JP2014058734A - 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靭性の平均値並びに最小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。
【解決手段】所定の化学成分組成を満足し、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、酸化物のうち円相当径が２μｍ未満のもの３００個／ｍｍ^２以上、円相当径が２μｍ以上のものが１００個／ｍｍ^２以下、Ｔｉ窒化物のうち円相当径が１μｍ以上のものが７個／ｍｍ^２以下、円相当径が２０ｎｍ以上のものが１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上存在し、関係式｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５を満足する。
【選択図】 なし

Description

本発明は、橋梁や高層建造物、船舶、ラインパイプなどの溶接構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。）の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。

近年、橋梁や高層建造物、船舶、ラインパイプなどの溶接構造物の大型化に伴い、このような溶接構造物には５０ｍｍ以上の板厚の厚鋼板が適用されることが多くなってきており、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の靭性低下の原因となっている。そのため、大入熱溶接時におけるＨＡＺの靭性（以下、ＨＡＺ靭性とも述べる。）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靭性を得るためには、特別な工夫が必要となる。

発明者らも、特許文献３において、微細Ｔｉ窒化物のサイズおよび個数を精密に制御することで、大入熱ＨＡＺ靭性を改善する技術を提案している。しかしながら、想定する入熱は５５ｋＪ／ｍｍにとどまっており、更なる溶接入熱の増大に対応するためには、いっそうの改善が必要である。

また、特許文献４〜７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４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５には、特許文献４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６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、特許文献６では、大入熱溶接を模擬した熱サイクル試験にてＨＡＺ靭性の評価を行っているが、最高加熱温度が１４００℃と一部のＴｉ含有窒化物が残存する温度にて行っている。ところが、ＨＡＺの最高加熱温度が部分的に１４５０℃を上回る高熱となり、Ｔｉ含有窒化物の消失がいっそう促進される。よって、大入熱ＨＡＺ靭性を正確に評価するためには、実際に大入熱溶接試験を行うことが望ましい。また、発明者らは特許文献７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α生成による組織の微細化に関する技術としては、特許文献８に記載のＴｉやＲＥＭを含む複合酸化物とＭｎＳを利用した技術が提案されているほか、発明者らは、特許文献９で介在物形状を制御することで、粒内α生成を促進する技術を提案している。これらの技術は、粒内α生成に対し、（粒内α／介在物）界面エネルギーの低い介在物が有効との前提で構築されているものである。しかしながら、粒内αの生成に際しては、（粒内α／γ）界面エネルギーの寄与も大きく、単に（粒内α／介在物）界面エネルギーを下げるだけでは、十分な粒内αの生成を得ることができないため、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に保障するまでには至っていない。

更に、発明者らは、酸硫化物起点の粒内α生成を活用した高ＨＡＺ靭性技術を構築し、特許文献１０として提案している。しかしながら、代償として２μｍ以上の比較的サイズの大きい酸硫化物粒子を一定数分散させる必要があるため、この技術でも、大入熱ＨＡＺ靭性を十分に保障するまでには至っていない。すなわち、特許文献８記載の技術では、想定する入熱量自体が小さく、また、特許文献９や特許文献１０に記載の技術においても、シャルピー吸収エネルギーの平均値こそ高いものの、最小値には改善の余地があるのが現状である。

加えて、発明者らは、組織を制御した酸化物を分散させることで、高いＨＡＺ靭性を得ることができる技術を、特許文献１１および特許文献１２として提案している。これらの技術により溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板を実現することができたが、製造上において、まだ改善すべき課題が残っていた。

特許文献１１記載の技術では、所定の酸化物形態を実現するために、Ｃａ添加前の溶存酸素量に基づいてＣａ添加量を制御しているが、同時にＴｉ添加からＣａ添加までの時間を３〜２０分に収める必要があるため、作業者の負担が増すことが懸念される。一方、特許文献１２記載の技術では、Ｃａ添加から鋳込み開始まで４０分〜９０分保持する必要があるため、生産性に改善点が残っている。

