CN102251175B

CN102251175B - 厚钢板

Info

Publication number: CN102251175B
Application number: CN2011101357898A
Authority: CN
Inventors: 伊庭野朗; 冈崎喜臣; 名古秀德; 出浦哲史; 杉谷崇; 畑野等; 岛本正树
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2010-05-20
Filing date: 2011-05-20
Publication date: 2013-07-10
Anticipated expiration: 2031-05-20
Also published as: CN102251175A; KR101320220B1; KR20110128154A

Abstract

提供一种在实施大线能量焊接时的HAZ韧性优异，并且其他诸特性也优异的厚钢板。本发明涉及一种厚钢板，满足规定的化学成分组成，除去氧的构成元素，以质量％计，满足10％＜Ti、A1＜20％、5％＜Ca＜40％，并且满足5％＜REM＜50％、5％＜Zr＜40％的至少任意一方的氧化物，满足下式(1)和(2)的条件。(1)以当量圆直径计，低于2μm的所述氧化物为200个/mm²以上，(2)当量圆直径为2μm以上的所述氧化物为100个/mm²以下。

Description

厚钢板

技术领域

本发明涉及桥梁、高层建筑物和船舶等焊接结构物所使用的厚钢板，更详细地说，是涉及在进行大线能量焊接时，焊接热影响部(以下称为“HAZ”。)的韧性优异的厚钢板。

背景技术

近年，被用于桥梁、高层建筑物和船舶等焊接结构物的钢材所要求的特性，随着这些焊接结构物的大型化而有日益严格的倾向。特别是这些被要求的诸多特性之中，对于有关韧性的要求有更加严格的倾向。

焊接结构物等所使用的钢材，存在在焊接接合时受到热影响而形成的HAZ的韧性容易劣化这样的问题。该HAZ韧性的劣化具有焊接时的线能量越大而呈现得越为显著这样的倾向，因此为了改善HAZ韧性，认为极力抑制焊接时的线能量即可。但是，从提高焊接的作业效率这一观点出发，对于建筑用结构物等所使用的钢材，则反而有要求大线能量焊接的倾向，譬如线能量为100kJ/mm以上这样的大线能量焊接。

作为进行大线能量焊接时提高HAZ韧性的技术的代表例，有高Ni钢板，例如在专利文献1中公开有一种钢板，通过添加2％左右的Ni而使强度和韧性提高。但是，Ni是非常高价难以入手的元素，因此不优选提高所添加的Ni量，工业上宁可优选尽可能将Ni的添加量抑制得很低的方法。

也是这样的背景下，不像专利文献1所述那样成为高Ni，而是极力降低Ni的添加量，例如使Ni的添加量为1.5％以下的基础上来提高HAZ韧性的技术也得到了各种各样的研究。大线能量焊接时的HAZ，是由于线能量而长时间保持在高温的奥氏体(γ)区域后被徐冷，因此发生上述线能量下的高温保持时的γ晶粒生长和徐冷过程中的粗大铁素体(α)晶粒的生长，容易造成组织的粗大化，这成为大线能量焊接时HAZ韧性降低的原因。因此，需要抑制大线能量焊接时的组织的粗大化，开发使大线能量焊接时的HAZ韧性稳定并保持在高水准的技术成为必要课题。

作为用于抑制大线能量焊接时的组织粗大化，确保HAZ韧性的主要的手段，提出有涉及如下内容的技术：借助氧化物、氮化物、硫化物等夹杂物粒子进行的γ晶粒生长钉扎，借助以夹杂物粒子为起点的晶内α生成进行的组织的微细化等。作为这样的技术的提出例，有专利文献2～4所述的技术。在该专利文献2～4中公开，使钢材中分散析出微细的含Ti氮化物，使之作为γ晶粒生长钉扎粒子发挥作用，从而抑制在大线能量焊接时的HAZ产生的奥氏体晶粒的粗大化，抑制HAZ韧性的劣化。但是，若以近年所要求的这种大线能量进行焊接，则含Ti氮化物消失的量变多，不能充分确保数密度，不能得到稳定的HAZ韧性。

相对于此，作为专利文献5～7，提出利用高温下稳定的氧化物系夹杂物作为γ晶粒生长钉扎粒子而加以利用的技术。但是，氧化物系夹杂物与含Ti氮化物相比，数密度少，难以得到充分的钉扎效果，因此，对于线能量为100kJ/mm以上这样的大线能量下的焊接还不能充分应对，还需要进一步改善。

即，在专利文献5、6中记述，通过使含有Ti-REM-Ca-Al系氧化物和REM及Zr的氧化物存在，能够得到良好的HAZ特性，但是设定的线能量还停留在低水平，在100kJ/mm以上这样的大线能量下仍不能获得良好的HAZ特性。另外在专利文献7中，记述有一种与专利文献6一样利用含有REM及Zr的氧化物的技术，但同上述一样，所设定的线能量还停留在低水平，在100kJ/mm以上这样的大线能量下仍不能获得良好的HAZ特性。

此外，在专利文献8中，记述有一种通过利用氧化物系夹杂物和含Ti夹杂物双方作为γ晶粒生长钉扎粒子，从而得到高的HAZ韧性的技术。但是，若考虑近年的现能量的增大倾向，则以含Ti夹杂物为主的γ晶粒生长钉扎的利用存在局限，需要尽快确立利用氧化物系夹杂物的大线能量下的HAZ韧性提高手段。

另外，作为以氧化物系夹杂物粒子为起点的晶内α生成的起点并使之发挥作用的技术，除了专利文献9中所述的利用含有Ti和REM的复合氧化物和MnS的技术被提出以外，本发明者们还在专利文献10中率先提出，通过控制夹杂物形状而促进晶内α生成的技术。这些技术是针对晶内α生成，在(晶内α/夹杂物)界面能低的夹杂物有效的前提下构筑的。但是，在专利文献9所述的技术中，最初设定的线能量小，无法充分保障大线能量HAZ韧性。

另外，建筑用结构物等所使用的钢材，除了要求优异的HAZ韧性以外，也要求母材的强度、低屈强比和母材韧性等。近年来，随着建筑物的高层化、大型化，作为建筑物用的钢材，使用高张力钢材的动向提高。

例如，作为专利文献11提出的技术是，使微细的碳氮化物分散，并且确保铁素体在一定量以上，由此实现抗拉强度在590MPa以上的钢板的低屈强比。但是，该专利文献11涉及的技术，并不是着眼于实施线能量为100kJ/mm以上这样的大线能量焊接时的HAZ韧性的技术。另外，在专利文献12中也提出有一种技术，其通过使氧化物系夹杂物分散，并且确保铁素体在一定量以上，由此实现抗拉强度在590MPa以上的钢板的低屈强比，但作为对象的线能量小。

如以上说明的，关于确保在实施线能量为100kJ/mm以上这样的大线能量焊接时的HAZ韧性，同时还使其他特性(母材的强度和韧性的提高或进一步低屈强比)有所提高的技术，处于尚未得到开发的现状。

【专利文献】

【专利文献1】日本特开2006-118007号公报

【专利文献2】日本特开2001-98340号公报

【专利文献3】日本特开2004-218010号公报

【专利文献4】日本特开昭61-253344号公报

【专利文献5】日本特开2001-20031号公报

【专利文献6】日本特开2007-100213号公报

【专利文献7】日本特开2007-247005号公报

【专利文献8】日本特开2008-223062号公报

【专利文献9】日本特开平7-252586号公报

【专利文献10】日本特开2008-223081号公报

【专利文献11】日本专利第2901890号公报

【专利文献12】日本特开2007-247004号公报

发明内容

本发明鉴于上述现有的实际情况而做，其基本的目的在于，提供一种即使在大线能量焊接时，仍发挥出优异的HAZ韧性的厚钢板。

更详细地说，本发明的一个目的在于，提供一种焊接热影响部的韧性优异的厚钢板(以下称为“本案第一方式的厚钢板”)，其作为平均值评价时的HAZ韧性优异，并且在抗拉强度为490MPa以上的高强度区域能够实现低屈强比，此外还能够确保良好的母材韧性。

本发明的另一目的在于，提供一种厚钢板(以下称为“本案第二方式的厚钢板”)，其所述大线能量HAZ韧性的平均值优异，并且在抗拉强度为590MPa以上的高强度区域也显示出低屈强比，并且显示出良好的母材韧性。

本发明的又一个目的在于，提供一种厚钢板(以下称为“本案第三方式的厚钢板”)，其所述大线能量HAZ韧性的平均值当然优异，还能够提高被评价的区域内的HAZ韧性的最小值。

本发明又一个其他目的在于，提供一种厚钢板(以下称为“本案第四方式的厚钢板”)，其即使在抗拉强度780MPa级的高强度区域，也能够提高在进行大线能量焊接时的HAZ韧性的平均值和HAZ韧性的最小值。

能够达成前述课题的本发明的厚钢板，作为基本构成具有下述这样的钢成分和组织。即，是如下厚钢板，其含有C：0.02～0.15质量％；Si：0～0.50质量％；Mn：1.0～3.0质量％；P：比0质量％大、在0.03质量％以下；S：比0质量％大、在0.015质量％以下；Al：0～0.07质量％；Ti：0.010～0.080质量％；Ca：0.0005～0.010质量％；N：0.002～0.020质量％；此外，还含有从REM：0.0001～0.02质量％、Zr：0.0001～0.02质量％之中选出的一种以上，余量是铁和不可避免的杂质，其中，除去氧的构成元素，以质量％计，满足10％＜Ti、Al＜20％、5％＜Ca＜40％，并且满足5％＜REM＜50％、5％＜Zr＜40％的至少任意一方的氧化物，以满足下式(1)和(2)的条件的方式存在。

(1)以当量圆直径计，低于2μm的所述氧化物为200个/mm²以上，

(2)当量圆直径为2μm以上的所述氧化物为100个/mm²以下。

还有，本发明中说明的所谓当量圆直径，是着眼于氧化物等的大小，求得假定为与其面积相等的圆的直径，能够以透射型电子显微镜(TEM)或扫描型电子显微镜(SEM)进行观察，通过图像分析求得。

然后，所谓以这样的基本构成为基础而发明的所述本案第一方式的厚钢板，构成如下：Si含量为0～0.46质量％，Mn含量为1.0～2.0质量％，所述氧化物之中，当量圆直径为2μm以上的氧化物之中，当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物存在30～70个/mm²，并且，当量圆直径为5μm以上的氧化物的存在低于30个/mm²，并且含有含Ti氮化物，并且，所述含Ti氮化物之中，当量圆直径为100nm以下的含Ti氮化物存在5×10⁶个/mm²以上。

另外，所谓以这样的基本构成为基础而发明的所述本案第二方式的厚钢板，构成如下：Si含量为0.01～0.35质量％，Mn含量为1.0～2.0质量％，所述氧化物是还满足Al/(REM+Zr)＜0.7的关系的氧化物，当量圆直径低于2μm的氧化物每1mm²中有300个以上，并且含有含Ti氮化物，并且，所述含Ti氮化物之中，当量圆直径为100nm以下的含Ti氮化物存在5×10⁶个/mm²以上。

另外，所谓以这样的基本构成为基础而发明的所述本案第三方式的厚钢板，构成如下：Si含量为0～0.25质量％，Mn含量为1.0～2.0质量％，并且在REM：0.0003～0.02质量％、Zr：0.0003～0.02质量％的范围含有REM和Zr双方，由下式求得的A值满足0.4≤A≤2.4，

A＝10⁴×{[Ti]-0.7×([O]-0.09×[Al]-0.16×[Ca]-0.07×[REM]-0.04×[Zr])}×[N]

并且，所述氧化物是还满足3％＜N、2＜Ti/N的氧化物，当量圆直径低于2μm的氧化物每1mm²中有300个以上。还有，在此在所述A式中，[]表示各元素的含量(质量％)。

另外，所谓以这样的基本构成为基础而发明的所述本案第四方式的厚钢板，构成如下：Si含量为0.02～0.50质量％，Mn含量为1.4～3.0质量％，并且，在REM：0.0003～0.02质量％、Zr：0.0003～0.02质量％的范围含有REM和Zr双方，此外还含有Cr：0.5～2.0质量％，由下式求得的D值满足238＜D＜388，

D＝62×[Mn]+27×[Ni]+111×[Cr]

并且，所述氧化物之中，当量圆直径低于2μm的氧化物每1mm²中有300个以上，并且在当量圆直径在2μm以上的氧化物之中，当量圆直径在2μm以上、低于5μm的氧化物存在30～70个/mm²，并且，当量圆直径在5μm以上的氧化物的存在低于30个/mm²。还有，在此在所述D式中，[]表示各元素的含量(质量％)。

本案第四方式的厚钢板，所述氧化物之中，还有满足10％＜REM+Zr＜70％，并且Ti和Ca的质量比Ti/Ca满足超过1、低于1.4的氧化物，优选当量圆直径低于2μm的氧化物存在300个/mm²以上。

