JP5320274B2 - 溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、橋梁や高層建造物、船舶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。）の靭性および強度の均一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。

また、適用される厚鋼板の板厚の増大は、圧延時の加速冷却過程において板厚方向の冷却速度差を拡大させることとなり、その結果、板厚方向の強度特性等の不均一化を招くという問題をもたらすことになる。例えば、最も冷却速度が低下する板厚中央部の強度を確保しようとして冷却速度を高めると、表面側の強度が必要以上に上昇してしまうという問題が発生してしまう。そのため、板厚が厚い厚鋼板であっても、表面側の強度が中央部に比べて必要以上に上昇ぜず、その板厚方向の強度の均一性に優れた厚鋼板を開発することが、もう一つの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含有窒化物を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含有窒化物は、溶接入熱を増大させると消失しやすく、安定したＨＡＺ靭性が得られないという課題があり、近年の溶接入熱増大に対応することはできない。

これに対し、特許文献３〜６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３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４には、特許文献３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５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、近年の入熱量の増大傾向を考慮すると、Ｔｉ含有介在物の利用には限界があり、酸化物系介在物による大入熱でのＨＡＺ靭性向上手段を早急に確立する必要があるということができる。また、発明者らは特許文献６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７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８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９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７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８や特許文献９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。

一方、厚鋼板の板厚方向の強度の不均一に対しては、製造工程において、圧延、焼き戻し条件等を最適化することで、厚鋼板の板厚方向の強度の均一性を確保するための技術が、特許文献１０や特許文献１１で提案されているが、これらの技術では、製造工程において、冷却停止、復熱等の極めて煩雑な工程を必要とし、工業的にはより簡便な改善策が望まれる。

特開２００１−９８３４０号公報 特開２００４−２１８０１０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 特開昭６３−５０４２８号公報 特開平３−１８８２１６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、また、板厚方向の強度特性の均一性に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：０．２５％以下（０％を含む）、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：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％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、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％である酸化物を含有し、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、板厚ｔ／４位置の硬度をＨｖｑ、板厚ｔ／２位置の硬度をＨｖｈとしたときに、（Ｈｖｑ−Ｈｖｈ）／Ｈｖｑという式から求められるＨ値が０．０７以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性および強度の均一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、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、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：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含有すると共に、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２％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、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％である酸化物を含有し、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、板厚ｔ／４位置の硬度をＨｖｑ、板厚ｔ／２位置の硬度をＨｖｈとしたときに、（Ｈｖｑ−Ｈｖｈ）／Ｈｖｑという式から求められるＨ値が０．０７以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板である。

請求項３記載の発明は、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、８％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％であって、且つ、１０％＜ＲＥＭ＋Ｚｒ＜７０％を満足し、更には、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ^２以上存在することを特徴とする請求項２記載の溶接熱影響部の靭性および強度の均一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、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乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板である。

請求項５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４のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板である。

請求項６記載の発明は、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性および強度の均一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、優れたＨＡＺ靭性を得ることができ、また、板厚方向の強度特性の均一性にも優れた厚鋼板とすることができる。

まず、発明者らは、酸化物系介在物により高いＨＡＺ靭性を確保することを目的として様々な角度から検討した。酸化物系介在物の分散に関しては、これまでの技術では、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きたのであるが、（粒内α／γ）界面エネルギーの寄与も大きいものと考えた。そこで、本発明者らは、（粒内α／介在物）界面エネルギーと（粒内α／γ）界面エネルギーの両方を低減することができるような酸化物系介在物の組成について検討を重ねた。

その結果、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％である酸化物、或いは、所定量のＲＥＭやＺｒを含有する場合には、更に、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％を満足する酸化物では、ＨＡＺの高温加熱において液状化し、その後の冷却過程で結晶化するような挙動を示すものとなり、このような酸化物では、（粒内α／介在物）界面エネルギーだけでなく、（粒内α／γ）界面エネルギーをも低減できることができ、粒内αの生成がより促進されることを見出した。

そして、上記したような酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物を３００個／ｍｍ^２以上、円相当径が２μｍ以上の酸化物を１００個／ｍｍ^２以下、夫々存在させるようにすることで、シャルピー吸収エネルギーの平均値および最小値が共に高い水準を示し、優れたＨＡＺ靭性が得られることを見出した。