特開２００１−９８３４０号公報 特開２００４−２１８０１０号公報 特開２０１０−９５７８１号公報 特開２００１−２００３１号公報 特開２００７−２４７００５号公報 特開２００８−２２３０６２号公報 特開２００９−１７９８４４号公報 特開平７−２５２５８６号公報 特開２００８−２２３０８１号公報 特開２００９−１３８２５５号公報 特開２０１０−１６８６４４号公報 特開２０１１−２１９７９７号公報

本発明は、上記従来の実情を鑑みてなされたもので、大入熱溶接を行った場合であっても、ＨＡＺ靭性の平均値は勿論のこと、その最小値をも向上させることができ、溶接熱影響部の靭性に優れ、更には生産性にも優れた、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：０．１０〜０．２５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００４〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％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、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、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／ｍｍ^２以上、円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ^２以下、存在すると共に、含有されるＴｉ窒化物のうち、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が７個／ｍｍ^２以下、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物が１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上、存在し、更に、前記円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の大きさを、円相当径が２０ｎｍのものから小さい順に５ｎｍ置きの領域に区切って各領域毎の円相当径の範囲を（ｄｉ−５）以上ｄｉ未満とし、前記各領域内に存在するＴｉ窒化物の個数密度が最多であった領域の前記ｄｉをｄｆとしたときの前記ｄｆと、円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ未満のＴｉ窒化物の平均円相当径ｄａが、｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５という関係式を満たす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。

尚、上記記載を含め、本発明で説明する円相当径とは、酸化物およびＴｉ窒化物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、更に、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．５≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物が３００個／ｍｍ^２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、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％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または２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、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、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％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。

本発明によると、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靭性の平均値および最小値を向上させることができ、溶接熱影響部の靭性に優れ、更には生産性にも優れた、厚鋼板を得ることができる。

本発明者らは、比較的生産性の高い製造条件下で厚鋼板の大入熱ＨＡＺ靭性を改善する手段を探索した。その結果、酸化物起点の粒内αの生成を確保すると共に、ＨＡＺ靭性阻害因子である粗大Ｔｉ窒化物の生成を抑制し、Ｔｉ窒化物分散形態を適切に制御することで、厚鋼板の生産性と大入熱ＨＡＺ靭性を両立できることを見出した。すなわち、酸化物組成を適切に制御することで、粒内αの生成を確保できると共に、Ｔｉ窒化物のサイズ、個数を適切に制御し、旧γ粒の粗大化を抑制することで、旧γ粒界に生成する粒界フェライトを微細化できるため、優れた大入熱ＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を得ることができることを知見した。

より詳しくは、これら酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物を３００個／ｍｍ^２以上分散させると共に、円相当径が２μｍ以上の酸化物は１００個／ｍｍ^２以下に抑制することなどで、優れたＨＡＺ靭性が得られることを確認した。

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。

（酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たし、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ^２以上）
酸化物の円相当径を２μｍ未満とすることで、粒内α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以上になると、粗大Ｔｉ窒化物が晶出する際の障壁エネルギーが低下し、粗大Ｔｉ窒化物の生成量が増加してしまう。また、酸化物の組成が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒという範囲から外れると十分な粒内α生成が得られなくなる。尚、酸化物中のＲＥＭ／Ｚｒ比（質量％）を１．５以上とすることで、溶鋼中において酸化物の表面に生成する粗大晶出Ｔｉ窒化物量が更に減少し、いっそう優れたＨＡＺ靭性が実現される。

（円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ^２以下）
上記した組成を満足する酸化物のうち、円相当径が２μｍ以上の酸化物は、脆性破壊を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、できるだけ少ないことが好ましい。こうした観点から本発明では、円相当径が２μｍ以上の酸化物は１００個／ｍｍ^２以下と規定した。