所述本案第一～第三方式的厚钢板，优选还含有从以下的(a)～(c)中选出的至少一个群。

(a)从Ni：1.50质量％以下、Cu：1.50质量％以下、Cr：1.50质量％以下、Mo：1.50质量％以下构成的群中选出的一种以上；

(b)从Nb：0.10质量％以下、V：0.10质量％以下构成的群中选出的一种以上；

(c)B：0.005质量％以下。

另外，前述本案的第四方式的厚钢板，作为其他元素，优选还含有从以下的(a’)～(c’)中选出的至少一个群。

(a’)从Ni：1.50质量％以下、Cu：1.50质量％以下、Mo：1.50质量％以下构成的群中选出的一种以上；

(b’)从Nb：0.10质量％以下、V：0.10质量％以下构成的群中选出的一种以上；

(c’)B：0.005质量％以下。

本发明的厚钢板，如前述的基本构成，化学组成得到恰当控制，具有规定的化学组成的氧化物其每种尺寸都以适当量分散，在本案第一方式的厚钢板中，除此之外，因此微细的含Ti氮化物被确保在规定量以上，所以即使在实施线能量为100kJ/mm以上这样的大线能量焊接时，也能够确保良好的HAZ韧性。另外，在抗拉强度为490MPa以上的高强度域能够实现低屈强比，此外还能够确保良好的母材韧性。

在本案第二方式的厚钢板中，除了基本构成之外，在进一步控制氧化物化学组成的基础上，还确保了微细的含Ti氮化物被确保在规定量以上，因此，即使在实施线能量为100kJ/mm以上这样的大线能量焊接时，也能够确保良好的HAZ韧性，并且，能够抑制HAZ韧性的偏差，此外还能够实现显示出低屈强比和良好的母材韧性的高强度厚钢板。

在本案第三方式的厚钢板中，除了基本构成之外，钢材的化学成分和氧化物的化学组成得到进一步控制，即使在进行大线能量焊接时，也能够确保HAZ韧性的平均值，此外还能够提高其最小值。

在本案第四方式的厚钢板中，除了基本构成之外，钢材的化学成分得到进一步控制，因此在抗拉强度80公斤级(キロクラス)的高强度钢板中，即使是进行大线能量焊接时，也能够确保HAZ韧性的平均值，此外还能够提高其最小值。

具体实施方式

以下，首先对于本发明的基本构成进行说明。

开发关于桥梁、高层建筑物和船舶等的焊接结构物所使用的厚钢板，特别是开发在进行线能量为100kJ/mm以上这样的大线能量下的焊接时，焊接热影响部韧性优异的厚钢板时，首先，发明者们着眼于，能够利用氧化物系夹杂物(以下均仅表述为氧化物。)来确保高的HAZ韧性这一点，从各种角度进行研究。

利用该氧化物的厚钢板的HAZ韧性提高技术中存在优点和缺点。优点是，氧化物成为晶内α生成起点，使HAZ组织微细化，使HAZ韧性提高，反之其缺点是，氧化物自体成为破坏的起点，带给HAZ韧性不利影响。

以往从这样的观点出发，以氧化物作为晶内α生成的起点加以利用时，在以当量圆直径低于2μm的氧化物为主体，更大尺寸的氧化物则尽可能降低的这一技术思想下，进行厚钢板的开发。

但是，若基于近年的研究开发，则理论上确认并报告，从晶内α生成的起点这一观点出发，导入到厚钢板内的氧化物的尺寸大的一方，晶内α的生成能力高，另外，理论上还确认并报告，韧性评价温度越高，用于确保韧性的氧化物(粗大第二相)的尺寸的上限越得到缓和。

根据这样的研究开发结果，本发明者们认为，在韧性评价温度比较高的焊接结构物所使用的厚钢板的情况下，对HAZ韧性造成不利影响的氧化物的尺寸的上限缓和的基础上，沿袭现有的技术思想，即，分散在厚钢板内部的氧化物，与以往一样在以当量圆直径低于2μm的氧化物为主体的基础上，将晶内α生成能力高的、尺寸比较大的氧化物导入到内部，从而能够使HAZ组织微细化，能够提高HAZ韧性，本发明者们就此进行了研究。

其次，发明者们从母材的低屈强比这一观点出发，进一步进行研究。如前述，氧化物成为晶内α生成的起点，能够有助于HAZ韧性的提高。另外，由于氧化物导入而使核生成点增多，与没有导入氧化物的情况相比，母材在比较高的温度下发生贝氏体相变，因此可以说会达到比较低的屈强比。另一方面，氧化物自身成为破坏的起点，也具有使母材韧性降低这样的缺陷。另外，已知该缺陷随着母材的强度增大而变大，向高强度钢导入氧化物时，可以说不使母材韧性降低至关重要。

作为提高母材韧性的手段，一般认为有效的是想办法进行钢材的热处理，以实现钢材组织的微细化。但是，因为热处理使工序繁杂，所以工业上不认为是优选的手段。因此，发明者们认为，在母材韧性的提高上，与HAZ韧性的提高一样，通过向钢材内部导入氧化物，可有效地促进晶内α的生成。

但是，母材组织与HAZ组织比较，旧γ粒径小。组织的尺寸通常由来自晶内的α生成和来自旧γ晶界的α生成的平衡决定，因此母材组织的旧γ粒径小这一情况，能够看作来自晶界的α生成的势力这方相对地大。因此，由晶内α生成带来的组织微细化效果，在母材中若与HAZ比较，则难以得到发挥。因此，为了促进由氧化物系夹杂物控制带来的晶内α生成，使母材组织微细化，需要更适当地控制导入的氧化物的组成和尺寸。

发明者们基于从以上各种角度进行了研究的技术思想，从HAZ韧性的提高和母材的特性确保这样的观点出发，尝试氧化物的控制。其结果发现，除了氧以外的构成元素，以质量％计，使满足10％＜Ti、Al＜20％、5％＜Ca＜40％，并且满足5％＜REM＜50％、5％＜Zr＜40％的至少任意一方的氧化物导入，并且这些氧化物之中，使当量圆直径低于2μm的氧化物存在200个/mm²以上，使当量圆直径为2μm以上的氧化物存在100个/mm²以下，由晶界α生成带来的HAZ组织微细化效果得到显著体现，确认到能够取得更优异的HAZ韧性。

还有，所述氧化物之中，当量圆直径低于2μm的氧化物只存在低于200个/mm²时，由晶内α生成带来的组织微细化效果得不到充分体现。关于当量圆直径低于2μm的氧化物，推荐优选存在220个/mm²以上，更优选存在250个/mm²以上。其个数上限没有特别限定，但实际上在1000个/mm²以下程度。

所述氧化物之中，当量圆直径为2μm以上的，因为助长脆性破坏，使HAZ韧性劣化，所以尽可能少为宜，为100个/mm²以下。

另外，所述氧化物，氧化物中的Ti、Al、Ca、REM、Zr的质量，相对于除去氧的构成元素的合计质量，处于10％＜Ti、Al＜20％、5％＜Ca＜40％、5％＜REM＜50％和/或5％＜Zr＜40％的范围即可。在除了氧以外的构成元素中，除了Ti、Al、Ca、REM、Zr元素以外，也允许含有Si、Mn等元素。另外，该氧化物通常以含有前述的氧以外的元素的复合氧化物的方式存在。

<化学成分组成>

接下来，对于本发明的厚钢板的化学成分组成进行说明。本发明的厚钢板，能够借助前述的氧化物使HAZ韧性和母材韧性提高，除此之外，适当调整各个化学成分(元素)的含量，能够达成本发明作为目标的高度的HAZ韧性和母材韧性，此外还能够实现其他特性(低屈强比等)。因此，在本发明的厚钢板中，各个化学成分的含量处于以下说明的范围内也是要件。这些化学成分之中，构成氧化物的Ti、Al、Ca、REM、Zr的含量，如其作用效果强制性表明的，为含有构成氧化物的量。

C：0.02～0.15质量％

C是用于确保钢板的强度必须的元素。C的含量低于0.02质量％时，不能确保需要的强度。C含量的优选下限为0.03质量％，更优选的下限为0.04质量％。另一方面，若C的含量过剩，则硬质的岛状马氏体(MA)大量生成，招致母材的韧性劣化。因此，C的含量需要在0.15质量％以下。C的含量的优选上限为0.12质量％，更优选的上限为0.10质量％。

Si：0.50质量％以下(含0％)

Si是在通过固溶强化而确保强度上有用的元素，并且在用于确保含Ti氮化物的个数密度上也是有用的元素。另外根据钢板的强度级别，在用于确保α相上也是有用的元素。但是若Si的含量过剩，则α相被过剩地导入，不能确保需要的抗拉强度(TS)。因此，Si的含量的上限为0.5质量％。另外，优选的上限为0.46质量％，更优选的上限为0.42质量％，进一步优选的上限为0.35质量％，特别优选的上限为0.25质量％。还有，在本发明中没有特意对Si的含量的下限进行特别地规定，但是根据作为对象的厚钢板的板厚，有Si为必须元素的情况。即，铸锭尺寸大时，冷却速度慢，因此即使不添加Si，也可以确保含Ti氮化物的个数密度，但铸锭尺寸小时，冷却速度快，因此添加Si来提高Ti活性，从而确保Ti氮化物的个数密度。这种情况下的Si的含量优选的下限为0.01质量％。另外，Si的含量的更优选的下限为0.02质量％，进一步优选的下限为0.05质量％，特别优选的下限为0.08质量％。

Mn：1.0～3.0质量％

Mn在确保钢板的强度上是有用的元素，为了有效地发挥这一效果，需要使之含有1.0质量％以上。Mn的含量优选的下限为1.3质量％，更优选的下限为1.4质量％。另一方面，若使过超过3.0质量％而过剩地含有，则HAZ的强度过度上升，有韧性劣化的情况，因此，Mn的含量为3.0质量％以下。Mn的含量优选的上限为2.5质量％，更优选的上限为2.0质量％，进一步优选的上限为1.8质量％，特别优选的上限为1.6质量％。

P：0.03质量％以下(不含0％)

P是容易引起晶界破坏而对韧性造成不利影响的元素，因此优选其含量尽可能少。从确保母材和HAZ的韧性这一观点出发，P的含量需要抑制在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。关于P的含量的下限汉没有特别地规定，但工业上难以使P达到0％。

S：0.015质量％以下(不含0％)

S与Mn形成硫化物，是使母材的韧性劣化的元素，因此优选其含量尽可能地少。从确保母材韧性这一观点出发，S含量需要抑制在0.015质量％以下，优选在0.010质量％以下，更优选为0.008质量％以下。关于S的含量的下限汉没有特别地规定，但工业上难以使S达到0％。

Al：0.07质量％以下(含0％)

Al通过在Ti或Ca以及REM或Zr之前添加，在形成对晶内α的生成有效的氧化物上是有用的元素。为了有效地发挥这一效果，优选使之含有0.003质量％以上，更优选为0.010质量％以上。但是，若其含量过剩，则粗大的氧化物生成，母材和HAZ的韧性劣化，因此需要抑制在0.07质量％以下。Al的含量的优选上限为0.05质量％，更优选上限为0.04质量％，进一步优选上限为0.03质量％。

Ti：0.010～0.080质量％

Ti通过在Al的添加后，在Ca以及REM或Zr之前添加，从而形成对晶内α的生成有效的氧化物，是有助于HAZ的提高的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使之含有0.010质量％以上。Ti的含量优选的下限为0.012质量％，更优选的下限为0.015质量％。另一方面，若Ti的含量过剩，则粗大氧化物大量生成，使HAZ韧性劣化，因此需要抑制在0.08质量％以下。Ti的含量的优选上限为0.060质量％，更优选上限为0.040质量％。

Ca：0.0005～0.010质量％

Ca通过在Ti的添加后的3～20分钟后添加，从而形成对晶内α的生成有效的氧化物，是有助于HAZ的提高的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使之含有0.0005质量％以上。Ca的含量优选的下限为0.0008质量％，更优选的下限为0.0010质量％。另一方面，若Ca的含量过剩，则粗大氧化物生成，使母材和HAZ的韧性劣化，因此需要抑制在0.010质量％以下。Ca的含量优选的上限为0.008质量％，更优选上限为0.007质量％。

N：0.002～0.020质量％

N通过在高温下形成熔化残留的含Ti氮化物，在确保母材和HAZ的韧性上是有用的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使之含有0.002质量％以上。N的含量优选下限为0.003质量％，更优选的下限为0.004质量％。另一方向，若N的含量过剩，则固溶N量增大，由于应变时效导致母材和HAZ的韧性劣化，因此需要抑制在0.020质量％以下。N的含量优选上限为0.018质量％，更优选的上限为0.013质量％。