また、所定量のＲＥＭやＺｒを含有する場合においては、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、８％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％であって、且つ、１０％＜ＲＥＭ＋Ｚｒ＜７０％を満足し、更には、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物は、ＨＡＺの高温加熱において液状化すると共に、その後の冷却過程で粒内α生成に有利な結晶構造を有して結晶化するため、（粒内α／γ）界面エネルギーの低減に加え、一層低い（粒内α／介在物）界面エネルギーを実現することができ、粒内αの生成が極めて活発に促進されることも見出した。

そして、上記したような酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物を３００個／ｍｍ^２以上存在させるようにすることで、一層優れたＨＡＺ靭性が得られることを見出した。尚、上記したＲＥＭ＋Ｚｒの値は、ＲＥＭとＺｒを複合して含有する場合は合計の質量％を、ＲＥＭまたはＺｒを単独で含有する場合にはＲＥＭまたはＺｒの単独の質量％を、夫々示す。

また、これら酸化物系介在物を母材（厚鋼板）の鋼中で分散させることで、母材の板厚方向の強度特性の均一化を図れることを見出した。酸化物系介在物は母材においても一定の粒内α生成能を示すため、酸化物系介在物を鋼中で分散させることで、冷却速度が速くなる厚鋼板の表面側（例えば、板厚ｔ／４位置）においても比較的高温でα組織が形成されるようになり、強度の必要以上の上昇を抑制することができる。

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。

（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以上であると、ＨＡＺ高温加熱における液状化が十分に進行せず、粒内αの生成量が減少し、ＨＡＺ靭性が低下する。また、酸化物の組成が、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％（所定量のＲＥＭやＺｒを含有する場合には、更に、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％）という範囲から外れると、ＨＡＺにおける液状化→結晶化過程が進行せず、粒内αが促進されなくなる。また、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ^２より少ないと、粒内α生成の起点が不足するため、やはり粒内αの生成量が減少し、十分なＨＡＺ靭性が得られなくなる。

（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、できるだけ少ない方が良い。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。

（（Ｈｖｑ−Ｈｖｈ）／Ｈｖｑから求められるＨ値が０．０７以下）
厚鋼板の板厚ｔ／４位置（表面側）の硬度をＨｖｑ、板厚ｔ／２位置（中心部）の硬度をＨｖｈとしたときに、（Ｈｖｑ−Ｈｖｈ）／Ｈｖｑから求められるＨ値を０．０７以下とすることで、厚鋼板の板厚方向の強度特性の均一性を確保することができる。このＨ値が０．０７を超えると、厚鋼板の板厚ｔ／４位置の硬度（Ｈｖｑ）と板厚ｔ／２位置の硬度（Ｈｖｈ）の差が大きくなり、厚鋼板の板厚方向の強度特性の均一性を確保することができなくなる。

（製造方法）
上記した要件を満足する本発明の厚鋼板、特に、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％である酸化物を含有し、且つ、その酸化物のうち、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、夫々存在する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、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３〜２０分となるようにして制御しつつ、各元素を添加し、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）を、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足する範囲に保ち、且つ、鋳造時における１５００〜１４５０℃の温度範囲での冷却時間ｔ３を３００秒以内とすることである。これらの製造要件の規定理由については、以下の欄で詳しく説明する。

尚、先に示したｔａ（分）とｔｂ（分）は、以下の計算式から求めることができる。
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）
但し、［Ｃａ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［ＲＥＭ］、および［Ｚｒ］は、夫々Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、ＲＥＭ、およびＺｒの溶鋼への添加量（質量％）を示す。

また、所定量のＲＥＭやＺｒを含有する場合において、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、８％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％であって、且つ、１０％＜ＲＥＭ＋Ｚｒ＜７０％を満足し、更には、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物を３００個／ｍｍ^２以上確保するためには、Ｃａの添加量［Ｃａ］を、以下の計算式に基づいて求められるＡ≦［Ｃａ］≦Ｂの範囲に制御すれば良い。尚、以下の計算式に基づいて求められるＡおよびＢの値は、実験によって求められたものである。

Ａ＝２．２５×［Ｏｆ］
Ｂ＝［Ｏｆ］×［Ｔｉ］／（０．２５×［ＲＥＭ］＋０．１２×［Ｚｒ］）
但し、［Ｏｆ］はＣａ添加前の溶存酸素量（質量％）、［Ｔｉ］、［ＲＥＭ］、および［Ｚｒ］は、夫々Ｔｉ、ＲＥＭ、およびＺｒの溶鋼への添加量（質量％）を示す。