本発明では、Ｔｉ窒化物の形態についても詳細に規定した。Ｔｉ窒化物は、ＨＡＺ高温加熱時のγ粒粗大化を抑制し、冷却時に生成する粒界フェライトのサイズを低減することでＨＡＺ靭性改善に寄与する。γ粒粗大化を十分抑制するためには、当然ながらＴｉ窒化物の粒子を数多く分散させる必要があるが、本発明者らは、更にＴｉ窒化物粒子のサイズが均一に近いほど、ＨＡＺ高温加熱時のＴｉ窒化物の溶解速度が低下することを見出し、Ｔｉ窒化物のサイズおよび個数を適切に制御することで、大入熱溶接であってもγ粒粗大化抑制効果が得られることを明らかにした。具体的には、次の２つの条件を満足することで、高い大入熱ＨＡＺ靭性が実現される。

（円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が７個／ｍｍ^２以下）
円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物の個数が７個／ｍｍ^２を超えると、脆性破壊を助長し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。このようなＴｉ窒化物は、直方体形状を有することに加えて、鋼に比べて著しく硬度が高いため、応力集中によりＨＡＺ靭性を著しく劣化させるという特性を有する。よって、粗大Ｔｉ窒化物は粗大酸化物より厳密に制御する必要がある。

（円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物が１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上）
円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物が１．０×１０^６個／ｍｍ^２を下回ると、γ粒粗大化抑制に必要なＴｉ窒化物粒子が確保されない。尚、円相当径２０ｎｍ未満の極微細Ｔｉ窒化物粒子は、大入熱溶接時の高温加熱において、短時間で消失し、γ粒粗大化抑制に殆ど寄与しないため、特に制御は必要としない。

（｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５）
Ｔｉ窒化物粒子は、サイズが小さいものほどエネルギー的に不安定であり、具体的には、全粒子の平均サイズに比べ小さい粒子ほど、ＨＡＺ高温加熱時に消失しやすくなる。よって、平均サイズより大きい、或いは、平均サイズより小さくても、平均サイズに比較的近いサイズのＴｉ窒化物粒子数が多いほど、γ粒粗大化抑制に寄与する実質的な粒子数は増加する。

本発明では、Ｔｉ窒化物のサイズ−個数ヒストグラムにおいて、最多のＴｉ窒化物個数が記録されたサイズと平均サイズとの差が小さくなるよう制御することで、この実質的なＴｉ窒化物粒子数が増加し、高いγ粒粗大化抑制効果が実現されることを見出した。

詳しく説明すると、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の大きさを、円相当径が２０ｎｍのものから小さい順に５ｎｍ置きの領域に区切って各領域毎の円相当径の範囲を（ｄｉ−５）以上ｄｉ未満とし、それら各領域内に存在するＴｉ窒化物の個数密度が最多であった領域の前記ｄｉをｄｆとしたときの前記ｄｆと、円相当径が５００ｎｍ未満のＴｉ窒化物の平均円相当径ｄａとの差が、小さくなるよう制御する。この制御により、実質的なＴｉ窒化物粒子数が増加し、高いγ粒粗大化抑制効果が実現される。

尚、Ｔｉ窒化物の平均円相当径の算出に際しては、実施例の欄で説明する後述の条件により、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、画像解析によって、この観察視野中の各Ｔｉ窒化物の面積を測定し、その面積から各Ｔｉ窒化物の円相当径を算出した後、円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ未満のＴｉ窒化物について、円相当径の算術平均を求めた。

具体的には、｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａから求めた値が０．３５を超えてしまうと、たとえＴｉ窒化物粒子数が多くても、γ粒粗大化が十分に抑制されず、高い大入熱ＨＡＺ靭性が得られなくなる。