从REM：0.0001～0.02质量％、Zr：0.0001～0.02质量％之中选出的一种以上

REM(稀土类元素)和Zr在Ti添加后、Ca添加前添加，从而形成对晶内α的生成有效的氧化物，是有助于HAZ的提高的元素。这一效果随着其含量增加而增大，但为了有效地发挥这样的效果，均需要使之含有0.0001质量％以上。REM和Zr的含量的优选下限为0.0003质量％，更优选的下限为0.0005质量％，进一步优选的下限为0.0010质量％。另一方面，若使这些元素过剩地含有，则氧化物变得粗大，使母材和HAZ的韧性劣化，因此均需要抑制在0.02质量％以下。这些含量的优选上限为0.015质量％，更优选的上限为0.01质量％。还有，所谓REM(稀土类元素)表示镧系元素(元素周期表中从La到Ln的15种元素)、Sc和Y。还有，REM也可以是混合稀土金属(例如含有Ce为50％左右、La为25％左右)的方式。

以上是本发明规定的必须的含有元素。另外，也可以还含有后述的元素，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许因原料、物资、制造设备等的状况而掺入的Sn、As、Pb等元素的混入。

以上说明的本发明的基本构成作为基础，对于本案第一方式的厚钢板进行具体说明。还有，关于与前述基本构成共同的内容则省略说明。

在本案第一方式的厚钢板的成分组成中，使Si含量为0.46质量％以下(含0)，Mn含量为1.0～2.0质量％的方法，在所述基本构成中说明的使Si、Mn含有的效果得到显著发挥。

本案第一方式的厚钢板，其构成如下：在成为这样的成分组成的基础上，氧化物之中，当量圆直径为2μm以上的氧化物之中，当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物存在30～70个/mm²，并且，当量圆直径为5μm以上的氧化物的存在低于30个/mm²，并且含有含Ti氮化物，并且，所述含Ti氮化物之中，当量圆直径为100nm以下的含Ti氮化物存在5×10⁶个/mm²以上。

使当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物存在30～70个/mm²，使当量圆直径为5μm以上的氧化物的存在低于30个/mm²，晶内α生成带来的HAZ组织微细化效果得到显著体现。

当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物存在低于30个/mm²时，与存在30个/mm²以上的情况相比，晶内α生成带来的HAZ组织微细化效果难以体现。关于当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物，推荐优选存在50个/mm²以上，更优选存在60个/mm²以上。

还有，在这些氧化物之中，Ti和Ca的质量比(Ti/Ca)满足超过1、低于1.4的氧化物，也会在HAZ的高温加热中一部分液相化，并且在其后的冷却过程中发生结晶化而具有对于晶内α生成有利的结晶结构，因此，除了(晶内α/γ)界面能的降低以外，还能够实现更低(晶内α/夹杂物)界面能，晶内α的生成被促进得极其活跃，因此可以说特别有效。

除了控制所述氧化物以外，使厚钢板中含有适当的个数(个数密度)以上的微细的含Ti氮化物，也是本案第一方式的厚钢板需要的，利用这样的含Ti氮化物，能够进行HAZ的旧γ晶粒生长的钉扎。

还有，第一方式所定义的含Ti氮化物中，当然包含TiN，但也包含以其他氮化物形成元素(Nb、Zr、V等)来置换TiN的Ti的一部分，具体来说，就是用以原子比计为50％以下的元素来替代Ti。

若该含Ti氮化物与所述氧化物进行比较则非常微细，在焊接的热量输入前可以在钢材内非常大量地微细分散，因此，即使经过譬如在线能量为100kJ/mm以上这样大线能量焊接，含Ti氮化物大量消失，仍可以使充分数量的含Ti氮化物残留。如此，在大线能量焊接后，有能够使充分数量的含Ti氮化物残留，因此能够有效地发挥HAZ的旧γ晶粒生长的钉扎。

在本案第一方式的厚钢板中，为了确保HAZ韧性，使导入钢材内的当量圆直径为100nm以下的微细的含Ti氮化物的个数密度为5×10⁶个/mm²以上。这是由于，如果低于5×10⁶个/mm²，则旧γ晶粒生长的钉扎效果弱。

还有，导入钢材内的当量圆直径为100nm以下的微细的含Ti氮化物优选的数密度为5.4×10⁶个/mm²以上，更优选的数密度为6×10⁶个/mm²以上。其个数的上限没有特别限定，但实际上在15×10⁶个/mm²以下程度。在第一方式中，关于导入钢材内的微细的含Ti氮化物的当量圆直径的下限没有特别规定，但根据进行测量的透射型电子显微镜(TEM)的测量界限，可以说实际的当量圆直径的下限为10nm左右。

<制造要件>

为了制造满足上述要件的本案第一方式的厚钢板，优选适当控制熔炼时和铸造时的制造要件，制造厚钢板。以下，划分成逐一项目详细地说明其制造要件

(熔炼时的熔钢中的溶存氧量)

熔炼时，使用Mn进行脱氧，在需要的情况下还会使用Si进行脱氧，由此使熔钢中的溶存氧量以质量％计，为0.002～0.01％的范围。熔钢中的溶存氧量低于0.002％时，则不能确保构成晶内α生成的起点的具有的适当的组成的氧化物达到需要量。另一方面，在溶存氧量超过0.01％时，则当量圆直径为2μm以上的粗大的氧化物过度地形成，给HAZ韧性带来不利影响。溶存氧量的优选下限为0.0025％，优选上限为0.008％。

(Ti、REM、Zr的添加量)

为了确保当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物在规定量以上，优选适当调整氧化物形成元素之中比较难控制的Ti、REM、Zr的添加量及其添加量的平衡。在Ti的添加量超过160ppm、REM和Zr的合计添加量超过55ppm的基础上，调整添加量平衡，使根据[Ti]/[REM]+[Zr]这一算式求得的值为0.8以上、低于11.8即可。

其中，式中[]是以质量％表示各元素等的添加量的值。还有，[Ti]、[REM]、[Zr]未必一定与最终得到的钢材中的Ti量、REM量、Zr量一致。这是由于，这些元素在制造过程中蒸发，或包含在炉渣中而被除去。

(氧化物形成元素的添加顺序)

Al、Ti、REM、Zr、Ca的氧化物形成元素，需要按照Al→Ti→(REM、Zr→)Ca的顺序添加，若以该添加顺序以外的顺序添加各元素，则不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要量。特别是Ca具有脱氧力极强这样的特性，若在Ti和Al之前添加，则与Ti和Al结合的氧全部消失，不能形成第一方式中规定的成分组成的氧化物。还有，REM和Zr都添加时，其添加顺序哪个在前都可以，也可以同时添加。

还有，在Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加中，如后述，从添加Ti到添加Ca的时间在规定的范围内即可，对其之外的间隔则没有特别限定。

(从添加Ti到添加Ca的时间t1)

从添加Ti到添加Ca的时间t1(分)为3～20分钟。若从添加Ti到添加Ca的时间t1(分)比3分钟短，则在添加Ca之前添加的元素进行的氧化物生成未充分进行，不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要量。另外，若该时间t1(分)比20分钟长，则至添加Ca，氧化物的生成过剩地进行，氧化物的组成达不到期望，不能确保具有构成晶内α生成的起点的适当的组成的氧化物达到需要量。还有，从添加Ti到添加Ca的时间t1(分)的优选下限为5分钟，优选上限为15分钟。

(从添加Ca至浇铸开始的时间t2)

从添加Ca至浇铸开始的时间t2(分)，是满足由下式(1)、(2)求得的ta与tb之间，即ta(分)＜t2(分)＜tb(分)的时间。

ta＝4-10×[Ca]/([Ti]+2×[Al]+5×[REM]+2×[Zr]+0.01…式(1)

tb＝25-40×[Ca]/([Ti]+2×[Al]+5×[REM]+2×[Zr]+0.01…式(2)

其中，在前述的式(1)、(2)中[]是以质量％表示各元素等的添加量的值。

还有，[Ca]、[Ti]、[Al]、[REM]、[Zr]未必与最终得到的钢材中的Ca量、Ti量、Al量、REM量、Zr量一致。这是由于这些元素在制造过程中蒸发，或包含在炉渣中而被除去。

从添加Ca至浇铸开始的时间t2(分)，是Ca在从添加Ca之前生成的其他氧化物夺走氧而形成期望的氧化物所需要的时间，若该时间t2(分)处于ta(分)以下，则Ca添加后的含Ca氧化物的形成反应未充分进行，不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要量。另外，若该时间t2(分)处于tb(分)以上，则Ca添加后的含Ca氧化物的形成反应过剩地进行，不能确保具有构成晶内α生成的起点的适当的组成的氧化物达到需要量。t2(分)如此需要满足ta(分)＜t2(分)＜tb(分)，但从生产率的观点出发，优选在这一范围内尽可能短的时间。还有，求得ta和tb的式(1)、(2)，是考虑各元素的氧化物形成能力，经反复大量的实验而求得的算式。

以上是用于确保需要量的氧化物的从添加Ca至浇铸开始的时间t2(分)的条件，但在本案第一方式的厚钢板中，还需要将当量圆直径为100nm以下的含Ti氮化物确保在5×10⁶个/mm²以上。为此，由下式(3)求得的tx(分)与t2(分)、ta(分)、tb(分)的关系，需要满足ta(分)＜tx(分)＜t2(分)＜tb(分)。

tx＝6-{[Si]/([Ti]+2×[Al]+5×[Ca]+5×[REM]+2×[Zr]+0.01)}…式(3)

其中，在前述的式(3)中[]是以质量％表示各元素等的添加量的值。

添加Si的情况，是从脱氧前添加，至脱氧之前被氧化的状态。为了确保固溶Si在规定量以上，需要借助与氧的亲和力比Si大的强脱氧元素，对氧化的Si进行充分的时间还原，为此tx(分)＜t2(分)。另一方面，因为需要确保构成晶内α起点而适当进行了成分调整的氧化物也达到规定量，所以需要使Si氧化物的还原所需要的时间比规定时间短，因此t2(分)＜tb(分)。

(铸造时的冷却时间t3)

铸造时的1500～1450℃下的冷却时间t3(秒)为300秒以下。若该冷却时间t3(秒)超过300秒，则当量圆直径为5μm以上的粗大的氧化物的生成量增加，HAZ韧性劣化。还有，铸造时的冷却时间t3(秒)优选为280秒以下。t3(秒)的下限没有特别限定，能够优选为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(质量％)，即[Ca]是满足由下式(4)、(5)求得的A1值与B1值之间，即A1≤[Ca]≤B1的添加量(质量％)。还有，求得A1值与B1值的下式(4)、(5)，是经反复大量的实验而求得的算式。

A1＝2.25×[Of]…式(4)

B1＝[Of]×[Ti]/(0.25×[REM]+0.12×[Zr])…式(5)

其中，在前述的式(4)、(5)中，[Of]是Ca添加前的溶存氧量(质量％)，[Ti]、[REM]、[Zr]是各元素分别向熔钢中的添加量(质量％)。

若Ca添加量比A1值小，则添加的Ca的大部分作为Ca的单独氧化物被消耗，因此不能确保用于构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物。另一方面，若Ca添加量超过B1值，则氧化物中的Ti的比率(质量％)变小，这时也不能确保用于构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物。

(Si添加量和脱氧能力比Si高的元素的合计添加量的调整)

在第一方式中，需要确保当量圆直径为100nm以下的含Ti氮化物存在5×10⁶个/mm²以上，为此，优选在钢材中充分确保使Ti的活性提高的固溶Si量。如先前说明的，添加Si时，从由Ca、Ti、Al、REM、Zr进行的脱氧前添加，在炼钢工序中有一定量被氧化，因此为了在钢材中确保预期的固溶Si量，需要使脱氧能力比Si高的元素，即Al、Ti、Ca、REM、Zr的添加量的合计，以质量％计为0.020％以上。

添加Si时的优选的添加量，以质量％计为0.02％以上，更优选的添加量为0.10％以上。另一方面，Al、Ti、Ca、REM、Zr的优选的合计添加量为0.025％以上，更优选的合计添加量为0.030％以上。

在制造本案第一方式的厚钢板时，优选适当控制以上说明的熔炼时和铸造时的制造要件，制造厚钢板，但在熔炼和铸造之后，推荐加热所得到的铸片进行热轧后，实施淬火，再在奥氏体、铁素体二相域加热后，进行淬火回火处理。

所述热轧后的淬火，除了在热轧后立即进行淬火的直接淬火(DQ)以外，也可以使用热轧材离线进行淬火(RQ)。还有，由于DQ处理的情况不能返工，所以与RQ处理的情况相比，要求对淬火开始温度进行更严格的温度管理。

另外，加热到奥氏体、铁素体二相域而进行RQ处理等的淬火后，如果有需要，优选以铁素体相变开始温度(Ac1)以下的温度进行回火，以调整钢材的强度。

接下来，对于本案第二方式的厚钢板进行具体说明。还有，关于与前述基本构成共同的内容，省略说明。

在本案第二方式的厚钢板的成分组成中，使Si含量为0.01～0.35质量％，Mn含量为1.0～2.0质量％，这一方式使前述基本构成中说明的含有Si、Mn的效果得到显著发挥。

本案第二方式的厚钢板，其构成为，在这样的成分组成基础上，所述氧化物还是满足Al/(REM+Zr)＜0.7的关系的氧化物，当量圆直径低于2μm的氧化物每1mm²中有300个以上，并且含有含Ti氧化物，并且所述含Ti氧化物之中，当量圆直径为100nm以下的含Ti氮化物存在5×10⁶个/mm²以上。