すなわち、Ｃａ添加量［Ｃａ］がＡ値より少ないと、添加したＣａの大部分がＣａ単体の酸化物として消費されるため、粒内α生成の起点となる酸化物（構成元素が上記の要件を満足する酸化物）が十分に得られなくなる。また、Ｃａ添加量［Ｃａ］がＢ値を超えると、酸化物中のＴｉ／Ｃａ比が１を下回るようになるため、粒内α生成の起点となる酸化物を必要数確保できなくなる。

・Ａｌ添加前の溶鋼中の溶存酸素量：０．００２〜０．０１％
Ａｌ添加前の溶鋼中の溶存酸素量が０．００２％より低い場合は、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要量確保できなくなる。また、溶存酸素量が０．０１％より高い場合は、円相当径が２μｍ以上の粗大介在物が増加し、ＨＡＺ靭性を劣化させてしまう。

・溶製時において、Ａｌ→Ｔｉ→（ＲＥＭ、Ｚｒ→）Ｃａの順に添加
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系介在物を必要数確保できなくなる。特に、Ｃａは脱酸力が極めて強いため、ＴｉやＡｌに先立って添加すると、ＴｉやＡｌと結びつく酸素が全てなくなってしまうことになる。

・Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３〜２０分
Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１が３分よりも短くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が十分に進行せず、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。また、この時間ｔ１が２０分より長くなると、Ｃａ添加に先立つ酸化物の反応が過剰に進行し、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。

・Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２（分）が、ｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足する時間
Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２は、酸化物の生成状況に影響を及ぼす要件であり（Ｃａが他の酸化物から酸素を奪って酸化物を形成する時間）、この時間ｔ２がｔａ（分）以下になると、Ｃａ添加後の酸化物反応が十分に進行せず、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。また、この時間ｔ２がｔｂ（分）以上になると、Ｃａ添加後の酸化物の反応が過剰に進行し、粒内α生成の起点となる適切な組成を有する酸化物系介在物を必要数確保できなくなる。尚、ｔａとｔｂを求める式は、各元素の酸化物へのなり易さを考慮し、実験によって求められたものである。

・鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３を３００秒以内
鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３が３００秒を超えると、円相当径で２μｍ以上の粗大な酸化物系介在物の生成量が増加し、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。

また、（Ｈｖｑ−Ｈｖｈ）／Ｈｖｑから求められるＨ値が０．０７以下という要件を満足する厚鋼板を製造するためには、これらの工程に続く圧延工程等において、以下の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、圧延に先立つ加熱温度を１０５０〜１２００℃、加熱時間を２〜５時間に制御し、また、仕上げ温度（ＦＲＴ）を９００℃以下とすると共に、圧延後の冷却速度を板厚ｔ／４位置で２〜１５℃／秒とし、冷却停止温度を４００〜５００℃とすることである。また、冷却停止温度が４００℃未満である場合はテンパー処理を施せば良い。これらの製造要件の規定理由は以下の通りである。

・圧延に先立つ加熱温度が１０５０〜１２００℃、加熱時間が２〜５時間
介在物による板厚方向のα組織の均一化を最大限発揮させるためには、冷却に先立って旧γ組織を均一化しておく必要がある。圧延に先立つ加熱温度を１０５０〜１２００℃、加熱時間を２〜５時間とすることで、微細ＴｉＮが析出し、圧延中の異常粒の成長が抑制され、均一化された旧γ組織を得ることができる。圧延に先立つ加熱温度が１０５０℃未満、或いは加熱時間が２時間未満である場合は、微細ＴｉＮの析出が十分に促進されなくなる。一方、圧延に先立つ加熱温度が１２００℃を超える場合、或いは加熱時間が５時間を超える場合は、ＴｉＮのオストワルド成長が進行し、ＴｉＮ粒子の数が減少してしまう。

・仕上げ温度（ＦＲＴ）が９００℃以下
仕上げ温度、すなわち圧延終了温度（ＦＲＴ）が９００℃より高くなると、変態前の蓄積歪が少なくなり、α生成の障壁エネルギーが高くなるため、介在物を起点とする粒内αの生成が十分に促進されなくなる。

