳体，因此残留奥氏体不足。

第二加速冷却的开始温度为700℃以下(优选为650℃以下，更优选为630℃以下)，550℃以上(优选为600℃以上，更优选为620℃以上)。另外第二加速冷却的冷却停止温度为400℃以下，优选为300℃以下，更优选为200℃以下。若冷却停止温度过高，则实质上将无法进行第二加速冷却，残留奥氏体不足。

第二加速冷却的冷却速度与第一加速冷却一样。

还有，在淬火法B中，也可以在第二加速冷却结束后进行回火。回火条件与淬火法A相同。

其次，对于本发明2的厚钢板的制造方法进行说明。与本发明1的厚钢板的情况相同，以通常的条件加热板坯(例如加热温度：950～1300℃左右)，但其后是以规定的方法经热轧而制造。还有，热轧后可以放冷，也可以加速冷却。另外，其后根据需要也可以淬火、回火。

本发明2的厚钢板的制造工序中最重要的是热轧条件。在本发明的热轧中，使Y值±30℃之间的压下率累积为40％以上(例如为40～60％左右)，并且将Y值±30℃之间的轧制的各道间时间控制为5～10秒，并且将低于Y值-30℃的温度范围的压下率累积抑制在10％以下。还有，在Y值+30℃以下进行实质性的轧制，而抑制低于Y值-30℃的轧制，由此能够防止旧奥氏体晶粒的扁平化。然后在Y值-30℃以上、Y值+30℃以下进行实质性的轧制时，如果是通常方法则旧奥氏体晶粒粗大化，但是在本发明中，因为控制了各道间时间，所以能够使旧奥氏体晶粒微细化。道间时间短或长都会导致旧奥氏体晶粒粗大化。还有，所谓道间时间，是指前轧道的行进方向后端在轧制时与本轧道的行进方向后端在轧制时的时间差。另外，Y值+30℃以上的累积压下率未特别限定，例如能够从0～80％左右的范围中适宜设定。

Y值如上述，是对旧奥氏体晶粒的扁平化有影响的值。该Y值根据下式求得。

Y值＝750+4000[Nb]+32600[B]+250[Mo]+400[V]

(式中，[Nb]、[B]、[Mo]、[V]表示钢板中的各元素的含量(质量％))

达到所述Y值的理由如下。即对于规定化学成分的钢板，从其t/4位置采取直径8mm×长12mm的试验片，设置在加工热模拟(formaster)试验机上，加热到温度1100℃后，急冷至规定的试验温度，以该试验温度进行6轧道(各轧道的相当应变为0.2)的加工。以每20℃的间距变更试验温度(最高值为1000℃，最低值为700℃)，求得奥氏体扁平化开始的试验温度(具体来说就是旧奥氏体晶粒的扁平率达到2.0以上的试验温度)。

使钢板的化学成分进行种种变更，调查化学成分对于奥氏体扁平化开始的温度(为Y值)造成的影响，进行重回归计算求得各成分的系数。

本发明的厚钢板，遵循JIS的厚钢板的定义，板厚为3.0mm以上，但是优选具有要求10kJ/mm以上的输入热能(特别是超高热能输入)的焊接的这种厚度。要求有10kJ/mm以上的输入热能(特别是超高热能输入)的板厚，例如为20mm以上，更优选为40mm以上，特别优选60mm以上。根据本发明，即使进行超高热能输入焊接仍显示出良好的HAZ韧性，因此即使加厚钢板，也能够不降低HAZ韧性地进行焊接。

【实施例】

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但是本发明当然不受下述实施例的限制，在能够符合前、后述的宗旨的范围内当然可以适当地加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

第一实验例(关于本发明1的厚钢板的实验例)

实验No.1～60

将表1～3所示的组成的钢根据通常的熔炼法进行熔炼，冷却该钢水(从1500℃至1100℃的冷却速度：0.1～2.0℃/秒)，得到板坯(板坯厚度＝270mm)。将该板坯以表4～5所示的制造方法进行热轧及淬火，由此得到厚60mm的钢板。还有，表4显示淬火法A的条件，表5显示淬火法B的条件。

根据钢板的化学成分组成计算的[Ti]/[N]及X值，和由Thermo-calc计算的δ域温度范围的值(表中记述为“δ域”)显示在表1～3中。

另外对于上述这样制造的钢板，按前述的要领，调查其残留奥氏体的体积率、岛状马氏体(MA)的当量圆直径、以及Ti碳氮化物的平均粒径(当量圆直径)。另外按下述要领，测定钢板的抗拉强度、总延伸率、韧性(vE_-60)及HAZ韧性。这些结果显示在表6～7中。

(抗拉强度，总延伸率)