所述氧化物中，由于还是满足Al/(REM+Zr)＜0.7的关系的氧化物，从而在HAZ的高温加热下容易液体化，在其后的冷却过程中，发生结晶化而具有对于晶内α生成有利的结晶结构，因此，除了(晶内α/γ)界面能的降低以外，还能够实现更低的(晶内α/夹杂物)界面能，其结果是晶内α的生成被促进行更加活跃。其结果是，在本案第二方式的厚钢板中，由于母材的晶内α生成促进而使母材组织微细化，能够确保母材韧性，并且能够实现低屈强比，也能够平衡地确保HAZ韧性、屈强比和母材韧性的任意一种特性。

另外，关于满足上述组成范围的氧化物的个数，通过使当量圆直径低于2μm的氧化物每1mm²中存在300个以上，能够进一步促进晶内α生成。

上述氧化物之中，当量圆直径低于2μm的氧化物每1mm²的个数，优选为350个以上，更优选为400个以上。其个数上限没有特别限定，但实际上在1000个/mm²以下程度。

另外，当量圆直径在2μm以上的所述氧化物在每1mm²中的个数，在本案第二方式的厚钢板中，优选为85个以下，更优选为70个以下。

还有，在第二方式的氧化物的上述Al/(REM+Zr)的值的计算时，氧化物不含REM或Zr时，其含量按0计算即可。

在本案第二方式的厚钢板中，除了控制上述氧化物以外，所具有的特征还在于以下这一点：辅助性地利用微细的含Ti氮化物，进行HAZ旧γ晶粒的钉扎。第二方式中的含Ti氮化物，其宗旨在于，当然包含TiN，但也包含以其他氮化物形成元素(例如Nb、Zr、V等)来置换TiN的Ti的一部分(以原子比计为50％以下左右)。若在焊接热量输入前进行比较，则由于含Ti氮化物微细分散，其数密度与氧化物系夹杂物相比可以确保得非常地多，因此，即使经过大线能量焊接，含Ti氮化物的大部分消失，仍能够通过使含Ti氮化物残存而确保数密度，通过该残存的微细的含Ti氮化物有效地发挥旧γ晶粒的钉扎效应。为了减小HAZ韧性的偏差，即不仅将HAZ的平均值保持在高水准，而且将其最小值也保持在高水准，含Ti氮化物当量直径在100nm以下的在每1mm²中有5×10⁶个以上。这是由于，如果每1mm²低于5×10⁶个，则不能有效地发挥钉扎效应。当量圆直径在100nm以下的含Ti氮化物的个数，在每1mm²中，优选为5.4×10⁶个以上，更优选为6.5×10⁶个以上。其个数上限没有特别限定，但实际上为15×10⁶个以下程度。本案第二方式的厚钢板中作为对象的含Ti氮化物的当量圆直径的下限没有特别限定，但是根据在后述的实施例中使用的TEM的测量极限，当量圆直径的下限为10nm左右。

为了使化学组成得到适当控制的第二方式的氧化物，其每种尺寸都以上述方式进行调整，优选适当控制熔炼时和铸造时的条件。即，有效的是(i)熔炼时的熔钢中的溶存氧量；(ii)氧化物形成元素(Ti、Al、Ca、REM、Zr)的添加顺序和(iii)所述氧化物形成元素之中，从添加Ti至添加Ca的时间；(iv)添加最后的氧化物形成元素(Ca)之后至浇铸开始的时间；还有(v)适当控制铸造时的规定的温度范围下的冷却时间。此外，第二方式的氧化物之中，为了确保当量圆直径低于2μm的氧化物在规定以上，除了上述(i)～(v)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，对于(i)～(vi)进行说明。

(i)关于熔炼时的熔钢中的溶存氧量

首先，优选在熔炼时通过使用Mn和Si进行的脱氧，使溶存氧量为0.002～0.01％。若溶存氧量低于0.002％，则不能确保需要量的第二方式的氧化物，另一方面，若超过0.01％，则粗大氧化物形成，对韧性造成不利影响。溶存氧量更优选为0.0025％以上、0.008％以下。

(ii)关于氧化物形成元素的添加顺序

按照Al→Ti→(REM、Zr)→Ca的顺序添加Al、Ti、REM、Zr、Ca为宜，若之外的顺序添加，则不能确保作为构成晶内α生成的起点而具有适当的组成的氧化物达到需要量。特别是Ca脱氧力极强，若在Ti和Al之前添加，则与Ti和Al结合的氧全部消失，不能形成具有上述期望的组成的氧化物。还有，REM和Zr都添加时，REM和Zr的添加顺序哪个在前都可以，也可以同时添加。

还有，在Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加中，如后述，从添加Ti到添加Ca的时间在规定的范围内即可，对其他的间隔则没有特别限定。

(iii)关于所述氧化物形成元素之中，从添加Ti至添加Ca的时间

所述氧化物形成元素之中，从添加Ti到添加Ca的时间t1(分)为3～20分钟。若t1比3分钟短，则在添加Ca之前添加的元素进行的氧化物生成未充分进行，不能得到需要量的构成晶内α生成的起点的适当的组成的氧化物。另外，若t1超过20分钟，则至添加Ca，氧化物的生成过剩地进行，氧化物的组成达不到期望，无法得到需要量的构成晶内α生成的起点的适当的组成的氧化物。t1(分)更优选为5分钟以上，15分钟以下。

(iv)添加最后的氧化物形成元素(Ca)之后至浇铸开始的时间

从添加Ca至浇铸开始的时间t2(分)，优选控制为，使之与根据下式(1)、(2)分别表示的ta、tb的关系为ta＜t2＜tb。

ta＝4-10×[Ca]/([Ti]+2×[Al]+5×[REM]+2×[Zr]+0.01)…式(1)

tb＝25-40×[Ca]/([Ti]+2×[Al]+5×[REM]+2×[Zr]+0.01)…式(2)

在上式(1)、(2)中，[Ca]、[Ti]、[Al]、[REM]和[Zr]分别表示Ca、Ti、Al、REM和Zr向熔钢中的添加量(质量％)。还有，上述[Ca]、[Ti]、[Al]、[REM]和[Zr]未必与得到的钢材中的Ca量、Ti量、Al量、REM量和Zr量一致。这是由于存在这些元素蒸发，或包含在炉渣中而被除去的情况。

从添加Ca至浇铸开始的时间t2(分)，是Ca在从添加Ca之前生成的其他氧化物夺走氧而形成氧化物所需要的时间，若该时间处于ta以下，则Ca添加后的含Ca氧化物的形成反应未充分进行，不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物。另外，若该时间t2处于tb以上，则Ca添加后的含Ca氧化物的形成反应过剩地进行，还是不能确保用于构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物。从生产率的观点出发，实质上优选t2满足上述范围并且为尽可能短的时间。还有，上式(1)、(2)是考虑上述元素的氧化物形成能力，经反复大量的实验而求得的算式。

(v)关于铸造时的规定的温度范围下的冷却时间

铸造时的1500～1450℃下的冷却时间t3(秒)优选为300秒以下。若t3超过300秒，则粗大的氧化物，即当量圆直径2μm以上的氧化物的生成量增加，使HAZ韧性劣化。t3更优选为280秒以下。t3的下限没有特别限定，但通常为190秒左右。

(vi)关于相互控制氧化物系形成元素的添加量

Ca添加量，与通过下式(4)、(5)求得的A1值与B1值的有关系，优选调整为A1≤[Ca]≤B1的范围。下式(4)、(5)所规定的A1值和B1值是根据大量的实验求得的算式。

A1＝2.25×[Of]…式(4)

B1＝[Of]×[Ti]/(0.25×[REM]+0.12×[Zr])…式(5)

在上式(4)、(5)中，[Of]是Ca添加前的溶存氧量(质量％)，[Ti]、[REM]和[Zr]是Ti、REM和Zr分别向熔钢中的添加量(质量％)。

若Ca添加量低于A1值，则添加的Ca的大部分作为Ca的单独氧化物被消耗，因此不能确保用于构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物。另一方面，若Ca添加量超过B1值，则氧化物中的Ti的比率变小，也不能确保用于构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物。

此外，Al添加量、REM添加量和Zr添加量控制为[Al]/([REM]+[Zr])＜1.0即可。若[Al]/([REM]+[Zr])的值为1.0以上，则氧化物中的Al的比例变高，其结果是(晶内α/夹杂物)界面能高的夹杂物增加，晶内α生成能力降低。[Al]/([REM]+[Zr])的值更优选为0.9以下。

另外，除了用于得到上述氧化物的优选条件以外，为了在规定以上确保第二方式的含Ti氮化物，优选(vii)调整添加Si量和脱氧能力比Si高的元素的合计添加量，并且(viii)除了上述(iv)的要件以外，更严格地控制从添加Ca至浇铸开始的时间。

(vii)关于Si添加量和脱氧能力比Si高的元素的合计添加量的调整

为了确保第二方式的含Ti氮化物达到规定量，有效的是在钢材中确保使Ti的活性提高的固溶Si量。Si量从脱氧前(由Ca、Ti、Al、REM和Zr进行的脱氧)添加，在炼钢工序中有一定量被氧化，因此确保前述的固溶Si量，有效的是Si添加量为0.01％以上，并且为了还原被氧化状态的Si，使脱氧能力比Si高的元素，即Al、Ti、Ca、REM、Zr的添加量的合计为0.020％以上。Si添加量更优选为0.02％以上，进一步优选为0.10％以上。Ca、Ti、Al、REM、Zr的添加量的合计更优选为0.025％以上，进一步优选为0.030％以上。

(viii)关于从添加Ca至浇铸开始的时间

为了确保需要量的第二方式的氧化物，从添加Ca至浇铸开始的时间t2(分)，优选为ta＜t2＜tb，其宗旨在上述(iv)中进行了说明，但是从确保规定以上的含Ti氮化物的观点出发，有效的是进一步进行控制，在与下式(3)所表示的tx的关系中，满足ta＜tx＜t2＜tb的关系。

tx＝6-{[Si]/([Ti]+2×[Al]+5×[Ca]+5×[REM]+2×[Zr]+0.01)}…式(3)

Si从脱氧前添加，至脱氧之前处于被氧化的状态。为了确保固溶Si在规定量以上，需要借助与氧的亲和力比Si大的强脱氧元素，对被氧化的Si进行充分的时间还原，因此优选t2＞tx。另一方面，为了实现与第二方式的氧化物(以构成晶内α起点的方式适当进行了成分调整的氧化物)的并立，Si氧化物的还原所需要的时间需要在规定以下，t2＜tb。

接下来，对于本案第三方式的厚钢板具体地进行说明。还有，对于与所述基本构成共同的内容省略说明。

本案第三方式的厚钢板，其构成如下：在本案第三方式的厚钢板的成分组成中，Si含量为0.25质量％以下(含0％)，Mn含量为1.0～2.0质量％，并且在REM：0.0003～0.02质量％、Zr：0.0003～0.02质量％的范围含有REM和Zr双方，这一方式使前述基本构成中说明的这些元素的含有效果得到显著地发挥。而且，由下式求得的A值满足0.4≤A≤2.4，

A＝10⁴×{[Ti]-0.7×([O]-0.09×[Al]-0.16×[Ca]-0.07×[REM]-0.04×[Zr])}×[N]

首先，本案第三方式的厚钢板，由前述A式求得的A值需要满足0.4≤A≤2.4，这是由于，若该A值比0.4低，则不能获得充分的TiN，HAZ韧性降低，另一方面，A值比2.4大，则熔钢中粗大TiN结晶而对HAZ韧性造成不利影响。

另外，本发明者们发现，使基本构成中说明的氧化物的表面复合析出TiN，可使TiN稳定化，并且由所述氧化物带来的晶内α促进作用和在该氧化物上复合析出的TiN的晶内α促进作用被协同促进，晶内α生成得到进一步促进，直至得到本案第三方式的厚钢板。

然后，这些复合夹杂物中，使当量圆直径低于2μm的氧化物分散300个/mm²以上，从而能够得到优异的HAZ韧性。

(当量圆直径低于2μm的氧化物为300个/mm²以上)

使氧化物的当量圆直径低于2μm，通过晶内α促进能够促进HAZ韧性。若氧化物的当量圆直径为2μm以上，则成为TiN覆盖氧化物粒子的整个面的状态，氧化物不利于晶内α生成，因此晶内α生成量减少。另外，氧化物的组成，以质量％计，若脱离3％＜N、5％＜Ca＜40％、5％＜REM＜50％、5％＜Zr＜40％、2＜Ti/N这一范围，则得不到本案第三方式的厚钢板中期待的充分的晶内α生成。另外，若当量圆直径低于2μm的氧化物比300个/mm²少，则晶内α生成的起点不足，因此晶内α的生成量还是无法增加到本案第三方式的厚钢板所期待的程度，得不到充分的HAZ韧性。其个数的上限没有特别限定，但实际上为1000个/mm²以下程度。

(制造方法)

