專利名稱：：Haz韌性優異的厚鋼板的制作方法
技術領域：
：本發明涉及例如船舶和海洋結構物等的焊接結構物所適用的厚鋼板，涉及即使進行優選的輸入熱能為40kJ/mm以上程度的超高熱能輸入焊接，焊接后的熱影響部(HeatAffectedZone,HAZ)的韌性也優異的厚鋼板。此外，還涉及母材韌性、延伸率及強度一延伸率平衡也優異的厚鋼板，或者材質各向異性少，低溫母材韌性也優異的厚鋼板。
背景技術：
：近年來集裝箱船和海洋結構物等的大型化推進，板厚為60mm以上的厚鋼板被采用。為了高效率地焊接這樣的厚鋼板，就要求即使進行輸入熱能為40kJ/mm以上的超高熱能輸入焊接HAZ韌性也優異。但是，若進行超高熱能輸入焊接，則HAZ會被加熱至高溫的奧氏體區域之后才被徐冷，因此其組織粗大化，有HAZ韌性顯著劣化這樣的問題。因此以前不得不進行焊接輸入熱能的限制。為了在如此超高熱能輸入焊接下達到良好的HAZ韌性，例如專利文獻l、2提出使TiN分散在鋼板。另外專利文獻3除了低C化、低P化以外，還調節了Nb和B的添加平衡。在專利文獻4中，是使存在于焊接用鋼中的TiN系夾雜物之中積極地含有Nb，從而抑制粗大鐵素體的生成。在專利文獻5認為，如果在鋼材中比較大量地添加N，并且適當地控制Ti和B的添加平衡，則能夠改善高熱能輸入焊接時的HAZ韌性。但是，在焊接的領域中要求HAZ韌性的進一步改善。此外上述專利文獻無沒有考慮到母材韌性。此外對厚鋼板還要求母材韌性(有時是低溫母材韌性)，除此以外，還有延伸率和強度一延伸率平衡優異和、或材質各向異性低等要求。例如，作為控制熱軋而改善聲音各向異性的技術，已知有專利文獻6、7。在專利文獻6中，是使95(TC以下溫度域中的累積壓下率在50%以下，并使終軋溫度為80(TC以上，由此來降低聲音各向異性。另外專利文獻7中，是通過使奧氏體未再結晶域的累積壓下為在60%以下，在奧氏體的未再結晶化溫度一8(TC以上結束軋制，由此降低聲音各向異性。專利文獻1特開平2—250917號公報專利文獻2特開平2—254118號公報專利文獻3特開2003—166033號公報專利文獻4特開2004—218010號公報專利文獻5特開2005_200716號公報專利文獻6特開平11一193445號公報專利文獻7特開2002—53912號公報
發明內容但是，根據本發明者們的研究，在前述這樣的現有技術中，關于以HAZ韌性為首的諸特性還有進一步改善的余地。因此，本發明要解決的第一課題在于，提供一種厚鋼板，即使進行40kJ/mm以上的超高熱能輸入焊接，其仍顯示出良好的HAZ韌性，此外母材韌性、延伸率、強度一延伸率平衡也優異。另外，本發明要解決的第二課題在于，提供一種厚鋼板，即使進行40kJ/mm以上的超高熱能輸入焊接，其仍顯示出良好的HAZ韌性，此外材質各向異性少，低溫母材韌性也優異。能夠解決前述第一課題的本發明的HAZ韌性、母材韌性、延伸率及強度一延伸率平衡優異的厚鋼板(以下稱為本發明1的厚鋼板)，含有C:0.0300.10質量％、Si:1.0質量％以下(不含0%)、Mn:0.82.0質量％、P:0.03質量％以下(不含0%)、S:0.01質量°/。以下(不含0%)、Al:0.010.10質量％、Nb:0.035質量％以下(不含0%)、Ti:0.0150.03質量％、B:0.00100.0035質量。/o及N:0.00500.01質量％，還含有Cu:2.0質量°/。以下(含0%)、Ni:2.0質量％以下(含0%)、Cr:1質量％以下(含0%)、Mo:0.5質量°/。以下(含0%)及V:0.1質量％以下(含0%)，余量由Fe及不可避免的雜質構成，其具有如下幾點要旨殘留奧氏體的體積率為210%,島狀馬氏體(Martensite—Austeniteconstituent(MA))平均當量圓直徑為3.0|im以下，而且，滿足下式(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]表示鋼板中的各元素的含量(質量％))解決了前述第二課題的本發明的材質各向異性少，HAZ韌性和低溫母材韌性優異的厚鋼板(以下稱為本發明2的厚鋼板)，含有C:0.0300.10質量％、Si:1.0質量％以下(不含0°/。)、Mn:0.82.0質量％、P:0.03質量°/。以下(不含0°/。)、S:0.01質量％以下(不含0%)、Al:0.010.10質量％、Nb:0.035質量％以下(不含0%)、Ti:0.0150.03質量％、B:0.00100.0035質量。/o及N:0.00500.01質量％，此外，還含有Cu:2.0質量％以下(含0%)、Ni:2.0質量°/。以下(含0%)、Cr:I質量％以下(含0%)、Mo:0.5質量％以下(含0%)及V:0.1質量％以下(含0%)，余量由Fe及不可避免的雜質構成，其具有如下幾點要旨舊奧氏體晶粒的平均當量圓直徑為10(Him以下，且其扁平率(長徑/短徑)為2.5以下，而且滿足前述式(1)和(2).本發明1的厚鋼板和本發明2的厚鋼板的S域的溫度范圍，例如在40x:以下。在本發明1的厚鋼板和本發明2的厚鋼板中，在深t/4(t-板厚)的位置，優選Ti系碳氮化物的平均粒徑為43nm以下。