在深度t/4的位置(t＝板厚)，使试验片的长度方向为钢板的板宽方向(C方向)采取JIS4号试验片，进行拉伸试验，由此测定抗拉强度及总延伸率。抗拉强度为490MPa以上、总延伸率为30％以上、强度-延伸率平衡(强度与延伸率的积)为20000MPa％以上的为合格。

(母材韧性)

在深度t/4的位置(t＝板厚)，使试验片的长度方向为钢板的轧制方向(L方向)，采取JIS Z 2242规定的V切口标准试验片，以-60℃进行摆锤冲击试验(冲击刃半径2mm)，测定吸收能(vE_-60)。vE_-60为100J以上的为合格。

(HAZ韧性)

对于板厚60mm钢板，以输入热能40kJ/mm进行气电焊。从图1所示的t/2部(t＝板厚)采取JIS Z 2242规定的V切口标准试验征(切口位置为距熔合部0.5mmHAZ侧)，以-40℃进行摆锤冲击试验(冲击刃半径2mm)，测定吸收能(vE_-40)。vE_-40为200J以上的为合格。

【表6】

【表7】

另外，基于满足本发明的成分范围的实验No.1～33的结果，整理X值、Ti系碳氮化物的平均粒径、HAZ韧性(vE_-40)、母材韧性的关系。结果显示在图2～4中。此外基于满足本发明的成分范围和X值的实验No.1～32及No.50～57的结果，整理残留奥氏体的体积率和强度-延伸率平衡的关系。结果显示在图5中。

如图2～4所表明的，通过加大X值，能够减小Ti系碳氮化物的平均粒径，能够改善HAZ韧性(vE_-40)和母材韧性(vE_-60)。另外由图5可知，通过加大残留奥氏体的体积率，能够改善强度-延伸率平衡。此外，与实验No.58～60的对比可知，通过减小岛状马氏体(MA)的当量圆直径，能够防止母材韧性(vE_-60)的劣化(实验No.1～32)。

第二实验例(关于本发明2的厚钢板的实验例)

No.1～59

将表8～10所示的组成的钢根据通常的熔炼法进行熔炼，冷却该钢水(从1500℃至1100℃的冷却速度：0.1～2.0℃/秒)，得到板坯(板坯厚度＝270mm)。将该板坯加热至1100℃后，热轧至厚60mm。在该热轧中，以表11～12所示的累积压下率压下Y值±30℃的范围及低于Y值-30℃的范围，此外Y值±30℃的范围的各道间时间如表11～12所示。热轧结束后放冷。

根据钢板的化学成分组成计算的[Ti]/[N]和X值，由Thermo-calc计算的δ域温度范围的值(表中记述为“δ域”)以及Y值显示在表8～10中。

另外对于如上述这样制造的钢板，按前述的要领，调查其残留奥氏体晶粒的粒径及扁平率，以及Ti碳氮化物的平均粒径。另外按下述要领，测定钢板的抗拉强度、母材韧性(低温韧性)和HAZ韧性。这些结果显示在表11～12中。

(抗拉强度)

在深度t/4的位置(t＝板厚)，使试验片的长度方向为钢板的板宽方向(C方向)采取JIS4号试验片，进行拉伸试验，由此测定抗拉强度。抗拉强度为440MPa以上的为合格。

(母材韧性)

在深度t/4的位置(t＝板厚)，使试验片的长度方向为钢板的轧制方向(L方向)，采取JIS Z 2242规定的V切口标准试验片，以-40℃进行摆锤冲击试验(冲击刃半径2mm)，测定吸收能(vE_-40)。L方向有吸收能为200J以上，L方向与C方向之间的吸收能量差为90J以下的为合格。

(HAZ韧性)

对于板厚60mm钢板，以输入热能40kJ/mm进行窄间隙立向气电焊(SEGARC)。与第一实施例的情况相同，从图1所示的t/2部(t＝板厚)采取JIS Z 2242规定的V切口标准试验征(切口位置为距熔合部0.5mmHAZ侧)，以-40℃进行摆锤冲击试验(冲击刃半径2mm)，测定吸收能(vE_-40)。吸收能为200J以上的为合格。

【表11】

【表12】

另外，基于满足本发明的成分范围的实验No.1～36的结果，整理X值、Ti系碳氮化物的平均粒径、HAZ韧性(vE_-40)及低温母材韧性的关系。结果显示在图6～8中。

此外基于满足本发明的成分范围和X值的实验No.1～35及No.53～55的结果，整理Y值±30℃下的累积压下率、旧奥氏体晶粒的粒径及低温母材韧性(vE_-40)的关系。结果显示在图9～10中。