为了制造满足上述要件的本案第三方式的厚钢板，需要满足以下制造要件而制造厚钢板。

其制造条件为，在熔炼时，通过使用Mn、Si进行的脱氧，使熔钢中的溶存氧量以质量％计为0.002～0.01％，之后按照(Al→)Ti→(REM、Zr)→Ca的顺序，一边将添加Ti至添加Ca的时间t1控制为3～20分钟，一边添加各元素，将从添加Ca至浇铸开始的时间t2保持在40～90分钟的范围，再使铸造时的1500～1450℃的温度范围下的冷却时间t3为300秒以内，并且在轧制所得到的铸锭时，使轧制前的加热温度Th为1050～1200℃，加热时间t4为2～5小时，而且使轧制时的未结晶域压下率为40％以上即可。接着，对于这些制造要件的规定理由进行详细说明。

·(Al)Ti添加前的熔钢中的溶存氧量：0.002～0.01％

(Al)Ti添加前的熔钢中的溶存氧量比0.002％低时，不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要量。另外，溶存氧量比0.01％高时，当量圆直径为2μm以上的粗大的氧化物增加，使HAZ韧性劣化。

·在熔炼时，按照(Al→)Ti→(REM、Zr)→Ca的顺序添加

若以该添加顺序以外的顺序添加各元素，则不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要数量。特别是Ca的脱氧力极强，因此若在Ti和Al之前添加，则与Ti和Al结合的氧全部消失。

还有，在Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加中，如后述，从添加Ti至添加Ca的时间在规定的范围内即可，对于之外的间隔则没有特别限定。

·从添加Ti到添加Ca的时间t1为3～20分钟

若从添加Ti到添加Ca的时间t1比3分钟短，则在添加Ca之前氧化物的反应未充分进行，不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要数量。另外，若该时间t1比20分钟长，则在添加Ca之前氧化物的反应过剩地进行，不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要数量。

·从添加Ca至浇铸开始的时间t2为40～90分钟

为了得到在氧化物中复合析出的TiN，还原熔炼阶段氧化物型Ti，需要使固溶Ti增加。若t2比40分钟短，则不能充分确保其后的复合析出TiN。另一方面，若t2比90分钟长，则Ca添加后的氧化物的反应过剩进行(REM、Zr被过剩还原。)，得不到所需数量的构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物。

·铸造时的1500～1450℃下的冷却时间t3为300秒以内

若铸造时的1500～1450℃下的冷却时间t3超过300秒，则由于凝固时的成分偏析导致对韧性造成不利影响的粗大TiN结晶，使HAZ韧性劣化。t3的下限没有特别限定，但通常为190秒左右。

·轧制前的加热温度Th为1050～1200℃，加热时间t4为2～5小时

在轧制前加热的阶段，能够得到TiN向氧化物表面的复合析出。轧制前加热温度Th低于1050℃或加热时间t4低于2小时时，TiN的复合析出不充分。另一方面，若轧制前加热温度Th比1200℃高，则TiN的复合析出不充分，得不到需要数量的规定的氧化物。另外，如果加热时间t4比5小时长，则TiN的复合析出量饱和，另一方面，母材组织粗大化，给母材的韧性造成不利影响。

·未结晶域压下率为40％以上

通过在未结晶域施加压下，应变被导入到氧化物的周围，该应变成为驱动源，此外还能够得到复合析出TiN。若该未结晶域压下率低于40％，则未导入充分的应变，复合析出TiN不足。

接下来，对于本案第四方式的厚钢板具体地说明。还有，对于与所述基本构成共同的内容，省略说明。

本案第四方式的厚钢板，其构成为，在本案第四方式的厚钢板的成分组成中，Si含量为0.02～0.50质量％，Mn含量为1.4～3.0质量％，并且，在REM：0.0003～0.02质量％、Zr：0.0003～0.02质量％的范围含有REM和Zr双方，这一方式使前述基本构成中说明的这些元素的含有效果得到显著地发挥。而且，还含有Cr：0.5～2.0质量％。由下式求得的D值满足238＜D＜388，

D＝62×[Mn]+27×[Ni]+111×[Cr]

并且，所述氧化物之中，当量圆直径低于2μm的氧化物每1mm²中有300个以上，并且当量圆直径在2μm以上的氧化物之中，当量圆直径在2μm以上、低于5μm的氧化物存在30～70个/mm²，并且，当量圆直径在5μm以上的氧化物的存在低于30个/mm²。还有，在此在所述D式中，[]表示各元素的含量(质量％)。

在本案第四方式的厚钢板中，含有Cr为0.5～2.0质量％，其是在确保抗拉强度为780MPa级的高强度上有效的元素，因此需要添加0.5质量％以上。但是，若过剩地添加，则招致HAZ强度的过大的上升，对HAZ韧性造成不利影响，因此需要抑制在2.0质量％以下。Cr的含量的优选下限为0.6质量％，更优选的下限为0.7质量％。Cr的含量的优选上限为1.8质量％，更优选的上限为1.6质量％。

另外，本案第四方式的厚钢板，由前述D式求得的D值需要满足238＜D＜388，这是由于，若该D值比238低，则无法充分取得氧化物起点的晶内α生成，得不到本案第四方式的厚钢板所期望的HAZ韧性提高效果，另一方面，若D值比388大，则HAZ的强度过大上升，不能确保HAZ韧性。

本案第四方式的厚钢板，如以上，除了氧化物组成和尺寸的控制以外，通过实施合金元素的平均控制，在抗拉强度780MPa级的高强度钢板中，可以使进行大线能量焊接时的HAZ韧性的最小值提高，所谓抗拉强度780MPa级的高强度钢板，具体来说表示抗拉强度超过780MPa级的高强度钢板。

当量圆直径低于2μm的氧化物之所以为300个/mm²以上，是为了在发挥出本案第四方式的厚钢板中期望的HAZ韧性的程度上获得晶内α的生成量。其个数的上限没有特别限定，但实际上为1000个/mm²以下程度。

当量圆直径在2μm以上、低于5μm的氧化物，与具有前述规定的组成的低于2μm的氧化物相比，晶内α的生成能力高，因此通过使之分散30个/mm²以上，即使在抗拉强度780MPa级的高强度钢板中，对于HAZ组织的微细化也具有显著的效果。另一方面，若个数密度超过70个/mm²，则作为脆性破坏起点的不利影响显著化，因此需要控制在70个/mm²以下。

当量圆直径在5μm的氧化物，作为脆性破坏起点对于HAZ韧性造成巨大的不利影响，因此需要控制得低于30个/mm²。

还有，本案第四方式的厚钢板，所述氧化物之中，还有满足10％＜REM+Zr＜70％，并且Ti和Ca的质量比(Ti/Ca)满足超过1、低于1.4的氧化物，更优选当量圆直径低于2μm的氧化物存在300个/mm²以上。

(制造方法)

为了制造满足上述要件的本案第四方式的厚钢板，需要满足以下制造要件而制造厚钢板。

其制造条件为，在熔炼时，通过使用Mn、Si进行的脱氧，使熔钢中的溶存氧量以质量％计为0.002～0.01％，之后按照Al→Ti→(REM、Zr)→Ca的顺序，一边将添加Ti至添加Ca的时间t1控制为3～20分钟，一边添加各元素，将从添加Ca至浇铸开始的时间t2(分)保持满足ta(分)＜t2(分)＜tb(分)的范围，并且，使铸造时的1500～1450℃的温度范围下的冷却时间t3为300秒以内。另外，这时Ti、REM、Zr的添加量，必须使由[Ti]/([REM]+[Zr])求得的值为0.8以上、低于11.8。还有，在前式中[表示]各元素向熔钢中的添加量(质量％)。以下，对于这些制造条件的规定理由进行详细说明。

还有，先前所示的ta(分)和tb(分)能够根据以下的算式求得。

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)

其中，[Ca]、[Ti]、[Al]、[REM]和[Zr]分别表示Ca、Ti、Al、REM和Zr向熔钢中的添加量(质量％)。

还有，上述[Ca]、[Ti]、[Al]、[REM]和[Zr]未必与得到的钢材中的Ca量、Ti量、Al量、REM量和Zr量一致。这是由于，有这些元素蒸发，或包含在炉渣中而被除去的情况。

另外，除去氧的构成元素，以质量％计，满足10％＜Ti、Al＜20％、5％＜Ca＜40％，5％＜REM＜50％、5％＜Zr＜40％，并且10％＜REM+Zr＜70％，此外Ti和Ca的质量比(Ti/Ca)超过1、低于1.4的氧化物之中，当量圆直径低于2μm的氧化物存在300个/mm²以上，为了确保这样的条件，将Ca的添加量[Ca]控制在基于以下的算式求得的A1≤[Ca]≤B1的范围内即可。还有，基于以下的算式求得的A1和B1的值根据实验求得。

A1＝2.25×[Of]

B1＝[Of]×[Ti]/(0.25×[REM]+0.12×[Zr])

其中，[Of]是Ca添加前的溶存氧量(质量％)，[Ti]、[REM]和[Zr]表示Ti、REM和Zr分别向熔钢中的添加量(质量％)。

即，若Ca添加量[Ca]比A1值小，则添加的Ca的大部分作为Ca的单体的氧化物被消耗，因此不能充分获得构成晶内α生成的起点的氧化物(构成元素是满足上述的要件的氧化物)。另外，若Ca添加量[Ca]超过B1值，则使氧化物中的Ti/Ca比低于1，因此不能够确保构成晶内α生成的起点的氧化物的需要数量。

·A1添加前的熔钢中的溶存氧量：0.002～0.01％

Al添加前的熔钢中的溶存氧量比0.002％低时，不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要量。另外，溶存氧量比0.01％高时，当量圆直径为2μm以上的粗大的氧化物增加，使HAZ韧性劣化。

·在熔炼时，按照Al→Ti→(REM、Zr)→Ca的顺序添加

·从添加Ti到添加Ca的时间t1为3～20分钟

若从添加Ti到添加Ca的时间t1比3分钟短，则在添加Ca之前氧化物的反应未充分进行，不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要数量。另外，若该时间t1比20分钟长，则在添加Ca之前氧化物的反应过剩地进行，不能确保构成IGB生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要数量。

·从添加Ca至浇铸开始的时间t2(分)为满足ta(分)＜t2(分)＜tb(分)的时间

从添加Ca至浇铸开始的时间t2是对氧化物的生成状况产生影响的要件(Ca从其他氧化物夺取氧而形成氧化物的时间)，若该时间t2处于ta(分)以下，则不能充分进行Ca添加后的氧化物反应，不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物达到需要数量。另外，若该时间t2处于tb(分)以上，则Ca添加后的氧化物的反应过剩进行，不能确保构成晶内α生成的起点的具有适当的组成的氧化物的需要数量。还有，求得ta和tb的算式是考虑各元素对氧化物相应的难易度，通过实验求得的。

·铸造时的1500～1450℃下的冷却时间t3为300秒以内

若铸造时的1500～1450℃下的冷却时间t3超过300秒，则当量圆直径5μm以上的粗大的氧化物的生成量增加，使HAZ韧性劣化。t3的下限没有特别限定，但通常为190秒左右。

·Ti、REM、Zr的添加量：由[Ti]/([REM]+[Zr])求得的值为0.8以上、低于11.8

若由[Ti]/([REM]+[Zr])求得的值低于0.8，则与作为弱脱氧元素的Ti相比，作为强脱氧元素的REM、Zr的添加量多。若是这样的添加量，则熔钢中的游离氧浓度降低，继而添加Ca是的氧化物生长速度降低，因此不能确保当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物在30个/mm2以上。另一方面，若由[Ti]/([REM]+[Zr])求得的值在11.8以上，则反之当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物超过70个/mm²。

还有，当制作本案第四方式的厚钢板时，关于以上说明的熔炼～制造阶段的要件以外的制造方法没有特别限定，但推荐是在加热所得到的铸片之后进行热轧，实施淬火后，再加热到奥氏体、铁素体二相域，进行淬火回火处理。

前述的本案第一～第三方式的厚钢板，作为其他元素，优选还含有从以下(a)～(c)选择的至少一个群。

(c)B：0.005质量％以下。

以下，对于添加这些元素的理由进行说明。

从Ni：1.50质量％以下、Cu：1.50质量％以下、Cr：1.50质量％以下、Mo：1.50质量％以下构成的群中选出的一种以上

Ni、Cu、Cr和Mo均是对于钢板的强度-韧性平衡提高有效的元素，这一效果随着其含量增加而增大。为了有效地发挥这样的效果，均优选使之含有0.05％以上，更优选使之含有0.10％以上。但是，Ni是昂贵的元素，从成本的观点出发，优选抑制在1.50％以下，更优选在1.20％以下。另外，Cu、Cr和Mo若使之过剩地含有，则招致强度过大的上升，有可能使母材和HAZ的韧性劣化，因此均优选抑制在1.50％以下，更优选在1.20％以下。