本發明1的厚鋼板和本發明2的厚鋼板，還可以含有Ca:0.005質量%以下(不含0%)、Mg:0.005質量％以下(不含0%)、REM:0.01質量%以下(不含0%)、Zr:0.1質量％以下(不含0%)、Hf:0.05質量％以下(不含0%)、Co:2.5質量％以下(不含0%)、W:2.5質量％以下(不含0%)等。還有，在本說明書中"碳氮化物"是在也包含碳化物、氮化物的意思下使用。根據本發明1的厚鋼板或本發明2的厚鋼板，不僅分別單獨對各元素的量進行控制，而且還從X值、Ti/N比等的觀點出發，對各元素的相互的關系進行控制，而且在本發明1的厚鋼板中，還控制了殘留奧氏體(y)的體積率和島狀馬氏體(MA)的大小，因此能夠得到一種厚鋼板，即使進行超高熱能輸入焊接，其仍顯示出優異的HAZ韌性，并且母材韌性、延伸率及強度一延伸率平衡也優異，另外在本發明2的厚鋼板中，因為控制了舊奧氏體(Y)晶粒的大小和形態，所以能夠得到材質各向異性少，即使進行超高熱能輸入焊接仍顯示優異的HAZ韌性，且低溫母材韌性也優異的厚鋼板。圖1是表示HAZ韌性測定用的試驗片的采取位置的概略圖。圖2是基于第一實驗例的實驗No.33的結果，整理了X值和Ti系碳氮化物的平均粒徑的關系的曲線圖。圖3是基于第一實驗例的實驗No.133的結果，整理了X值和HAZ韌性(vE,)的關系的曲線圖。圖4是基于第一實驗例的實驗No.133的結果，整理了X值和母材韌性(vE-6Q)的關系的曲線圖。圖5是基于第一實驗例的實驗No.l32及No.5057的結果，整理了殘留奧氏體的體積率和強度一延伸率平衡的關系的曲線圖。圖6是基于第二實驗例的實驗No.l36的結果，整理了X值和Ti系碳氮化物的平均粒徑的關系的曲線圖。圖7是基于第二實驗例的實驗No.l36的結果，整理了X值和HAZ韌性(vE—4Q)的關系的曲線圖。圖8是基于第二實驗例的實驗No.136的結果，整理了X值和低溫母材韌性(vE—4Q)的關系的曲線圖。圖9是基于第二實驗例的實驗No.l35及No.5355的結果，整理了Y值士3(tc下的累積壓下率和舊奧氏體晶粒的粒徑的關系的曲線圖。圖10是基于第二實驗例的實驗No.l35及No.5355的結果，整理了Y值士3(tc下的累積壓下率和低溫母材韌性(vE—4o)的關系的曲線圖。圖11是基于第二實驗例的實驗No.159的結果，整理了舊奧氏體晶粒的扁平率和低溫母材韌性的各向異性(AvE-4。)的關系的曲線圖。具體實施例方式在本發明1的厚鋼板中，為了改善HAZ韌性及母材韌性(低溫韌性)而控制(A)X值、(B)Ti/N比，此外，為了不使母材韌性降低而提高延伸率，并提高強度一延伸率平衡而減少(C)殘留奧氏體，同時不使島狀馬氏體(MA)變大。以下依次進行說明。(A)X值X值是關于S域的溫度范圍的函數。對嘗試HAZ韌性的改善而達到此X值的原委進行說明。首先，本發明者們通過使Ti系碳氮化物微細化，嘗試在超高熱能輸入焊接下仍達成良好的HAZ韌性。現有的Ti系碳氮化物的分散狀態，如果鋼水凝固時的冷卻速度恒定，則認為僅通過Ti、N的添加平衡就能夠將其確定。但是本發明者們銳意研究的結果發現，通過使鋼的狀態圖中表示的S域的溫度范圍縮小，即使是相同的Ti、N添加量，也能夠使Ti系碳氮化物微細分散。前述所謂"5域"，意思是鋼的狀態圖中含有S鐵的區域。該"含S鐵的區域"除了只有s鐵的區域以外，還有5+y的二相區域等，也包括含有5鐵和其他狀態的區域。而且，所謂"5域的溫度范圍"指的是含有5鐵的溫度范圍(5域的上限溫度和下限溫度的差)。在特定組成的鋼中，例如在只有S鐵的溫度范圍和在5+y鐵的溫度范圍時，這些溫度范圍的合計為S域的溫度范圍。該S域的溫度范圍，能夠通過向綜合熱力學計算軟件(Thermo—calc，可以從CRC綜合研究所購買)輸入鋼板的化學成分組成而計算。在該S鐵中Ti的擴散速度快。5域的溫度范圍越大，5鐵存在的時間越長，Ti的擴散越推進，因此認為粗大的Ti系碳氮化物容易被形成。因此，研究通過調整化學成分組成而縮小S域的溫度范圍而使Ti系碳化物微細化。通過既以特定成分為基準，又僅僅改變l個化學成分量，同時重復Thermo—calc的計算，由此調査各化學成分對5域的溫度范圍的影響。基于該計算，確定了與3域的溫度范圍存在相關關系，作為化學成分組成的函數表示的X值(下式(3)):X值=500[(3]+32[Si]+8[Mn]一9[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]表示鋼板中的各元素的含量(質量％))確定X值的上式(3)中的系數，根據特定成分的鋼，對應于使各化學成分變化時的5域的溫度范圍的減少量。具體來說，例如[C]的系數的"500"，意思是使C量只增大0.01。/。時，根據Thermo—calc的計算，5域的溫度范圍減少約5t:。而且X值和5域的溫度范圍大體成反比關系(處于如果X值增大，則5域的溫度范圍減少這樣的關系)。而且，制造具有各種X值的鋼板并調查它們的特性時判明，通過使X值增大(通過縮小5域的溫度范圍)，可使Ti系碳氮化物微細化，且無論是低熱能輸入焊接還是超高熱能輸入焊接，HAZ韌性均提高。此外還了解到，或許因為使X值增大，Nb系碳氮化物微細化，所以鋼板的母材韌性(吸收能)也提高。因為Nb系碳氮化物以Ti系碳氮化物為核析出，所以通過使Ti系碳氮化物微細化，認為也可使Nb系碳氮化物微細化。