・圧延後の冷却速度を板厚ｔ／４位置で２〜１５℃／秒
圧延後の冷却速度が板厚ｔ／４位置で２℃／秒未満であると、粗大粒界フェライトが生成され、母材の靭性が劣化する。また、圧延後の冷却速度が板厚ｔ／４位置で１５℃／秒を超えると、粒内αが十分に得られなくなり、結果として板厚方向の強度特性の均一化を図れなくなる。

・冷却停止温度が４００〜５００℃
冷却停止温度が４００℃より低くなると、厚鋼板の表層付近の粒内α未変態部に硬質第２相が生成され、結果として板厚方向の強度特性の均一化を図れなくなる。また、この温度が５００℃を超えると、軟質組織が増加して強度が全体的に低くなってしまう。

・テンパー処理
冷却停止温度が４００℃より低い場合でも、冷却停止後にテンパー処理を施すことで、硬質第２相は分解され、板厚方向の強度の不均一は改善される。

（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、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：０．２５％以下（０％を含む）
Ｓｉは、必須元素ではないが、固溶強化により強度を確保するのに有用な元素である。しかしながら、過剰に添加されると、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、Ｓｉの含有量
の上限は０．２５％とする。また、好ましい上限は０．１８％であり、より好ましい上限は０．０５％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り、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。母材およびＨＡＺの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、Ｍｎ硫化物を形成して母材の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。母材の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：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、ＴｉやＣａ、および必要によって添加されるＲＥＭやＺｒに先立ち添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物を形成する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．００５％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母材およびＨＡＺの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０．０１０％、好ましい上限は０．０４％である。

Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％
Ｔｉは、Ａｌの添加後、Ｃａ、および必要によって添加されるＲＥＭやＺｒに先立ち添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、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酸化物が多く生成してＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．０８０％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０．０６０％である。

Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
Ｃａは、Ｔｉ、および必要によって添加されるＲＥＭやＺｒの添加後、３〜２０分後に添加することによって、粒内αの生成に有効な酸化物を形成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。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母材およびＨＡＺの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：０．００２〜０．０２０％
Ｎは、高温で溶け残る窒化物（Ｔｉ含有窒化物）を形成することによって、母材および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含有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、固溶Ｎ量が増大して歪時効によって母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので０．０２０％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０．０１８％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。

ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２％
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し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。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０．０００１％以上含有させることが好ましい。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母材およびＨＡＺの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。

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、母材およびＨＡＺの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：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、粗大な粒界αの生成を抑制することで、母材およびＨＡＺの靭性を向上させるのに有効な元素である。その効果はそ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、０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかし、その含有量が過剰になると、オーステナイト粒界でのＢＮ析出を招き、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、０．００５％以下に抑えることが好ましい。Ｂの含有量のより好ましい下限は０．００１０％、更に好ましい下限は０．００１５％であって、より好ましい上限は０．００４％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。

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添加前の溶鋼中の溶存酸素量［Ｏｆ］、Ａｌ，Ｔｉ，（ＲＥＭ，Ｚｒ），Ｃａの添加順序、Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間ｔ１、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２、鋳造時の１５００〜１４５０℃における冷却時間ｔ３、Ｃａ添加量［Ｃａ］、圧延前の加熱温度Ｔｈ、圧延前の加熱時間ｔ４、圧延終了温度ＦＲＴ、圧延後の冷却速度Ｒｃ、冷却停止温度Ｔｆ、テンパー処理の有無である。

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１および表２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。また、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間ｔ２については、前記したｔａ（分）＜ｔ２（分）＜ｔｂ（分）を満足するものを「○」、満足しないものを「×」で示す。

また、Ｃａ添加量［Ｃａ］に関しては、前記したＡ≦［Ｃａ］≦Ｂの関係を満足するものを「○」、満足しないものを「×」で示し、ＲＥＭおよびＺｒを含有せずこの要件に関係しないものは「−」で示した。また、冷却停止温度が４００℃より低い場合に冷却停止後にテンパー処理を実施したものを「○」、実施しないものを「×」で示し、冷却停止温度が４００℃以上でこの要件に関係しないものは「−」で示した。

以上の要件で製造した各熱間圧延板（厚鋼板）を用いて、各種大きさの酸化物（酸化物系介在物）の個数密度、ＨＡＺ靭性、板厚方向の強度の均一性（Ｈ値、Ｔ値）を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、観察視野：０．００２４μｍ^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。そして、円相当径が２μｍ未満となる酸化物の個数（Ｎ１）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。