（製造方法）
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、すなわち、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、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／ｍｍ^２以上、円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ^２以下、存在すると共に、含有されるＴｉ窒化物のうち、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が７個／ｍｍ^２以下、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物が１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上、存在し、更に、｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５という関係式を満たす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等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、ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１が５分以上となるようにして制御しつつ、各元素を添加し、更に、鋳造時における１５００〜１４５０℃の温度範囲での冷却時間ｔ２を３００秒以内とすると共に、鋳造時における１３００〜１２００℃の温度範囲での冷却時間ｔ３を６８０秒以内とすれば良い。また、ＲＥＭ添加量［ＲＥＭ］とＺｒ添加量［Ｚｒ］の質量比である［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］を１．８以上、且つｔ１を１０分以上とすることで、より適正な酸化物形態が実現され、溶鋼中において酸化物の表面に生成する粗大晶出Ｔｉ窒化物が減少することで、いっそう優れたＨＡＺ靭性が得られる。次に、これらの製造要件の規定理由について詳しく説明する。

・Ｍｎ、Ｓｉ等を用いた脱酸により溶鋼中の溶存酸素量を、０．００２〜０．０１％
溶存酸素量が０．００２％を下回ると、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要量確保できなくなる。また、溶存酸素量が０．０１％を超えると、円相当径が２μｍ以上の粗大酸化物が増加し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。

・ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１を５分以上
本発明で規定した酸化物は、粒内αの生成促進作用を有すると共に、粗大Ｔｉ窒化物の晶出起点として機能し難いという特徴を有する。特に、酸化物中のＲＥＭ／Ｚｒ比（質量％）を１．０以上とするためには、強脱酸元素であるＣａの添加に先立ち、ＲＥＭまたはＺｒの酸化物形成反応を十分に進行させる必要がある。具体的には、ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１を５分以上に制御することで、所定の個数密度のＲＥＭ／Ｚｒ≧１．０を満たす酸化物を得ることができる。ＲＥＭまたはＺｒの添加からＣａ添加までの時間ｔ１が１０分未満であると、ＲＥＭ／Ｚｒ≧１．０を満たす酸化物が不足することになる。また、これに加えて、ＲＥＭ添加量［ＲＥＭ］とＺｒ添加量［Ｚｒ］の質量比である［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］を１．８以上かつｔ１を１０分以上とすることで、ＲＥＭ／Ｚｒ≧１．５を満たす酸化物を、所定の個数密度で得ることができる。

尚、溶製時において、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ）→Ｃａの順に添加する理由は、この添加順序以外の順序で各元素を添加すると、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物を必要数確保できなくなるからである。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強い強脱酸元素であるため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が著しく少なくなる。

・鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ２を３００秒以内
鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ２が３００秒を超えると、粗大な酸化物が増加する。或いは、凝固時の成分偏析により粗大Ｔｉ窒化物が晶出し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。

・鋳造時における１３００〜１２００℃の温度範囲での冷却時間ｔ３を６８０秒以内
鋳造時における１３００〜１２００℃の温度範囲での冷却時間ｔ３が６８０秒を超えると、｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５という関係式を満たすことができない。その原因は、次の通りと考えることができる。

鋳造時に生成するＴｉ窒化物には、Ａ．溶鋼中で晶出するＴｉ窒化物、Ｂ．凝固した鋼の凝固偏析部で生成するＴｉ窒化物、Ｃ．凝固した鋼の非凝固偏析部で生成するＴｉ窒化物があり、Ａ→Ｂ→Ｃの順に生成し、その大きさ（粒子径）は、Ａ＞Ｂ＞Ｃの順である。一方、粒子数は、Ａ＜Ｂ＜Ｃの順であり、前記ｄｆ相当の大きさのＴｉ窒化物の大部分は、ＣのＴｉ窒化物である。また、ＡのＴｉ窒化物は、Ｂ，ＣのＴｉ窒化物に比べて粒子数が少ないため、Ｔｉ窒化物の平均円相当径ｄａに殆ど影響を及ぼすことがない。よって、｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａを所定の範囲に収めるには、Ｂ，ＣのＴｉ窒化物の生成を制御する必要があるといえる。鋳造時における１３００〜１２００℃の温度範囲での冷却時間ｔ３が６８０秒を超えると、ＣのＴｉ窒化物の生成に先立ち、ＢのＴｉ窒化物が成長するため、Ｔｉ窒化物の平均円相当径ｄａが大きくなってしまい、｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａが０．３５を超えてしまうと考えられる。