因此在本發明的厚鋼板中，使X值的值滿足下式(2)。還有，雖然的意思如上述這樣解釋，但最重要的一點是X值與諸特性之間存在相關關系，無論如何解釋，只要滿足X值的均被本發明涵蓋。40《X值《160…(2)X值的范圍為40以上，優選為45以上，更優選為50以上。X值越大，Ti系碳氮化物越微細化，HAZ韌性及母材韌性越良好。但是若X值變大，則島狀馬氏體組織(Martenite—Austeniteconstituent(MA))增大，母材韌性反而劣化，另外延伸率也降低。因此X值為160以下，優選為100以下，更優選為75以下。(B)Ti/N比另外，在本發明的厚鋼板中，通過取得Ti量和N量的平衡，可改善HAZ韌性。具體來說就是滿足下式(1)。1.5《[Ti]/[N]《4…(1)(式中，[Ti]、[N]表示鋼板中的各元素的含量(質量％))若[Ti]/[N]超過4，則Ti系碳氮化物變得粗大，HAZ韌性降低。優選[Ti]/[N]為3.5以下。另外，相反如果[Ti]/[N]低于1.5，則由于過剩的N的影響，HAZ韌性降低。優選的[Ti]/[N]為2.0以上，更優選為2.5以上。從韌性的觀點出發，本發明的厚鋼板中的Ti系碳氮化物優選微細的。本發明的厚鋼板中的Ti系碳氮化物例如為43nm以下，優選為40nm以下，更優選為35nm以下。還有，本發明中的Ti系碳氮化物的平均粒徑的值，是以如下方式測定的值。首先，作為代表鋼板的熱過程的部分，對深度為t/4的位置(t=板厚)，用透射型電子顯微鏡(TEM)，以觀察倍率6萬倍以上(后述的實施例中為6萬倍)、觀察視野2.0X2.0pm以上(后述的實施例中為2.0X2.0|_im)、觀察處所5處以上(后述的實施例中為5處)的條件迸行觀察。然后測定此視野中的各碳氮化物的面積，根據該面積計算各碳氮化物的當量圓直徑。將各碳氮化物的當量圓直徑進行算術平均(相加平均)而得到的值，為本發明中的Ti系碳氮化物的平均粒徑。還有，辨別是否是Ti碳氮化物，根據構成各碳氮化物粒子的主體的成分來斷定。即，所謂Ti系碳氮化物，是指將除了碳和氮以外其余的元素的合計質量設為100%時，Ti的比例在50質量M以上。元素的量能夠通過能量分散型X射線檢測器(EDX)決定。還有，因為過于微細的碳氮化物不能進行測定，所以本發明中的所謂碳氮化物限定在當量圓直徑為5nm以上。(C)殘留奧氏體和島狀馬氏體組織(MA)厚鋼板如上述期望母材韌性(特別是低溫韌性)和HAZ韌性優異，但是特別是被用于建筑結構物和鋼結構物時，從提高抗震性的觀點出發，還要有均勻延伸率也優異。所謂均勻延伸率意思是達到開始局部收縮的延伸率，其成為鋼板變形時的穩定性的指標。還有，即使單純地提高均勻延伸率，這樣一來因為強度降低，所以并不能使抗震性提高。因此，均勻延伸率高，且強度一延伸率平衡(強度與延伸率的積)也優異很重要。還有在本發明的系中，因為均勻延伸率是總延伸率的約50°/。左右的值，所以在后述的實施例中以總延伸率來進行評價。為了提高均勻延伸率，也使強度一延伸率平衡提高，考慮增加鋼組織的殘留奧氏體(Y)量，但是一般來說，若增加殘留奧氏體量則島狀馬氏體(MA)也變大，因此母材韌性降低。在本發明中，因為采用了后述的特定的制造方法，所以既可防止島狀馬氏體(MA)的粗大化，又成功地增加了殘留奧氏體，能夠使母材韌性、延伸率及強度一延伸率平衡全部提殘留奧氏體的體積率為2%以上，優選為2.5%以上，更優選為3%以上。越加大殘留奧氏體的體積率，越能夠提高強度一延伸率平衡。但是若殘留奧氏體的體積率變得過大，則韌性和延伸率降低。因此殘留奧氏體的體積率為10%以下，優選為7%以下，更優選為5%以下。還有，殘留奧氏體的體積分率以如下方式測定。對于從鋼板的t/4(t=板厚)位置得到的試驗片進行鏡面研磨，通過X射線衍射，以立波特(liebert)法根據a—Fe(200)面與y—Fe(200)面的峰值強度比，通過計算求得理論強度比，從而求得殘留奧氏體分率。X射線衍射裝置使用理學電氣制"RAD—RU300"，革巴為Co，耙輸出為40kV、200mA。島狀馬氏體的平均當量圓直徑為3.(Him以下，優選為2.7nm以下，更優選為2.5pm以下。雖然不需要設定島狀馬氏體的平均當量圓直徑的下限，但是優選能夠容易達到的范圍，例如0.5pm以上，優選為1.0pm以上，更優選為1.5pm以上。島狀馬氏體(MA)的平均當量圓直徑的測定法如下。沿軋制方向切斷鋼板，對該切斷面的t/4(1=板厚)位置進行LePera腐蝕后，拍攝光學顯微鏡照片(觀察倍率1000倍，觀察視野50^imX50^im)(n數爿O)。用圖像分析裝置(MediaCybernetics制，Image—ProPlus)處理拍攝的照片，據此計算各島狀馬氏體的當量圓直徑，求得其算術平均(相加平均)。還有，本發明l的厚鋼板的組織，是以貝氏體為主體的組織，或以鐵素體和貝氏體為主體的組織。所謂主體是指以面積率計為70%以上，在其余的組織中，除了前述殘留奧氏體(Y)及島狀馬氏體(MA)以外，還含有珠光體、馬氏體、滲碳體等。其次，說明本發明2的厚鋼板，在本發明2的厚鋼板中，為了改善HAZ韌性及低溫母材韌性(吸收能)，而控制(A)X值，(B)Ti/N比，及(Dl)舊奧氏體粒徑，另外為了改善材質各向異性，而控制(D2)舊奧氏體晶粒的形態。