另外基于No.1～59的结果，整理旧奥氏体晶粒的扁平率和低温母材韧性的各向异性(ΔvE_-40)的关系。结果显示在图11中。

如图6～8所表明的，在X值为40以上的实验No.1～35的示例中，能够减小Ti系碳氮化物的平均粒径，能够改善HAZ韧性(vE_-40)。另外在X值在40以上的实验例No.1～35的示例中，或许因为也能够使Nb系碳氮化物微细化，所以还能够改善低温母材韧性(vE_-40)。

此外，如图9～10所表明的，在Y值±30℃下的累积压下率累积40％以上的实验No.1～35的示例中，能够使旧奥氏体晶粒微细，从而能够改善低温母材韧性(vE_-40)。此外如图11所表明的，在旧奥氏体晶粒的扁平率为2.5以下的实验例No.1～35的示例中，能够减轻各向异性。

相对于此，实验No.36、51、52为X值过小的例子，低温母材韧性(vE_-40)及HAZ韧性恶化。No.50其X值过大，低温母材韧性(vE_-40)及HAZ韧性恶化。No.37～49因为成分范围和Ti/N比不适当，所以低温母材韧性(vE_-40)及HAZ韧性劣化。

No.53～55其Y值±30℃下的累积压下率低，其结果是实质性的轧制温度超过Y值+30℃，旧奥氏体晶粒粗大化，低温母材韧性(vE_-40)劣化。

No.56～57因为低于Y值-30℃的累积压下率大，所以旧奥氏体晶粒扁平，各向异性大。

No.58和59其对Y值±30℃之间进行轧制时的道间时间不适当，旧奥氏体晶粒粗大化，低温母材韧性劣化。

【产业上的利用可能性】

本发明1的厚钢板的抗拉强度级，例如为490MPa以上，优选为540MPa以上，最优选的情况还能够提供590MPa以上的厚钢板。本发明2的厚钢板的抗拉强度级，例如为440MPa以上，优选为490MPa以上，更优选为540MPa以上，最优选的情况还能够提供590MPa以上的厚钢板。

本发明1的厚钢板和本发明2的厚钢板，例如能够适用于船舶和海洋结构物等的焊接结构物，特别是抗拉强度优异的高张力钢板，适于大型的集装箱船等的制造。

Claims (7)

1.一种HAZ韧性优异的厚钢板，其特征在于，含有C：0.030～0.10质量％、Si：1.0质量％以下但不含0质量％、Mn：0.8～2.0质量％、P：0.03质量％以下但不含0质量％、S：0.01质量％以下但不含0质量％、Al：0.01～0.10质量％、Nb：0.035质量％以下但不含0质量％、Ti：0.015～0.03质量％、B：0.0010～0.0035质量％、及N：0.0050～0.01质量％，

还含有Cu：0％～2.0质量％、Ni：0％～2.0质量％、Cr：0％～1质量％、Mo：0％～0.5质量％、及V：0％～0.1质量％，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，

并且，残留奥氏体的体积率为2～10％，岛状马氏体MA的平均当量圆直径为3.0μm以下，

而且，满足下式(1)及(2)，

1.5≤[Ti]/[N]≤4…(1)

40≤X值≤160…(2)

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

式中，[Ti]、[N]、[C]、[Si]、[Mn]、[Nb]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]表示钢板中的各元素的质量百分比含量。

2.一种HAZ韧性优异的厚钢板，其特征在于，含有C：0.030～0.10质量％、Si：1.0质量％以下但不含0质量％、Mn：0.8～2.0质量％、P：0.03质量％以下但不含0质量％、S：0.01质量％以下但不含0质量％、Al：0.01～0.10质量％、Nb：0.035质量％以下但不含0质量％、Ti：0.015～0.03质量％、B：0.0010～0.0035质量％、及N：0.0050～0.01质量％，

还含有Cu：0％～2.0质量％、Ni：0％～2.0质量％、Cr：0％～1质量％、Mo：0％～0.5质量％、及V：0％～0.1质量％，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，

旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径为100μm以下，并且，作为其长径与短径之比的扁平率为2.5以下，

而且，满足下式(1)及(2)，

1.5≤[Ti]/[N]≤4…(1)

40≤X值≤160…(2)

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

式中，[Ti]、[N]、[C]、[Si]、[Mn]、[Nb]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]表示钢板中的各元素的质量百分比含量。

3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，δ域的温度范围为40℃以下。

4.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，在深度为t/4的位置，Ti系碳氮化物的平均粒径为43nm以下，其中，t为板厚。

5.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，还含有从Ca：0.005质量％以下但不含0质量％、Mg：0.005质量％以下但不含0质量％、及REM：0.01质量％以下但不含0质量％中选出的至少一种。

6.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，还含有Zr：0.1质量％以下但不含0质量％及/或Hf：0.05质量％以下但不含0质量％。

7.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，还含有Co：2.5质量％以下但不含0质量％及/或W：2.5质量％以下但不含0质量％。

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