（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、先に説明した酸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併せて要件とする。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。

Ｓｉ：０．１０〜０．２５％
Ｓｉは、Ｔｉの活量を向上させる元素であり、所定のＴｉ窒化物形態を実現するために、適切に添加する必要がある。添加量が０．１０％を下回ると、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度が１．０×１０^６個／ｍｍ^２を確保できなくなる。また、０．２５％を上回ると、粗大なＴｉ窒化物が生成しやすくなるのに加え、硬質なＭＡ組織が形成されるようになり、所定のＨＡＺ靭性が得られない。好ましい下限は０．１２％、より好ましい下限は０．１４％、好ましい上限は０．２２％、より好ましい上限は０．２０％である。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するのに有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには１．０％以上含有させる必要がある。しかし、２．０％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺの強度が上昇しすぎて靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。Ｍｎの含有量の好ましい下限は１．４％、好ましい上限は１．８％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。ＨＡＺ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、ＨＡＺにおいて、旧オーステナイト粒界にＭｎ硫化物を形成して、ＨＡＺ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。ＨＡＺ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：０．００４〜０．０５％
Ａｌは、粒内αの起点となる酸化物を形成する元素である。その含有量が０．００４％未満であると、所定の酸化物形態が得られなくなり、粒内変態が十分に促進されなくなるため、ＨＡＺ靭性が劣化する。一方、含有量が過剰であると、粗大酸化物が生成してＨＡＺ靭性が劣化するので、０．０５％以下に抑える必要がある。Ａｌの含有量の好ましい下限は０．００７％、好ましい上限は０．０４％である。

Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉは、Ｔｉ窒化物を形成する元素であると共に、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａに先立ち添加することによって、粒内αの生成促進作用を有する酸化物の微細分散が可能となる。所定のＴｉ窒化物、酸化物形態を実現するためには、Ｔｉを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Ｔｉ窒化物が多く晶出してＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．０５０％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０．０３５％、より好ましい上限は０．０２５％である。

ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒは、Ｔｉの添加後、Ｃａの添加に先立って添加することで、粒内αの生成に有効な酸化物を形成する。これら酸化物は、Ｔｉ窒化物が複合析出することでより好適な粒内α生成サイトとなる。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、いずれも０．０００３％以上含有させる必要がある。しかし、これらを過剰に含有させると、酸化物が粗大になってＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．０２％以下に抑えるべきである。これらの含有量のより好ましい下限は０．０００５％、より好ましい上限は０．０１５％である。

Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
Ｃａは、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒの添加から１０分以上後に添加することによって、粒内αの生成に有効で、且つ粗大Ｔｉ窒化物の晶出を抑制する酸化物を形成する。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ＨＡＺ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：０．００２〜０．０１０％
Ｎは、微細なＴｉ窒化物を形成することによって、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、粗大Ｔｉ窒化物の晶出が助長されるので０．０１０％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０．００８％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：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％よりなる群から選ばれる１種以上
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、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靭性を劣化させるため、いずれも１．５０％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０．１０％、より好ましい上限は１．２０％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０．００５％、より好ましい上限は０．０８％である。

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、粗大な粒界αの生成を抑制することで、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。こうした効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、効果的に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００１５％以上である。しかし、Ｂ含有量が過剰となると、旧オーステナイト粒界からの粗大ベイナイトバケットが促進され、ＨＡＺ靭性はかえって低下する。好ましい上限は０．００５０％、より好ましい上限は０．００４０％、更に好ましい上限は０．００３５％である。

また、化学成分組成の説明で、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏよりなる群から選ばれる１種以上を含有することが有効であることを説明したが、その場合、それらの含有量（質量％）が、［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＜２．５％を満足することが好ましい（但し、前式で［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。）。