關于規定(A)X值和(B)Ti/N比的理由與本發明1的厚鋼板的情況一樣，因此以下僅對(Dl)舊奧氏體粒徑、(D2)舊奧氏體晶粒的形態進行說明。(Dl)(D2)舊奧氏體晶粒的粒徑與扁平率在本發明2的厚鋼板中，使舊奧氏體晶粒的粒徑(平均當量圓直徑)為lOO)im以下，其扁平率(長徑/短徑)為2.5以下。舊奧氏體晶粒的粒徑的微細化對于低溫母材韌性(吸收能)的改善很重要。而且本發明的特征在于，使舊奧氏體晶粒的粒徑微細化，此外同時也抑制其扁平率以降低各向異性。通過使舊奧氏體晶粒微細化已知可根本改善母材韌性。為了使舊奧氏體晶粒微細化，一般進行低溫軋制。但是若迸行低溫軋制，則相變后的組織中發生各向異性，有材質各向異性變高的傾向。另一方面，為了減輕組織的各向異性，考慮以高溫進行軋制。例如在前述的專利文獻6中，通過減小95(TC以下的壓下率(換言之就是加大超過95(TC的軋制負荷)，從而減輕各向異性。另外在專利文獻7中也提出，在奧氏體未再結晶溫度域(實質上，大部分例子是約在95(TC以上)，實質上以約50%左右的壓下率進行軋制，從而減輕各向異性。但是，若進行高溫軋制，則這會使舊奧氏體晶粒粗大化，母材韌性劣化。為此，至今為止使舊奧氏體晶粒的微細化和其扁平率的抑制并立仍很困難有。在本發明中，因為采用了后述的特性的熱軋方法，所以既可使舊奧氏體晶粒微細化，同時又能夠抑制其扁平率。舊奧氏體晶粒的平均當量圓直徑優選為95pm以下，更優選為90|im以下。還有，雖然沒必要設定平均當量圓直徑的下限，但是優選能夠容易達到的范圍，例如4(Him以上，優選為60nm以上。另外，舊奧氏體晶粒的扁平率優選為2.0以下，最優異的情況也可以是1.8以下(特別是1.5以下)。雖然沒必要設定扁平率的下限，但是優選能夠容易達到的范圍，例如1以上，優選為1.1以上。還有，舊奧氏體晶粒的平均當量圓直徑及扁平率(長徑/短徑)的測定法如下。沿軋制方向切斷鋼板，對該切斷面的t/4(t-板厚)位置進行硝酸乙醇腐蝕后，拍攝光學顯微鏡照片(觀察倍率100倍，觀察視野600^imX800jim)(11數=10)。用圖像分析裝置(MediaCybernetics制，Image—ProPlus)處理拍攝的照片，據此求得平均當量圓直徑(pm)和扁平率。還有，前述扁平率作為各奧氏體晶粒的扁平率的算術平均(相加平均)而求得。如上述在本發明1的厚鋼板中，通過控制(A)X值、(B)Ti/N比、(c)殘留奧氏體(y)和島狀馬氏體組織(MA)等，從而改善HAZ韌性、母材韌性(低溫韌性)、延伸率、強度一延伸率平衡等，在本發明2的厚鋼板中，通過控制(A)X值、(B)Ti/N比、(D)舊奧氏體晶粒的粒徑和扁平率等，從而改善材質各向異性、HAZ韌性、低溫母材韌性(吸收能)。但是，為了有效地發揮這些效果，本發明1的厚鋼板和本發明2的厚鋼板的成分組成也很重要。本發明1的厚鋼板和本發明2的厚鋼板的成分組成及其限定理由如下。c是用于確保鋼板的強度所需要的元素，另外也是用于縮小鋼的狀態圖中的5域的溫度范圍有效的元素。Cg量低于0.030質量％時，將不能確保強度。另一方面，若(量超過0.10質量％，則HAZ韌性和母材韌性、延伸率劣化。因此，C量定為0.0300.10質量。/。。C量的優選下限為0.04質量％以上，更優選為0.05質量％以上。另外，C量的優選上限為0.08質量％以下，更優選為0.07質量。/。以下。Si是用于確保鋼板的強度有效的元素，為此優選添加0.01質量。/。以上。但是若過剩地添加Si，則HAZ韌性和母材韌性、延伸率降低，因此其上限需要為1.0質量％。Si量的優選下限為0.05質量％以上，更優選為0.10質量％以上。Si的優選上限為0.8質量。/。以下，更優選為0.6質量％以下，進一步優選為0.5質量％以下。Mn是使淬火性提高，確保鋼板的強度有效的元素。Mn量低于0.8質量％時，則無法充分發揮強度確保的作用。另一方面，若Mn量超過2.0質量％，則母材韌性和HAZ韌性降低。因此將Mn量定為0.82.0質量％。Mn量的優選下限為1.0質量％以上，更優選為1.5質量％以上。另一方面，Mn量的優選上限為1.8質量％以下，更優選為1.6質量％以下。[P:0.03質量°/。以下(不含0%)]作為雜質元素的P因為會對母材韌性和HAZ韌性造成不良影響，所以其量優選盡可能地少。因此P量為0.03質量％以下，優選為0.02質量％以下，更優選為0.01質量％以下。但是工業是很難使鋼中的P量達到0%。S形成MnS，是使延性降低的元素，特別是在高張力鋼板中不良影響變大，因此其量優選盡可能地少。因此S量為0.01質量°/。以下，優選為0.005質量％以下。但是在工業上很難使鋼中的S量達到0%。Nb使基材的淬火性提高，是用于提高鋼板的強度有效的元素。為了充分發揮這一效果，Nb優選為0.001質量％以上，更優選為0.003質量％以上，進一步優選為0.005質量％以上，特別優選為0.010質量％以上。但是，若過剩地添加Nb，則母材韌性和HAZ韌性降低，因此將其上限定為0.0035質量％。Nb量優選為0.025質量％，更優選為0.020質量％以下。Ti與N形成微細的氮化物，是通過抑制焊接時的HAZ的奧氏體晶粒的粗大化(所謂利用釘扎效果)而用于使HAZ韌性提高有效的元素。