从Nb：0.10质量％以下、V：0.10质量％以下构成的群中选出的一种以上

Nb和V作为碳氮化物析出，抑制γ晶粒的粗大化，有对提高母材韧性有效的元素。该效果随着其含量增加而增大。为了有效地发挥这样的效果，均优选使之含有0.002％以上，更优选使之含有0.005％以上。但是，若其过剩地含有，则招致HAZ组织的粗大化，有可能使HAZ韧性劣化，因此均优选抑制在0.10％以下，更优选在0.08％以下，进一步优选在0.05％以下。

B：0.005质量％以下、

B抑制粗大的晶界α的生成，对于提高母材和HAZ的韧性是有效的元素。该效果随着其含量增加而增大。为了有效地发挥这样的效果，优选使B含有0.0010％以上，更优选使之含有0.0015％以上。但是，若B的含量过剩，则招致奥氏体晶界的BN的析出，有可能使母材和HAZ的韧性劣化，因此优选抑制在0.005％以下。B的含量更优选的上限为0.004％，进一步优选的上限为0.003％。

另外，前述的本案第四方式的厚钢板，作为其他元素，优选还含有从以下(a’)～(c’)选择的至少一个群。

(c’)B：0.005质量％以下。

以下，对于添加这些元素的理由进行说明

从Ni：1.50质量％以下、Cu：1.50质量％以下、Mo：1.50质量％以下构成的群中选出的一种以上

Ni、Cu和Mo均是对于钢板的强度-韧性平衡提高有效的元素，这一效果随着其含量增加而增大。为了有效地发挥这样的效果，均优选使之含有0.05％以上，更优选使之含有0.10％以上。但是，Ni是昂贵的元素，从成本的观点出发，优选抑制在1.50％以下，更优选在1.20％以下。另外，Cu和Mo若使之过剩地含有，则招致强度过大的上升，有可能使母材和HAZ的韧性劣化，因此均优选抑制在1.50％以下，更优选在1.20％以下。

B：0.005质量％以下、

虽然是本案第一～第四方式的厚钢板，但一般所谓厚钢板，如JIS2402所定义的，表示的是板厚为3.0mm以上的钢板。本案第一～第四方式的厚钢板，特别在50mm以上的板厚的厚钢板中会发挥出优异的特性，但这些不过仅仅是优选的方式，不排除将本发明应用于3mm以上、低于50mm的板厚的厚钢板。

【实施例】

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合本发明的宗旨的范围内也可以适宜加以变更，这些均包含在本发明的技术范围内。

[关于本案第一方式的厚钢板的实施例]

在实施例中，首先，通过真空熔解炉(No.1～54：50kgVIF，No.55～57：150kgVIF)熔炼表1～表3所示的各成分组成的钢后，使用该熔钢铸造铸片，再使用该铸片进行热轧，如果是No.1～54则得到板厚50mm的热轧板，如果是No.55～57则得到板厚80mm的热轧板。将该热轧板加热至奥氏体、铁素体二相域，进行淬火后，在50℃进行回火，成为试验用的厚钢板。

在制造该试验用的厚钢板时，控制的各条件显示在表4～表6中。其条件有，Al添加前的熔钢中的溶存氧量[Of]，Al、Ti、(REM、Zr)、Ca的添加顺序，从添加Ti到添加Ca的时间t1，从添加Ca至浇铸开始的时间t2，铸造时的1500～1450℃下的冷却时间t3，Al、Ti、REM、Zr、Ca的各添加量。

还有，还一并显示，是否满足用于求得适当的Ca的添加量的A1值和B1值，厚钢板含有的Al、Ti、REM、Zr、Ca的合计添加量，用于确保当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物在规定量以上的优选的条件([Ti]＞160ppm、([REM]+[Zr])＞55ppm、(0.8≤[Ti]/[REM]+[Zr]≤11.8))。

还有，在表1～表3中，REM以质量％计，以含有Ce为50％左右和含有La为25％左右的混合稀土金属的形态添加。另外在表1～表3中，“-”表示没有添加该元素。

另外，在表4～表6中，Al、Ti、(REM、zr)、Ca的添加顺序，以Al→Ti→(REM、Zr)→Ca的顺序添加时由“○”表示，以其以外的顺序添加时以“×”表示。还有，因为No.33没有添加Ca，所以添加顺序由“-”表示。

另外，关于从添加Ca到浇铸开始的时间t2，满足前述的ta(分)＜tx(分)＜t2(分)＜tb(分)的由“○”表示，不满足的由“×”表示。另外，关于Ca添加量[Ca]，满足Al≤[Ca]≤B1的关系的由“○”表示，不满足的由“×”表示。

【表1】

【表2】

【表3】

No	C	Si	Mn	P	S	Al	Ti	Ca	N	REM	Zr	Ni	Cu	Cr	Mo	Nb	V	B
																			47	0.14	0.10	1.90	0.005	0.003	0.003	0.025	0.0010	0.0060	0.0028	0.0025	-	-	-	-	-	-	-
48	0.11	0.15	1.98	0.005	0.003	0.003	0.025	0.0010	0.0060	0.0028	0.0025	-	-	-	-	-	-	-
																			49	0.08	0.15	1.55	0.005	0.003	0.003	0.025	0.0010	0.0060	0.0028	0.0025	1.00	-	-	-	-	-	-
50	0.08	0.15	1.55	0.005	0.003	0.003	0.025	0.0010	0.0060	0.0028	0.0025	-	1.00	-	-	-	-	-
																			51	0.08	0.10	1.55	0.005	0.003	0.003	0.025	0.0010	0.0060	0.0028	0.0025	-	-	1.00	-	-	-	-
52	0.04	0.10	1.50	0.007	0.001	0.003	0.025	0.0010	0.0060	0.0028	0.0025	1.00	0.80	0.70	-	-	-	-
																			53	0.03	0.15	1.65	0.005	0.003	0.003	0.025	0.0010	0.0060	0.0028	0.0025	0.50	1.00	0.70	-	0.010	-	-
54	0.03	0.15	1.55	0.005	0.003	0.003	0.025	0.0010	0.0060	0.0028	0.0025	0.50	1.00	0.00	0.30	0.010	-	0.0025
																			55	0.03	＜0.01	1.54	0.004	0.002	0.008	0.020	0.0007	0.0058	0.0024	0.0020	0.75	0.78	0.71	-	0.010	-	0.0031
56	0.03	＜0.01	1.54	0.004	0.002	0.008	0.020	0.0007	0.0058	0.0024	0.0020	0.75	0.78	0.71	-	0.010	0.030	0.0031
																			57	0.03	＜0.01	1.54	0.004	0.002	0.008	0.020	0.0007	0.0058	0.0024	0.0020	0.75	0.78	0.71	0.20	0.010	-	0.0031

【表4】

【表5】

【表6】

使用按以上的要件制造的各厚钢板，通过测量求得各种大小的氧化物(氧化物系夹杂物)的个数密度、含Ti氮化物的个数密度、母材中的晶内α的生成率、抗拉强度TS、屈强比YR、母材韧性和HAZ韧性。这些测量结果显示在表7～表9中。

(当量圆直径低于2μm的氧化物的个数密度的测量)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用Carl Zeiss社制的电场放射型扫描电子显微镜“SUPRA35(商品名)”(以下称为FE-SEM)，观察与轧制方向和板厚方向平行的截面。其观察条件为，倍率：5000倍，观察视野：0.0024μm²，观察处所：20处。通过图像分析，测量该观察视野中的各氧化物的面积，由其面积计算各氧化物的当量圆直径。还有，各氧化物满足上述的成分组成的，由EDX(能量色散型X射线荧光分析仪)确认。然后，上述的满足成分组成的氧化物之中，将当量圆直径低于2μm的氧化物的个数(N1)换算成相当于1mm²中的个数密度并求得。但是，对于当量圆直径在0.2μm以下的氧化物来说，EDX的可靠性不充分，因此从分析中排除。

(当量圆直径在2μm以上、低于5μm的氧化物的个数密度的测量)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用FE-SEM观察与轧制方向和板厚方向平行的截面。其观察条件为，倍率：1000倍，观察视野：0.06μm²，观察处所：20处。通过图像分析，测量该观察视野中的各氧化物的面积，由其面积计算各氧化物的当量圆直径。还有，各氧化物满足上述的成分组成的，由EDX确认。然后，上述的满足成分组成的氧化物之中，将当量圆直径在2μm以上、低于5μm的氧化物的个数(N2)换算成相当于1mm2中的个数密度并求得。

(当量圆直径为5μm以上的氧化物的个数密度的测量)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用FE-SEM观察与轧制方向和板厚方向平行的截面。其观察条件为，倍率：1000倍，观察视野：0.06μm²，观察处所：20处。通过图像分析，测量该观察视野中的各氧化物的面积，由其面积计算各氧化物的当量圆直径。还有，各氧化物满足上述的成分组成的，由EDX确认。然后，上述的满足成分组成的氧化物之中，将当量圆直径在5μm以上的氧化物的个数(N3)换算成相当于1mm²中的个数密度并求得。

(含Ti氮化物的个数密度的测量)

使用透射型电子显微镜(TEM)，观察距各厚钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置的部位。其观察条件为，倍率：60000倍，观察视野：2μm×2μm，观察处所：5处。通过图像分析，测量该观察视野中的各含Ti氮化物的面积，由其面积计算各含Ti氮化物的当量圆直径。还有，含Ti氮化物在由EDX分析时，检测到Ti和N的峰值的为含Ti氮化物。然后，将当量圆直径为100nm以下的含Ti氮化物的个数(N4)换算成相当于1mm²中的个数密度并求得。

(母材的晶内α生成率的测量)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用光学显微镜观察与轧制方向和板厚方向平行的截面。其观察条件为，倍率：400倍，观察视野：0.04mm²，观察处所：20处。在2μm以上的氧化物中，以该氧化物为起点，在一个方向以上呈放射装延长的板条状α的至少一个中心轴与氧化物周围的板条状α集团的中心轴平均具有15°以上的差时，判定该氧化物为晶内α的起点，将(构成晶内α的起点的氧化物数)/(全部氧化物数)作为母材的晶内α生成率。

(抗拉强度和屈强比的评价)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置，相对于轧制方向成直角的方向，提取JIS Z 2201的4号试验片，按JIS Z 2241所述的要领实施拉伸试验，分别测量抗拉强度TS、屈服强度YS。屈强比YR通过YS/TS这样的计算算出。在本实施例中，求得的TS为490MPa以上。YR低于80％的评价为机械的特性优异。

(母材韧性的评价)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置，提取摆锤冲击试验片(JISZ 2201的4号试验片)各3个(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，在0℃进行摆锤冲击试验，测量吸收能(vE₀)并求其平均值，以该平均值作为各厚钢板的母材韧性。在本实施例中，所求得的vE₀的平均值为200J以上的，评价为母材韧性优异。

(HAZ韧性的评价)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置，提取摆锤冲击试验片(JISZ 2201的4号试验片)各3个(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，进行再现HAZ热循环V切口摆锤冲击试验。再现HAZ热循环条件是模拟气电焊的熔合部的热过程，即1400℃下的保持时间为45秒，800～500℃的冷却时间为800秒，线能量：100kJ/mm。对于施加了该热循环的各试验片，测量0℃下的吸收能(vE0)，求得3个试验片的平均值。在本实施例中，所求得的vE₀的平均值达到建筑用钢材所要求的标准的，即70J以上的，评价为HAZ韧性优异。

【表7】

【表8】

【表9】

No.1～23、47～57是满足第二方式的要件的发明例，化学成分组成、氧化物和含Ti氮化物的分散得当，抗拉强度TS、屈强比YR、母材韧性、线能量为100kJ/mm时的HAZ韧性全部满足本实施例的评价标准。即，No.1～23、47～57能够称为焊接热影响部的韧性优异的厚钢板，其在实施线能量为100kJ/mm以上这样的大线能量焊接时的HAZ韧性优异，并且在抗拉强度为490MPa以上的高强度域能够实现低屈强比，此外也能够确保良好的母材韧性。

相对于此，No.24～46是不满足第二方式的要件之中的某一要件的比较例，可知抗拉强度TS、屈强比YR、母材韧性、线能量为100kJ/mm时的HAZ韧性的某一项不满足评价标准。

还有，在表4～表6中可知，对于是否满足用于确保当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物在规定量以上的优选的条件([Ti]＞160ppm、([REM]+[Zr])＞55ppm、(0.8≤[Ti]/[REM]+[Zr]≤11.8))，由○×表示，但不满足该条件的No.31和No.36，当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物的个数，接着没有添加Ca的No.33较低。

[关于本案第二方式的厚钢板的实施例]

用真空熔解炉(VIF：50kg)，以表12、13所示的条件(熔钢中的溶存氧量，Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加顺序，从添加Ti到添加Ca的时间t1，从添加Ca至浇铸开始的时间t2，和Si、Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加量)熔炼表10、11所示的各种成分组成(Si、Al、Ti、REM、Zr、Ca除外)的钢，成为表10、11所示的化学成分组成的熔钢，使铸造时的1500～1450℃下的冷却时间t3为表12、13所示的条件，如此铸造该熔钢而成为铸片(截面形状：120mm×120mm)。加热该铸片进行热轧，成为板厚50mm的热轧板。