粗大Ｔｉ窒化物は、溶鋼の凝固段階において、凝固偏析によりＴｉ、Ｎが濃化した液相に晶出する。［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］が２．５％を超えると、凝固温度が低温化し、粗大Ｔｉ窒化物晶出の駆動力が大きくなる低温まで液相が残存するようになるため、粗大Ｔｉ窒化物の生成量が増加してしまう。

（｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５）
｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａは、ＨＡＺ高温加熱時のγ粒粗大化抑制に寄与するＴｉ窒化物数と関連するパラメータである。０．３５を超えると、γ粒の粗大化が十分抑制されず、所定のＨＡＺ靭性が確保できない。好ましい上限は０．３０、更に好ましい上限は０．２５である。

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。

本発明の実施例では、まず、表１および表２に示す各成分組成の鋼を、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８０ｍｍの熱間圧延板を得た。尚、熱間圧延条件は、圧延前加熱：１１００℃×３時間、仕上げ圧延温度：７８０℃以上、４５０℃までの平均冷却速度：６℃／ｓ、冷却停止温度：４５０℃とした。

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（Ｔｉ）添加前の溶鋼中の溶存酸素量［Ｏｆ］（質量％）、Ａｌ，Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃａの添加順序、ＲＥＭまたはＺｒ添加からＣａ添加までの時間ｔ１、ＲＥＭ添加量［ＲＥＭ］とＺｒ添加量［Ｚｒ］の質量比：［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］（表にはＲＥＭ／Ｚｒと記載）、鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ２、鋳造時の１３００〜１２００℃における冷却時間ｔ３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３および表４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。

以上の要件で製造した各熱間圧延板（厚鋼板）を用いて、円相当径が２μｍ未満かつＴｉ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒを所定の濃度範囲で含有し、［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］≧１．０である酸化物の個数密度Ｎ１、円相当径が２μｍ未満かつＴｉ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒを所定の濃度範囲で含有し、［ＲＥＭ］／［Ｚｒ］≧１．５である酸化物の個数密度ＮＡ、円相当径が２μｍ以上の酸化物の個数密度Ｎ２、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度Ｎ３、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度Ｎ４、｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａ、およびＨＡＺ靭性を下記する測定により求め出した。これらの測定結果を表５および表６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、観察面積：０．０４８ｍｍ^２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。ＥＤＸによる成分組成測定時の加速電圧は１５ｋＶ、測定時間は１００秒である。そして、円相当径が２μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ１、ＮＡ）を１ｍｍ^２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。

（円相当径が２μｍ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：０．０６ｍｍ^２、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。ＥＤＸによる成分組成測定時の加速電圧は１５ｋＶ、測定時間は１００秒である。そして、円相当径が２μｍ以上となる酸化物の個数（Ｎ２）を１ｍｍ^２相当の個数密度に換算して求めた。

（円相当径が１μｍ以上のＴｉ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を、光学顕微鏡を用いて倍率：２００倍で２０視野撮影し、の粗大Ｔｉ窒化物の個数をカウントし、１ｍｍ^２相当の個数密度（Ｎ３）に換算して求めた。測定画像の面積は、１視野あたり０．１４８ｍｍ^２、１試料あたり２．９６ｍｍ^２である。Ｔｉ窒化物の同定は形状および色に基づいて行い、角ばった形状且つ鮮やかなオレンジ色の介在物をＴｉ窒化物と見なした。また、Ｔｉ窒化物の円相当径は解析ソフトにより算出した。尚、粗大Ｔｉ窒化物は、酸化物を起点として晶出することが多いが、その場合、内部の酸化物は円相当径の計測の対象から除外した。