為了充分地發揮這樣的效果而添加Ti為0.015質量％以上。但是，若Ti量過剩，則HAZ韌性反而劣化，因此將Ti量的上限定為0.03質量。/。。Ti量優選為0.017質量％以上，更優選為0.020質量％以上、0.025質量°/。以下。[B:0.00100.0035質量％]B在超高熱能輸入焊接時，在HAZ、尤其是熔合部的附近，生成以BN為核的晶內鐵素體生成，并且還具有固定固溶N的作用，是改善HAZ韌性重要的元素。在本發明中，為發充分發揮其效果而使B比通常的厚鋼板中的含量多，使之含有0.0010質量％以上。但是，若B量過剩，則在超高熱能輸入焊接時會形成粗大的貝氏體組織，因此HAZ韌性反而劣化。因此將B量上限定為0.0035質量％。B量優選為0.0015質量％以上(特別優選0.0020質量％以上)，0.0030質量％以下(特別是0.0025質量和％以下)。N與Ti結合而形成微細的碳氮化物，在超高熱能輸入焊接時抑制奧氏體晶粒的粗大化，是具有提高HAZ韌性這一效果的元素。若N量過少，則無法充分發揮上述效果，因此將其下限定在0.0050質量％以上。另一方面，若N量過剩，則給母材韌性和HAZ韌性帶來不良影響，因此將其上限定為0.01質量％。N量的優選下限為0.006質量％以上，更優選為0.007質量％以上。另外，N量的優選上限為0.009質量％以下，更優選為0.008質量％以下。本發明的厚鋼板，含有上述各成分作為必須成分，但是根據需要，也可以進一步含有追加的成分。例如，本發明的厚鋼板，也可以在下述所示的范圍內含有Cu、Ni、Cr、Mo、V等第一追加成分。還有因為是任意成分，所以下限值設定為0%，但積極添加時下限值超過0%。另外這些Cu、Ni、Cr、Mo、V等可以單獨添加，也可以組合2種以上進行添加。Cu提高淬火性，是有助于強度提高的元素，能夠根據需要添加。另外認為其與C一樣使5域的溫度范圍縮小，具有使Ti系碳氮化物微細化的效果。為了充分地發揮這樣的效果，推薦Cu量優選為0.1質量。/。以上，更優選為0.2質量°/。以上，進一步優選為0.3質量％以上，特別優選0.4質量％以上。但是，若Cu量過剩，則HAZ韌性和母材韌性、延伸率有降低的傾向，因此將其上限定為2.0質量％。Cu量優選為1.0質量％以下，更優選為0.8質量％以下。[Ni:2.0質量％以下(含0%)]Ni也與Cu—樣，提高淬火性而有助于強度提高，是用于使S域的溫度范圍縮小的有效的元素，能夠根據需要添加。為了充分地發揮這樣的效果，推薦Ni量優選為0.2質量％以上，更優選為0.3質量％以上，特別優選0.4質量％以上。但是，若Ni量過剩，則HAZ韌性和母材韌性、延伸率有降低的傾向，因此將其上限定為2.0質量％。Ni量優選為1.0質量％以下，更優選為0.8質量％以下。Cr也與Cu—樣，是提高淬火性而有助于強度提高的元素，能夠根據需要添加。為了充分地發揮這樣的效果，推薦Cr量優選為0.2質量％以上，更優選為0.4質量％以上。但是，若Cr量過剩，則母材韌性和HAZ韌性降低，因此將其上限定為1質量％。Cr量的優選上限為0.8質量。/。。Mo除了的高淬火性而使強度提高以外，還是用于防止回火脆性有效的元素，能夠根據需要添加。為了充分地發揮這樣的效果，推薦Mo量優選為0.05質量％以上，更優選為0.10質量％以上。但是若Mo量過剩，則母材韌性和HAZ韌性劣化，因此將其上限定為0.5質量％以下。Mo量優選為0.3質量％以下。V是通過少量添加而具有提高淬火性和回火軟化阻抗效果的元素，能夠根據需要添加。為了充分地發揮這樣的效果，推薦V量優選為0.01質量％以上，更優選為0.02質量％以上。但是若V量過剩，則母材韌性和HAZ韌性劣化，因此將其上限定為0.1質量％。V量優選為0.05質量％以下。在本發明1的厚鋼板和本發明2的厚鋼板中，也可以根據需要進一步含有第二追加成分。添加第二追加成分時，使之組合及其添加量如下。(A)Ca:0.005質量°/。以下(不含0%)、Mg:0.005質量％以下(不含0%)及REM:0.01質量°/。以下(不含0%)之中的至少l種，(B)Zr:0.1質量％以下(不含0%)及/或Hf:0.05質量％以下(不含0%)，(C)Co:2,5質量％以下(不含0%)及/或W:2.5質量％以下(不含0%)。還有，前述(A)、(B)、(C)可以實施任意一項，也可以組合實施兩項以上。以下說明(A)、(B)、(C)的詳情。(A)關于Ca:0.005質量％以下、Mg:0.005質量％以下、及REM:0.01質量％以下(不含0%)之中的至少1種Ca、Mg及REM(稀土類元素)是具有提高HAZ韌性的效果的元素。詳細地說，Ca及REM具有使MnS球狀化的效果，換言之就是具有通過控制夾雜物的形態來降低各向異性的作用，從而使HAZ韌性提高。另一方面，Mg形成MgO，抑制HAZ的奧氏體晶粒的粗大化，從而使HAZ韌性提高。為了充分地發揮這樣的效果，優選使鋼板中含有Ca為0.0005質量％以上，Mg為0.0001質量％以上，REM為0.0005質量°/。以上。但是，若它們的量過剩，則反而使母材韌性和HAZ韌性劣化，因此Ca定為0.005質量％以下，Mg定為0.005質量％以下，REM定為0.01質量％以下。