还有，表10、11中，“-”表示元素未添加。在表12、13中，[REM]以含有Ce为50％左右和含有La为25％左右的混合稀土金属的形态添加。表12、13中的“添加顺序”为Al→Ti→(REM、Zr)→Ca的顺序添加时由“○”表示，以其以外的顺序添加时以“×”表示。从添加Ca到浇铸开始的时间t2，满足ta＜tx＜t2＜tb时由“○”表示，不满足由“×”表示。另外，在表12、13中，Ca添加量满足A1≤[Ca]≤B1时，在Ca添加量一栏中由“○”表示。还有，No.32是未添加Ca的例子，因此表13中的添加顺序、t1、t2一栏由“-”表示。

此外，将上述热轧板加热至奥氏体、铁素体二相域进行淬火后，在500℃进行回火。

【表10】

【表11】

【表12】

※元素的添加量，单位是质量％

【表13】

※元素添加量，单位是质量％

对于以上述方式得到的各钢板，按下述的要领要测量氧化物的个数密度、含Ti氮化物的个数密度、抗拉强度、屈强比、母材韧性和HAZ韧性。

(1)氧化物的个数密度的测量

当量圆直径低于2μm的氧化物

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用Carl Zeiss社制的电场放射型扫描电子显微镜“SUPRA35(商品名)”，观察与轧制方向和板厚方向平行的截面，观察倍率：5000倍，观察视野：0.0024μm²，观察处所：20处。然后，通过图像分析，测量该观察视野中的各氧化物的面积，根据其面积计算各氧化物的当量圆直径。还有，各氧化物是否满足上述第二方式的氧化物的成分组成，由EDX(能量色散型X射线荧光分析仪)判别。然后，将满足第二方式的氧化物的组成，当量圆直径低于2μm的氧化物的个数(N1)换算成每1mm²并求得。

当量圆直径2μm以上的氧化物

使观察倍率为1000倍，观察视野为0.06mm²，除此以外均与当量圆直径低于2μm的氧化物的个数密度的测量相同，将满足第二方式的氧化物的组成，当量圆直径为2μm以上的氧化物的个数(N2)，换算成每1mm²并求得。

(2)含Ti氮化物的个数密度的测量

使用透射型电子显微镜(TEM)，以观察倍率：6万倍，观察视野：2μm×2μm，观察处所5处的条件，观察各钢板的t/4位置(t：板厚)。然后，通过图像分析，测量该视野中的各含Ti氮化物的面积，由其面积计算各含Ti氮化物的当量圆直径。还有，由EDX分析时，检测到Ti和N的峰值的为含Ti氮化物。然后，将当量圆直径为100nm以下的含Ti氮化物的个数(N3)换算成每1mm²并求得。

(3)母材的晶内α生成率的测量

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用光学显微镜观察与轧制方向和板厚方向平行的截面，观察倍率：400倍，观察视野：0.04mm²，观察处所：20处。在2μm以上的夹杂物中，以夹杂物为一端的板条状α的中心轴与夹杂物周围的α的中心轴成15°以上的夹角时，该夹杂物判断为晶内α的起点，将(构成晶内α的起点的氧化物数)/(全部氧化物数)作为晶内α生成率。

(4)抗拉强度和屈强比

从各钢板的t/4位置(t：板厚)，相对于轧制方向成直角的方向，提取JIS Z 2201的4号试验片，遵循JIS Z 2241进行拉伸试验，分别测量抗拉强度TS、屈服强度YS，计算屈强比YR＝YS/TS。然后，TS为590MPa以上，YR低于80％的评价为机械的特性优异。

(5)母材韧性的测量

从各钢板的t/4位置(t：板厚)提取摆锤冲击试验片(JIS Z 2201的4号试验片)(以试验片的轴心通过轧制方向t/4的位置的方式提取)，在0℃进行摆锤冲击试验，测量吸收能(vE₀)。测量针对3个试验片进行，以其平均值作为各钢板的母材韧性。vE₀为200J以上的，评价为母材韧性优异。

(6)HAZ韧性的测量

从各钢板的t/4位置(t：板厚)提取摆锤冲击试验片(JIS Z 2201的4号试验片)(以试验片的轴心通过轧制方向t/4的位置的方式提取)，进行再现HAZ热循环V切口摆锤冲击试验。再现HAZ热循环条件是模拟气电焊的熔合部的热过程，即1400℃下的保持时间：45秒，800～500℃的冷却时间：800秒，线能量为100kJ/mm。对于施加了该热循环的各试验片，测量0℃下的吸收能(vE0)，测量针对3个试验片进行，求得其平均值和最小值。然后vE₀的平均值为100J以上的，最小值为70J以上的评价为HAZ韧性优异。

结果显示在表14、15中。

【表14】

※N1是第二方式的氧化物中当量圆直径低于2μm的个数

N2是第二方式的氧化物中当量圆直径为2μm以上的个数

N3是第二方式的含Ti氮化物的个数

【表15】

※N1是第二方式的氧化物中当量圆直径低于2μm的个数

N2是第二方式的氧化物中当量圆直径为2μm以上的个数

N3是第二方式的含Ti氮化物的个数

No.1～22、46～53是满足第二方式所规定的要件的例子，化学成分组成、氧化物和含Ti氮化物得到适当控制，因此HAZ韧性优异，并且母材韧性也优异，机械特性也优异(高强度和低屈强比)。

另一方面，No.23～45不满足优选制造条件的，因此是母材韧性和HAZ韧性降低的例子。

No.23因此为C多，所以硬质的岛状马氏体(MA)大量生成，母材韧性和HAZ韧性劣化。另外，由于C量多导致淬火性变高，在比较低温下形成的贝氏体组织成为主体，因此YR变高。No.24因为Si量少，所以导致Ti的活性过度上升，含Ti氮化物减少，母材韧性和HAZ韧性劣化。No.25因为Si量多，所以硬质的岛状马氏体(MA)大量生成，母材韧性和HAZ韧性劣化。No.26因为Mn量多，所以强度过度上升，母材韧性和HAZ韧性劣化。另外，由于Mn量多导致淬火性变高，在比较低温下形成的贝氏体组织成为主体，因此YR变高。No.27、28分别因为P量、S量多，所以母材韧性和HAZ韧性劣化。No.29因为Al量多，所以粗大的氧化物形成，母材韧性和HAZ韧性劣化。No.30因为Ti量少，所以不能确保氧化物之中当量圆直径低于2μm的个数和含Ti氮化物的个数，母材韧性和HAZ韧性劣化。No.31是Ti量多的例子，氧化物之中当量圆直径2μm以上的个数变多，母材韧性和HAZ韧性劣化。No.32因为Ca量少，所以不能确保氧化物之中当量圆直径低于2μm的个数，母材韧性和HAZ韧性劣化。No.32因为Ca量多，所以当量圆直径低于2μm和2μm以下的氧化物均不能调整到适当的个数，母材韧性和HAZ韧性劣化。No.34因为N量多，所以由于应变时效导致母材韧性和HAZ韧性劣化。No.35、36分别因为REM量、Zr量多，所以氧化物之中当量圆直径2μm以上的个数变多，母材韧性和HAZ韧性劣化。No.37、38分别因为Cu量、Cr量多，所以强度过度提高，母材韧性和HAZ韧性劣化。另外，由于为Cu量、Cr量多，导致淬火性变高，在比较低温下形成的贝氏体组织成为主体，因此YR变高。

No.39因为Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加顺序不为优选，No.41、42从添加Ti到添加Ca的时间t1不恰当，No.42、43从添加Ca至浇铸开始的时间t2不恰当，所以不能确保当量圆直径低于2μm的氧化物的个数，母材韧性和HAZ韧性劣化。No.44因为铸造时的1500～1450℃下的冷却时间t3长，所以当量圆直径2μm以上的氧化物的个数变多，母材韧性和HAZ韧性劣化。No.45因为从添加Ca至浇铸开始的时间t2在tx以下，所以不能确保含Ti氮化物的个数，母材韧性和HAZ韧性劣化。

[关于本案第三方式的厚钢板的实施例]

首先，用真空熔解炉(VIF：150kg)，熔炼表16和表17所示的各成分组成的钢后，使用该熔钢铸造铸片(截面形状：150mm×250mm)，再使用该铸片进行热轧，得到板厚80mm的热轧板。还有，为了使表18和表19所示的未再结晶压下率P变化，通过使板坯厚度变化而进行调整。

在制造该热轧板(厚钢板)时，控制的各条件显示在表18和表19中。其条件有，Al(Ti)添加前的熔钢中的溶存氧量[Of]，Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加顺序，从添加Ti到添加Ca的时间t1，从添加Ca至浇铸开始的时间t2，轧制前的加热温度Th，轧制前的加热时间t4，未再结晶压下率P。

还有，在表16和表17中，[REM]以质量％计，含有Ce为50％左右和含有La为25％左右的混合稀土金属的形态添加。另外在表16和表17中，“-”表示没有添加该元素。

另外在表16和表17中，Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加顺序为(Al→)Ti→(REM、zr)→Ca的顺序时由“○”表示，其以外的顺序时由“×”表示。

【表16】

【表17】

【表18】

No.	[O R量％)	添加顺序	t1(m in)	t2(m in)	t3(t)	Th(℃)	t4(hr)	P(％)
									1	0.0083	○	10	45	276	1100	3.1	47
2	0.0055	○	10	55	265	1140	2.5	47
									3	0.0045	○	8	45	277	1100	2.8	47
4	0.0071	○	10	45	274	1100	2.8	47
									5	0.0036	○	10	45	289	1060	3.0	58
6	0.0050	○	10	80	256	1100	2.8	58
									7	0.0048	○	10	45	270	1100	3.0	47
8	0.0053	○	5	45	265	1100	3.2	47
									9	0.0066	○	8	45	271	1110	4.7	47
10	0.0040	○	10	80	272	1100	3.5	54
									11	0.0069	○	10	45	270	1100	3.0	47
12	0.0053	○	10	45	261	1150	2.3	47
									13	0.0041	○	5	45	279	1100	3.0	54
14	0.0055	○	10	45	257	1090	3.1	54
									15	0.0036	○	15	45	264	1120	3.0	47
16	0.0046	○	10	60	244	1100	3.0	58
									17	0.0063	○	5	45	183	1100	3.8	54
18	0.0028	○	10	60	255	1100	2.8	58
									19	0.0033	○	10	45	250	1100	3.0	51
20	0.0068	○	18	45	276	1100	3.1	54
									21	0.0055	○	10	65	273	1080	2.7	47
22	0.0030	○	10	45	273	1080	3.2	47
									23	0.0044	○	10	45	268	1100	2.8	50
24	0.0077	○	10	45	271	1100	3.0	47
									25	0.0061	○	5	45	266	1060	2.6	47
26	0.0072	○	8	70	280	1100	3.2	54
									27	0.0053	○	10	70	277	1100	3.0	47
28	0.0046	○	10	70	274	1180	3.5	47
									29	0.0050	○	10	45	274	1170	3.4	47
30	0.0038	○	10	50	274	1100	4.3	47

【表19】

No.	[O R质量％	添加顺序	t1(m in)	t2(m in)	t3(s)	Th(℃)	t4(hr)	P(％)
									31	0.0118	○	10	45	255	1100	3.5	47
32	0.0018	○	5	50	271	1150	3.4	47
									33	0.0061	×	8	70	268	1100	3.5	54
34	0.0051	○	2	50	270	1080	3.5	58
									35	0.0042	○	25	50	241	1080	3.2	54
36	0.0058	○	10	30	266	1160	2.8	54
									37	0.0060	○	10	100	276	1100	2.4	47
38	0.0070	○	5	45	310	1100	2.5	47
									39	0.0061	○	5	80	266	1020	4.8	47
40	0.0038	○	18	80	271	1240	2.4	50
									41	0.0082	○	10	45	270	1100	1.8	47
42	0.0038	○	10	50	270	1100	3.1	36
									43	0.0061	○	10	45	281	1060	2.8	47
44	0.0045	○	15	50	263	1100	3.0	58
									45	0.0035	○	10	45	278	1100	3.0	58
46	0.0028	○	10	45	272	1140	2.4	50
									47	0.0081	○	15	45	272	1100	2.8	54
48	0.0053	○	10	50	266	1150	3.0	47
									49	0.0024	○	10	45	281	1180	3.2	47
50	0.0043	○	10	45	284	1100	2.8	47

使用按以上的要件制造的各热轧板(厚钢板)，通过下述的测量，求出当量圆直径低于2μm的夹杂物的个数密度N1，当量圆直径在2μm以上的夹杂物的个数密度N2和HAZ韧性。这些测量结果显示在有20和表21中。

(当量圆直径低于2μm的氧化物的个数密度的测量)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用Carl Zeiss社制的电场放射型扫描电子显微镜“SUPRA35(商品名)”(以下称为FE-SEM)，观察与轧制方向和板厚方向平行的截面。其观察条件为，倍率：5000倍，观察视野：0.0024μm²，观察处所：20处。通过图像分析，测量该观察视野中的各氧化物的面积，由其面积计算各夹杂物的当量圆直径。还有，各夹杂物满足上述的成分组成的，由EDX(能量色散型X射线荧光分析仪)确认。EDX进行的成分组成测量时的加速电压为15kV，测量时间为100秒。然后，将当量圆直径低于2μm的夹杂物的个数(N1)换算成相当于1mm²中的个数密度并求得。但是，对于当量圆直径在0.2μm以下的氧化物来说，EDX的可靠性不充分，因此从分析中排除。