（円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の個数密度の測定、および｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａの算出）
各厚鋼板のｔ／４位置から試験片を切り出し、圧延方向および板厚方向に平行な断面からレプリカＴＥＭ試験片を作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率１５０００倍、観察視野６．８４μｍ×８．０５μｍの条件で４視野観察したうえで、ＥＤＸ（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）によってＴｉ、Ｎを含む粒子を判別してＴｉ含有窒化物とした。更に画像解析によって、その視野中のＴｉ含有窒化物の面積を測定し、円相当径に換算して２０ｎｍ以上のＴｉ含有窒化物の個数を計測し、１ｍｍ^２あたりに換算して個数密度（Ｎ４）を求めた。加えて、得られたデータから、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の大きさを、円相当径が２０ｎｍものから小さい順に５ｎｍ置きの領域に区切って各領域毎の円相当径の範囲を（ｄｉ−５）以上ｄｉ未満とし、前記各領域内に存在するＴｉ窒化物の個数密度が最多であった領域の前記ｄｉをｄｆとしたときの前記ｄｆと、円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ未満のＴｉ窒化物の平均円相当径ｄａを求め、｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａを算出した。

（ＨＡＺ靭性の評価）
各厚鋼板から、溶接継手用試験片を採取し、Ｖ先加工を施した後、入熱量：５０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施した。これら試験片から、各厚鋼板の表面から深さｔ／４（ｔ：板厚）の位置の溶接線（ボンド）近傍のＨＡＺに切欠きを加工したシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片）を３本ずつ採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_−４０）を測定し、それらの平均値と最小値を求めた。この測定結果から、ｖＥ_−４０の平均値が１８０Ｊを超え、最小値が１２０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。

また、入熱量：６０ｋＪ／ｍｍにてエレクトロガスアーク溶接を実施する以外は全て上記した条件と同じ条件でもシャルピー衝撃試験を行い、３本の試験片の吸収エネルギー（ｖＥ_−４０）を測定して、その平均値を求めた。この測定結果から、ｖＥ_−４０の平均値が１２０Ｊを超えるものを、ＨＡＺ靭性に優れると評価した。また、ｖＥ_−４０の平均値が１５０Ｊを超えるものを、特にＨＡＺ靭性に優れると評価した。

Ｎｏ．１〜３５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、Ｔｉ窒化物の分散等が適切になされており、入熱量を５０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値および最小値）、並びに入熱量を６０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値）が優れていることが分かる。すなわち、Ｎｏ．１〜３５は、溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板であるということができる。

更には、請求項２記載の要件を満足する厚鋼板は、ｖＥ_−４０の平均値が１５０Ｊを超え、特に溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板であると評価することができる。

これに対し、Ｎｏ．３６〜５５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、入熱量を５０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値および最小値）、並びに入熱量を６０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性（平均値）のいずれかが、評価基準を満足していないことが分かる。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．１０〜０．２５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００４〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％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、
   酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．０≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物を含有し、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／ｍｍ^２以上、円相当径が２μｍ以上の酸化物が１００個／ｍｍ^２以下、存在すると共に、
   含有されるＴｉ窒化物のうち、円相当径が１μｍ以上のＴｉ窒化物が７個／ｍｍ^２以下、円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物が１．０×１０^６個／ｍｍ^２以上、存在し、
   更に、前記円相当径が２０ｎｍ以上のＴｉ窒化物の大きさを、円相当径が２０ｎｍのものから小さい順に５ｎｍ置きの領域に区切って各領域毎の円相当径の範囲を（ｄｉ−５）以上ｄｉ未満とし、前記各領域内に存在するＴｉ窒化物の個数密度が最多であった領域の前記ｄｉをｄｆとしたときの前記ｄｆと、
   円相当径が２０ｎｍ以上５００ｎｍ未満のＴｉ窒化物の平均円相当径ｄａが、
   ｜ｄａ−ｄｆ｜／ｄａ≦０．３５という関係式を満たすことを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
2. 更に、酸素を除く構成元素が、質量％で、２％＜Ｔｉ＜４０％、５％＜Ａｌ＜３０％、 ５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％、２％＜Ｚｒ＜３０％、１．５≦ＲＥＭ／Ｚｒを満たす酸化物が３００個／ｍｍ^２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。
3. 更に、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％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または２記載の溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
4. 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。
5. 更に、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％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。