優選Ca為0.003質量％以下，Mg為0.0035質量％以下，REM為0.007質量%以下。(B)關于Zr:0.1質量。/。以下和/或Hf:0.05質量％以下Zr和Hf與Ti一樣形成氮化物，抑制焊接時的HAZ的奧氏體晶粒的粗大化，因此是對HAZ韌性的改善有效的元素。為了充分地發揮這樣的效果，推薦Zr量優選為0.001質量％以上，Hf量優選為0.0005質量％以上。但是，若它們的量過剩，則反而使母材韌性和HAZ韌性降低，因此含有它們時，將Zr量的上限定為0.1質量。/。，將Hf量的上限定為0.05質(C)關于Co:2.5質量°/。以下和/或W:2.5質量％以下Co和W使淬火性提高，是具有提高鋼板的強度效果的元素。為了充分地發揮這樣的效果，優選使兩者之一或雙方分別含有0.1質量％以上。但是若它們的量過剩，則母材韌性和HAZ韌性劣化，因此它們的量的上限分別定為2.5質量％。在本發明1的厚鋼板和本發明2的厚鋼板中，余量可以是Fe及不可避免的雜質。為了制造本發明的厚鋼板，概略是將滿足上述化學成分量、[Ti]/[N]及X值的要件的鋼，根據通常的熔煉法進行熔煉，冷卻此鋼水而成為板坯。若對鋼水的冷卻進行詳述，則本發明1的厚鋼板和本發明2的厚鋼板，因為是控制X值而縮小s域的溫度范圍，所以如果以通常的條件冷卻鋼水(例如以0.10.2。C/秒的冷卻速度冷卻150(TC至IIO(TC)而形成板坯，也能夠充分減小Ti系碳氮化物。但是，為了形成更微細的碳氮化物，則優選變更鑄造機的冷卻水量和冷卻方法，從而使凝固時的冷卻速度提高。其后，以通常的條件加熱(例如，加熱溫度9001300°C)，但是在此以后的工序中，因為本發明1的厚鋼板和本發明2的厚鋼板分別推薦的制造條件不同，所以對于各厚鋼板順次說明。首先是關于本發明1的厚鋼板，在前述加熱之后進行熱軋，之后需要以規定的方法進行淬火。還有，經淬火的鋼板根據需要也可以進行回火。熱軋的加熱溫度及終軋溫度能夠從通常的范圍中選擇。加熱溫度例如如前述，能夠從9001300。C左右(優選為950125(TC左右)的范圍進行設定，終軋溫度例如能夠從75095(TC左右(優選為75090(TC左右)的范圍進行設定。然后，在本發明1的厚鋼板的制造工序中最重要的是熱軋后的淬火方法。該淬火的實施是為了防止島狀馬氏體的粗大化，同時也是為了使殘留奧氏體增加。淬火方法大致分為2種(淬火法A，淬火法B)。淬火法A是是將熱軋過的鋼板，通過直接或離線等再加熱后，進行第一淬火，再加熱而進行第二淬火并回火的方法。淬火法B是將熱軋過的鋼板，通過直接或離線等再加熱后，在途中加速冷卻(稱為第一加速冷卻)，一旦放緩冷卻后，再度加速冷卻(稱為第二加速冷卻)的方法。淬火法A和淬火法B的詳細條件如下。(A)淬火法A在淬火法A的第一淬火中，冷卻開始溫度為750'C以上，優選為800t:以上，更優選為85(TC以上。若冷卻開始溫度過低，則淬火不充分。第一淬火的冷卻停止溫度與通常的淬火一樣，例如為20(TC以下。第二淬火的冷卻開始溫度為85(TC以下(優選為80(TC以下，更優選為75(TC以下)，在變成鐵素體一奧氏體的2相的溫度以上(例如70(TC以上)。若冷卻開始溫度過高，則殘留奧氏體粗大化。另一方面，若冷卻開始溫度過低，則無法從2相域淬火，殘留奧氏體不足，強度一延伸率平衡劣化。第二淬火的冷卻停止溫度例如為20(TC以下。在第一淬火及第二淬火的任意一種中，冷卻速度均與通常的淬火一樣，例如為rc/秒以上，優選為3t:/秒以上，更優選為5t:/秒以上。在此淬火法A中，第二淬火的再加熱溫度也很重要。再加熱溫度例靈為70090(TC左右，優選為72085(TC左右。若再加熱溫度過低，則冷卻開始溫度變得過低。另外若再加熱溫度過高，則至冷卻開始會過于費時，殘留奧氏體不足，并且島狀馬氏體(MA)粗大化。關于保持時間為15分鐘以上。回火條件能夠在通常的范圍內設定，例如以40060(TC保持1030分鐘后進行冷卻。(B)淬火法B在淬火法B的第一加速冷卻中，冷卻開始溫度為90(TC以下(優選為85(TC以下，更優選為80(TC以下)，700。C以上(優選為750。C以上，更優選為80(TC以上)。第一加速冷卻的冷卻停止溫度為750。C以下(優選為700。C以下，更優選為650。C以下)，55(TC以上(優選為600°C以上)。若冷卻停止溫度過高，則殘留奧氏體不足，另一方面島狀馬氏體(MA)粗大化。另一方面，若冷卻停止溫度過低，則殘留奧氏體不足。還有，第一加速冷卻的冷卻速度，與通常的淬火的冷卻速度相同，例如為rc/秒以上，優選為3'C/秒以上，更優選為5'C/秒以上。若冷卻速度太慢，則實質上將無法進行第一加速冷卻，C向未相變奧氏體的富化過多，相變為珠光體和滲碳體，因此殘留奧氏體不足。第一加速冷卻結束后，至第二加速冷卻開始之間，可以進行等溫保持，也可以進行緩慢地冷卻(例如冷卻速度低于rc/秒(空冷等))。第一加速冷卻結束后，至第二加速冷卻開始時時間(以下稱為時間間隔(interval)),例如為20130秒左右，優選為30100秒左右，更優選為4080秒左右。若時間間隔過短，則鐵素體過少，C向未相變奧氏體的富化不充分，殘留奧氏體不足。另夕卜，相反地若時間間隔過長，則C向未相變奧氏體的富化過多，相變為珠光體和滲碳體，因此殘留奧氏體不足。