(当量圆直径在2μm以上的氧化物的个数密度的测量)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用FE-SEM观察与轧制方向和板厚方向平行的截面。其观察条件为，倍率：1000倍，观察视野：0.06μm²，观察处所：20处。通过图像分析，测量该观察视野中的各夹杂物的面积，由其面积计算各夹杂物的当量圆直径。还有，各夹杂物满足上述的成分组成的，由EDX(能量色散型X射线荧光分析仪)确认。EDX进行的成分组成测量时的加速电压为15kV，测量时间为100秒。然后，上述的满足成分组成的氧化物之中，将当量圆直径在2μm以上的夹杂物的个数(N2)换算成相当于1mm²中的个数密度并求得。

(母材韧性的评价)

从各厚钢板提取焊接接头用试验片，V坡口加工后，以线能量50kJ/mm实施气电焊。从这些试验片上，提取摆锤冲击试验片(JIS Z 2202的V切口试验片)各3个，该试验片在距各厚钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置的焊接线(熔合线)邻域HAZ加工有切口，在-40℃下进行摆锤冲击试验，测量吸收能(vE_-40)，求其平均值和最小值。根据该测量结果，vE_-40的平均值超过180J，最小值超过120J的，评价为HAZ韧性优异。

另外，除了以60kJ/mm实施气电焊以外，全部以与上述的条件相同的条件进行摆锤冲击试验，测量3个试验片的吸收能(vE_-40)，求其平均值。根据其测量结果，vE_-40的平均值超过120J的评价为HAZ韧性优异。

【表20】

【表21】

No.1～30是满足第三方式的要件的发明例，化学成分组成、夹杂物的分散等适当，可知在线能量为50kJ/mm时的HAZ韧性(平均值和最小值)，以及线能量为60kJ/mm时的HAZ韧性(平均值)优异。即，No.1～30能够称为焊接热影响部的韧性优异的厚钢板。

相对于此，No.31～50是不满足第三方式的要件中某一要件的比较例，可知在线能量为50kJ/mm时的HAZ韧性(平均值和最小值)，以及线能量为60kJ/mm时的HAZ韧性(平均值)的任一项不满足评价标准。

[关于本案第四方式的厚钢板的实施例]

首先，用真空熔解炉(VIF：150kg)，熔炼表22和表23所示的各成分组成(还有，关于Al、Ti、REM、Zr、Ca记述添加后的质量％。)的钢后，使用该熔钢铸造铸片(截面形状：150mm×250mm)，再使用该铸片进行热轧，得到板厚50mm的热轧板。

在制造该热轧板(厚钢板)时，控制的各条件显示在表24和表25中。其条件有，Al添加前的熔钢中的溶存氧量[O]，Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加顺序，[Ti]/([REM]+[Zr])，从添加Ti到添加Ca的时间t1，从添加Ca至浇铸开始的时间t2，铸造时的1500～1450℃下的冷却时间t3，Ca添加量[Ca]。

还有，在表22和表23中，REM以质量％计，含有Ce为50％左右和含有La为25％左右的混合稀土金属的形态添加。另外在表22和表23中，“-”表示没有添加该元素。

还有，表22和表23中，Al、Ti、REM、Zr、Ca的添加顺序为Al→Ti→(REM、Zr)→Ca的顺序添加时由“○”表示，为其以外的顺序时以“×”表示。另外，关于从添加Ca到浇铸开始的时间t2，满足ta(分)＜t2(分)＜tb(分)的由“○”表示，不满足由“×”表示。

另外，关于Ca添加量[Ca]，满足前述的A1≤[Ca]≤B1时由“○”表示，不满足由“×”表示。

使用按以上的要件制造的各热轧板(厚钢板)，通过测量求出各种大小的氧化物(氧化物系夹杂物)的个数密度、HAZ韧性、抗拉强度。这些测量结果显示在有24和表25中。

【表22】

【表23】

【表24】

【表25】

(当量圆直径低于2μm的氧化物的个数密度的测量)

另外，测量的氧化物之中，除去氧的构成元素，以质量％计，满足10％＜Ti、Al＜20％、8％＜Ca＜40％，5％＜REM＜50％、5％＜Zr＜40％，并且满足10％＜REM+Zr＜70％，此外Ti和Ca的质量比超过1、低于1.4的氧化物之中，将当量圆直径低于2μm的氧化物的个数(NA)换算成相当于1mm²中的个数密度并求得。

(当量圆直径在2μm以上、低于5μm的氧化物的个数密度的测量)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用FE-SEM观察与轧制方向和板厚方向平行的截面。其观察条件为，倍率：1000倍，观察视野：0.06μm²，观察处所：20处。通过图像分析，测量该观察视野中的各氧化物的面积，由其面积计算各氧化物的当量圆直径。还有，各氧化物满足上述的成分组成的，由EDX(能量色散型X射线荧光分析仪)确认。然后，将当量圆直径在2μm以上、低于5μm的氧化物的个数(N2)换算成相当于1mm²中的个数密度并求得。

(当量圆直径为5μm以上的氧化物的个数密度的测量)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置切下试验片(以试验片的轴心通过t/4的位置的方式提取)，使用FE-SEM观察与轧制方向和板厚方向平行的截面。其观察条件为，倍率：1000倍，观察视野：0.06μm²，观察处所：20处。通过图像分析，测量该观察视野中的各氧化物的面积，由其面积计算各氧化物的当量圆直径。还有，各氧化物满足上述的成分组成的，由EDX(能量色散型X射线荧光分析仪)确认。然后，将当量圆直径在5μm以上的氧化物的个数(N3)换算成相当于1mm²中的个数密度并求得。

(HAZ韧性的评价)

从距各厚钢板的表面深t/4(t：板厚)的位置，提取12.5×32×55mm的试验片，在1400℃下保持5秒后，使800～500℃的冷却时间为200秒而控制速度进行冷却。这是模拟角接接头埋弧焊(线能量：50kJ/mm)的热循环。从这些试验片上提取摆锤冲击试验片(JIS Z 2202V切口试验片)各3个，在0℃下进行摆锤冲击试验，测量吸收能vE0。根据这3个行摆锤冲击试验测量结果，最小的吸收能vE0(min)超过70J的，评价为HAZ韧性优异。

(抗拉强度和屈强比的评价)

从距各厚钢板表面深t/4(t：板厚)的位置，相对于轧制方向成直角的方向，提取JIS Z 2201的4号试验片，实施JIS Z 2241的拉伸试验，求得抗拉强度TS。满足TS＞780MPa的评价为强度优异。

No.1～32是满足第四方式的要件的发明例，化学成分组成、氧化物的分散等适当，可知HAZ韧性和强度优异。即，No.1～32能够称为大线能够后的HAZ的强度和韧性优异的厚钢板。

还有，一般来说，HAZ韧性的抗拉强度有显示负相关的倾向。在满足第四方式的要件的发明例中，若比较抗拉强度为810～820MPa的No.26、32，则只氧化物个数NA不满足第二发明所述的要件的No.6其E₀(min)低于110kJ。

相对于此，No.33～64是不满足第四方式的要件之中某一要件的比较例，可知HAZ韧性、强度的至少一方不满足评价标准。

详细并参照特定的实施方式说明了本申请，但能够在不脱离本发明的精神和范围的前提下加以各种变更和修改，本领域从业人员应该清楚。

本申请基于2010年4月7日申请的日本专利申请(特愿2010-088347)、2010年5月20日申请的日本专利申请(特愿2010-116485)、2010年9月29日申请的日本专利申请(特愿2010-218205)、2010年9月29日申请的日本专利申请(特愿2010-219511)、2011年3月1日申请的日本专利申请(2011-044075)，其内容在此有所参照并援引。

Claims

1.一种厚钢板，其特征在于，含有C：0.02～0.15质量％；Si：0～0.46质量％；Mn：1.0～2.0质量％；P：比0质量％大、在0.03质量％以下；S：比0质量％大、在0.015质量％以下；Al：0～0.07质量％；Ti：0.010～0.080质量％；Ca：0.0005～0.010质量％；N：0.002～0.020质量％；

并且，还含有从REM：0.0001～0.02质量％、Zr：0.0001～0.02质量％中选出的一种以上，余量是铁和不可避免的杂质，其中，

除去氧的构成元素以质量％计满足10％＜Ti、Al＜20％、5％＜Ca＜40％，并且满足5％＜REM＜50％、5％＜Zr＜40％中的至少任意一个的氧化物以满足下式(1)和(2)的条件的方式存在，

(1)以当量圆直径计低于2μm的所述氧化物为200个/mm²以上，

(2)当量圆直径为2μm以上的所述氧化物为100个/mm²以下，

并且，在所述氧化物中，在当量圆直径为2μm以上的氧化物之中，

当量圆直径为2μm以上、低于5μm的氧化物存在30～70个/mm²，

并且，当量圆直径为5μm以上的氧化物的存在低于30个/mm²，

并且，含有含Ti氮化物，并且，所述含Ti氮化物之中，当量圆直径为100nm以下的含Ti氮化物存在5×10⁶个/mm²以上。

2.一种厚钢板，其特征在于，含有C：0.02～0.15质量％；Si：0.01～0.35质量％；Mn：1.0～2.0质量％；P：比0质量％大、在0.03质量％以下；S：比0质量％大、在0.015质量％以下；Al：0～0.07质量％；Ti：0.010～0.080质量％；Ca：0.0005～0.010质量％；N：0.002～0.020质量％；

(1)以当量圆直径计低于2μm的所述氧化物为300个/mm²以上，

(2)当量圆直径为2μm以上的所述氧化物为100个/mm²以下，

所述氧化物是还满足Al/(REM+Zr)＜0.7的关系的氧化物，

3.一种厚钢板，其特征在于，含有C：0.02～0.15质量％；Si：0～0.25质量％；Mn：1.0～2.0质量％；P：比0质量％大、在0.03质量％以下；S：比0质量％大、在0.015质量％以下；Al：0～0.07质量％；Ti：0.010～0.080质量％；Ca：0.0005～0.010质量％；N：0.002～0.020质量％；

并且，在REM：0.0003～0.02质量％、Zr：0.0003～0.02质量％的范围含有REM和Zr双方，余量是铁和不可避免的杂质，其中，由下式求得的A值满足0.4≤A≤2.4，

A＝10⁴×{[Ti]-0.7×([O]-0.09×[Al]-0.16×[Ca]-0.07×[REM]-0.04×[Zr])}×[N]

其中，上式中[]表示各元素的质量百分比含量，

并且，除去氧的构成元素以质量％计满足10％＜Ti、Al＜20％、5％＜Ca＜40％，并且满足5％＜REM＜50％、5％＜Zr＜40％中的至少任意一个的氧化物以满足下式(1)和(2)的条件的方式存在，

(1)以当量圆直径计低于2μm的所述氧化物为300个/mm²以上，

(2)当量圆直径为2μm以上的所述氧化物为100个/mm²以下，

并且，所述氧化物是还满足3％＜N、2＜Ti/N的氧化物。

4.一种厚钢板，其特征在于，含有C：0.02～0.15质量％；Si：0.02～0.50质量％；Mn：1.4～3.0质量％；P：比0质量％大、在0.03质量％以下；S：比0质量％大、在0.015质量％以下；Al：0～0.07质量％；Ti：0.010～0.080质量％；Ca：0.0005～0.010质量％；N：0.002～0.020质量％；

并且，在REM：0.0003～0.02质量％、Zr：0.0003～0.02质量％的范围含有REM和Zr双方，并且还含有Cr：0.5～2.0质量％，余量是铁和不可避免的杂质，其中，由下式求得的D值满足238＜D＜388，

D＝62×[Mn]+27×[Ni]+111×[Cr]

其中，上式中[]表示各元素的质量百分比含量，

(1)以当量圆直径计低于2μm的所述氧化物为300个/mm²以上，

(2)当量圆直径为2μm以上的所述氧化物为100个/mm²以下，

并且，在当量圆直径在2μm以上的氧化物之中，当量圆直径在2μm以上、低于5μm的氧化物存在30～70个/mm²，并且，当量圆直径在5μm以上的氧化物的存在低于30个/mm²。

5.根据权利要求4所述的厚钢板，其特征在于，在所述氧化物之中，是还满足10％＜REM+Zr＜70％，并且Ti和Ca的质量比Ti/Ca满足超过1、低于1.4的氧化物。

6.根据权利要求1～3中任一项所述的厚钢板，其特征在于，还含有从以下的(a)～(c)中选出的至少一个群，

(c)B：0.005质量％以下。

7.根据权利要求4或5所述的厚钢板，其特征在于，所述厚钢板，作为其他元素还含有从以下的(a’)～(c’)中选出的至少一个群，

(c’)B：0.005质量％以下。