また、測定した酸化物のうちで、所定量のＲＥＭやＺｒを含有し、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、８％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％であって、且つ、１０％＜ＲＥＭ＋Ｚｒ＜７０％を満足し、更には、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物で、円相当径が２μｍ未満である酸化物の個数（Ｎ３）を１ｍｍ^２相当の個数密度に換算して求めた。（尚、このＮ３値と、所定量のＲＥＭやＺｒを含有し、酸素を除く構成元素が、質量％で、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％だけを足し合わせた値がＮ１である。）

（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：０．０６μｍ^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。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。

（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 ２２０２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。

（Ｈ値による板厚方向の強度の均一性の評価）
板厚ｔ／４位置（表面側）の硬度Ｈｖｑは、板厚ｔ／４位置と、ｔ／４±２ｍｍ位置の硬度を、荷重：１０ｋｇのビッカース硬度測定によって夫々求め、３点の平均値を求めた。同様に、板厚ｔ／２位置（中心部）の硬度Ｈｖｈは、板厚ｔ／２位置と、ｔ／２±２ｍｍ位置の硬度を、荷重：１０ｋｇのビッカース硬度測定によって夫々求め、３点の平均値を求めた。これら測定で求めた平均値を用いて、（Ｈｖｑ−Ｈｖｈ）／Ｈｖｑという式からＨ値を求めだした。このＨ値が０．０７以下のものを、板厚方向の強度の均一性が優れると評価した。

（Ｔ値による板厚方向の強度の均一性の評価）
各厚鋼板（圧延まま材）の板厚ｔ／４位置、板厚ｔ／２位置から、夫々圧延方向に直角にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の引張り試験を実施して、ｔ／４位置、ｔ／２位置での引張り強度ＴＳを夫々求めた。引張り試験で求められたｔ／４位置の引張り強度ＴＳをＴＳｑ、ｔ／２位置の引張り強度ＴＳをＴＳｈとし、（ＴＳｑ−ＴＳｈ）／ＴＳｑという式からＴ値を求めだした。このＴ値が０．０９５以下のものを、板厚方向の強度の均一性が優れると評価した。

Ｎｏ．１〜２８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Ｈ値、Ｔ値で確認した板厚方向の強度の均一性が優れていることが分かる。すなわち、Ｎｏ．１〜２８は、溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板であるということができる。

特に、所定量のＲＥＭやＺｒを含有し、酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、８％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％であって、且つ、１０％＜ＲＥＭ＋Ｚｒ＜７０％を満足し、更には、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物で、円相当径が２μｍ未満である酸化物の個数（Ｎ３）が３００個以上のもの（Ｎｏ．６〜８、１３、１４、２１〜２４）は、入熱量を６０ｋＪ／ｍｍにした場合のＨＡＺ靭性も優れていることが分かる。

これに対し、Ｎｏ．２９〜５０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、ＨＡＺ靭性の平均値および最小値のいずれか、或いはＨ値、Ｔ値で確認した板厚方向の強度の均一性で、評価基準を満足していないことが分かる。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、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：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％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、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％である酸化物を含有し、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、
   板厚ｔ／４位置の硬度をＨｖｑ、板厚ｔ／２位置の硬度をＨｖｈとしたときに、（Ｈｖｑ−Ｈｖｈ）／Ｈｖｑという式から求められるＨ値が０．０７以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板。
2. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、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：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含有すると共に、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００１〜０．０２％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、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、５％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％である酸化物を含有し、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、
   板厚ｔ／４位置の硬度をＨｖｑ、板厚ｔ／２位置の硬度をＨｖｈとしたときに、（Ｈｖｑ−Ｈｖｈ）／Ｈｖｑという式から求められるＨ値が０．０７以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板。
3. 酸素を除く構成元素が、質量％で、１０％＜Ｔｉ、５％＜Ａｌ＜２０％、８％＜Ｃａ＜４０％、５％＜ＲＥＭ＜５０％および／または５％＜Ｚｒ＜４０％であって、且つ、１０％＜ＲＥＭ＋Ｚｒ＜７０％を満足し、更には、ＴｉとＣａの質量比が１超１．４未満である酸化物のうち、円相当径が２μｍ未満の酸化物が３００個／ｍｍ^２以上存在することを特徴とする請求項２記載の溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板。
4. 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乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板。
5. 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４のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板。
6. 更に、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板。