第二加速冷卻的開始溫度為70(TC以下(優選為65(TC以下，更優選為630。C以下)，550。C以上(優選為600。C以上，更優選為620°C以上)。另外第二加速冷卻的冷卻停止溫度為40(TC以下，優選為30(TC以下，更優選為20(TC以下。若冷卻停止溫度過高，則實質上將無法進行第二加速冷卻，殘留奧氏體不足。第二加速冷卻的冷卻速度與第一加速冷卻一樣。還有，在淬火法B中，也可以在第二加速冷卻結束后進行回火。回火條件與淬火法A相同。其次，對于本發明2的厚鋼板的制造方法進行說明。與本發明1的厚鋼板的情況相同，以通常的條件加熱板坯(例如加熱溫度9501300°C左右)，但其后是以規定的方法經熱軋而制造。還有，熱軋后可以放冷，也可以加速冷卻。另外，其后根據需要也可以淬火、回火。本發明2的厚鋼板的制造工序中最重要的是熱軋條件。在本發明的熱軋中，使Y值士3(TC之間的壓下率累積為40°/。以上(例如為4060%左右)，并且將Y值土3(TC之間的軋制的各道間時間控制為510秒，并且將低于Y值一3CTC的溫度范圍的壓下率累積抑制在10%以下。還有，在Y值+3(TC以下進行實質性的軋制，而抑制低于Y值一30'C的軋制，由此能夠防止舊奧氏體晶粒的扁平化。然后在Y值一3(TC以上、Y值+3(TC以下進行實質性的軋制時，如果是通常方法則舊奧氏體晶粒粗大化，但是在本發明中，因為控制了各道間時間，所以能夠使舊奧氏體晶粒微細化。道間時間短或長都會導致舊奧氏體晶粒粗大化。還有，所謂道間時間，是指前軋道的行進方向后端在軋制時與本軋道的行進方向后端在軋制時的時間差。另外，Y值+3(TC以上的累積壓下率未特別限定，例如能夠從080%左右的范圍中適宜設定。Y值如上述，是對舊奧氏體晶粒的扁平化有影響的值。該Y值根據下式求得。Y值750+4000[Nb]+32600[B]十250[Mo]+400[V](式中，[Nb]、[B]、[Mo]、[V]表示鋼板中的各元素的含量(質量%))達到所述Y值的理由如下。即對于規定化學成分的鋼板，從其t/4位置采取直徑8mmX長12mm的試驗片，設置在加工熱模擬(formaster)試驗機上，加熱到溫度IIO(TC后，急冷至規定的試驗溫度，以該試驗溫度進行6軋道(各軋道的相當應變為0.2)的加工。以每2(TC的間距變更試驗溫度(最高值為IOO(TC，最低值為700°C)，求得奧氏體扁平化開始的試驗溫度(具體來說就是舊奧氏體晶粒的扁平率達到2.0以上的試驗溫度)。使鋼板的化學成分進行種種變更，調査化學成分對于奧氏體扁平化開始的溫度(為Y值)造成的影響，進行重回歸計算求得各成分的系數。本發明的厚鋼板，遵循JIS的厚鋼板的定義，板厚為3.0mm以上，但是優選具有要求10kJ/mm以上的輸入熱能(特別是超高熱能輸入)的焊接的這種厚度。要求有10kJ/mm以上的輸入熱能(特別是超高熱能輸入)的板厚，例如為20mm以上，更優選為40mm以上，特別優選60mm以上。根據本發明，即使進行超高熱能輸入焊接仍顯示出良好的HAZ韌性，因此即使加厚鋼板，也能夠不降低HAZ韌性地進行焊接。實施例以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但是本發明當然不受下述實施例的限制，在能夠符合前、后述的宗旨的范圍內當然可以適當地加以變更實施，這些均包含在本發明的技術范圍內。第一實驗例(關于本發明1的厚鋼板的實驗例)實驗No.160將表13所示的組成的鋼根據通常的熔煉法進行熔煉，冷卻該鋼水(從150(TC至IIO(TC的冷卻速度0.12.(TC/秒)，得到板坯(板坯厚度=270mm)。將該板坯以表45所示的制造方法進行熱軋及淬火，由此得到厚60mm的鋼板。還有，表4顯示淬火法A的條件，表5顯示淬火法B的條件。根據鋼板的化學成分組成計算的[Ti]/[N]及X值，和由Thermo-calc計算的5域溫度范圍的值(表中記述為"5域")顯示在表13中。另外對于上述這樣制造的鋼板，按前述的要領，調查其殘留奧氏體的體積率、島狀馬氏體(MA)的當量圓直徑、以及Ti碳氮化物的平均粒徑(當量圓直徑)。另外按下述要領，測定鋼板的抗拉強度、總延伸率、靭性(YE,)及HAZ韌性。這些結果顯示在表67中。(抗拉強度，總延伸率)在深度t/4的位置(t板厚)，使試驗片的長度方向為鋼板的板寬方向(C方向)采取JIS4號試驗片，進行拉伸試驗，由此測定抗拉強度及總延伸率。抗拉強度為490MPa以上、總延伸率為30%以上、強度一延伸率平衡(強度與延伸率的積)為20000MPa。/。以上的為合格。(母材韌性)在深度t/4的位置(t-板厚)，使試驗片的長度方向為鋼板的軋制方向(L方向)，采取JISZ2242規定的V切口標準試驗片，以一60。C進行擺錘沖擊試驗(沖擊刃半徑2mm)，測定吸收能(vE-6q)。vE—6G為100J以上的為合格。(HAZ韌性)對于板厚60mm鋼板，以輸入熱能40kJ/mm進行氣電焊。從圖1所示的t/2部(t—反厚)采取JISZ2242規定的V切口標準試驗征(切口位置為距熔合部0.5mmHAZ側)，以一4(TC進行擺錘沖擊試驗(沖擊刃半徑2mm)，測定吸收能(vE一40)。vE_40為200J以上的為合格。<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>※空欄表示沒有添加表2<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>※空欄表示沒有添加表3<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>另外，基于滿足本發明的成分范圍的實驗No.133的結果，整理X值、Ti系碳氮化物的平均粒徑、HAZ韌性(vE—4o)、母材韌性的關系。結果顯示在圖24中。此外基于滿足本發明的成分范圍和X值的實驗No.132及No.5057的結果，整理殘留奧氏體的體積率和強度一延伸率平衡的關系。結果顯示在圖5中。如圖24所表明的，通過加大X值，能夠減小Ti系碳氮化物的平均粒徑，能夠改善HAZ韌性(vE—4o)和母材韌性(vE—6Q)。另外由圖5可知，通過加大殘留奧氏體的體積率，能夠改善強度一延伸率平衡。此外，與實驗No.5860的對比可知，通過減小島狀馬氏體(MA)的當量圓直徑，能夠防止母材韌性(vE-6Q)的劣化(實驗No.132)。第二實驗例(關于本發明2的厚鋼板的實驗例)No.159將表810所示的組成的鋼根據通常的熔煉法進行熔煉，冷卻該鋼水(從150(TC至110(TC的冷卻速度0.12.0。C/秒)，得到板坯(板坯厚度=270mm)。將該板坯加熱至IIO(TC后，熱軋至厚60mm。在該熱軋中，以表1112所示的累積壓下率壓下Y值士3(TC的范圍及低于Y值一3(TC的范圍，此外Y值土3(TC的范圍的各道間時間如表U12所示。熱軋結束后放冷。根據鋼板的化學成分組成計算的[Ti]/[N]和X值，由Thermo-calc計算的5域溫度范圍的值(表中記述為"5域")以及Y值顯示在表810中。另外對于如上述這樣制造的鋼板，按前述的要領，調查其殘留奧氏體晶粒的粒徑及扁平率，以及Ti碳氮化物的平均粒徑。另外按下述要領，測定鋼板的抗拉強度、母材韌性(低溫韌性)和HAZ韌性。這些結果顯示在表1112中。(抗拉強度)在深度t/4的位置({=板厚)，使試驗片的長度方向為鋼板的板寬方向(C方向)采取JIS4號試驗片，進行拉伸試驗，由此測定抗拉強度。抗拉強度為440MPa以上的為合格。(母材韌性)在深度t/4的位置(1=板厚)，使試驗片的長度方向為鋼板的軋制方向(L方向)，采取JISZ2242規定的V切口標準試驗片，以一40"C進行擺錘沖擊試驗(沖擊刃半徑2mm)，測定吸收能(vE—4Q)。L方向有吸收能為200J以上，L方向與C方向之間的吸收能量差為90J以下的為合格。(HAZ韌性)對于板厚60mm鋼板，以輸入熱能40kJ/mm進行窄間隙立向氣電焊(SEGARC)。與第一實施例的情況相同，從圖l所示的t/2部(t—反厚)采取JISZ2242規定的V切口標準試驗征(切口位置為距瑢合部0.5mmHAZ側)，以一40。C進行擺錘沖擊試驗(沖擊刃半徑2mm)，測定吸收能(vE—4Q)。吸收能為200J以上的為合格。<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage33</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>表ll<table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table>表12<table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table>另外，基于滿足本發明的成分范圍的實驗No.136的結果，整理X值、Ti系碳氮化物的平均粒徑、HAZ韌性(vE—4Q)及低溫母材韌性的關系。結果顯示在圖68中。此外基于滿足本發明的成分范圍和X值的實驗No.135及No.5355的結果，整理Y值士3(TC下的累積壓下率、舊奧氏體晶粒的粒徑及低溫母材韌性(vE-4。)的關系。結果顯示在圖910中。另外基于No.159的結果，整理舊奧氏體晶粒的扁平率和低溫母材200810091817.9說明書第34/34頁韌性的各向異性(AvE—4。)的關系。結果顯示在圖11中。如圖68所表明的，在X值為40以上的實驗No.135的示例中，能夠減小Ti系碳氮化物的平均粒徑，能夠改善HAZ韌性(vE-4())。另外在X值在40以上的實驗例No.135的示例中，或許因為也能夠使Nb系碳氮化物微細化，所以還能夠改善低溫母材韌性(vE-4())。此外，如圖910所表明的，在Y值土3(TC下的累積壓下率累積40。/。以上的實驗No.135的示例中，能夠使舊奧氏體晶粒微細，從而能夠改善低溫母材韌性(VE-4C)。此外如圖ll所表明的，在舊奧氏體晶粒的扁平率為2.5以下的實驗例No.135的示例中，能夠減輕各向異性。相對于此，實驗No.36、51、52為X值過小的例子，低溫母材韌性(vE—4。)及HAZ韌性惡化。No.50其X值過大，低溫母材韌性(vE—4Q)及HAZ韌性惡化。No.3749因為成分范圍和Ti/N比不適當，所以低溫母材韌性(vE—4o)及HAZ韌性劣化。No.5355其Y值土3(TC下的累積壓下率低，其結果是實質性的軋制溫度超過Y值+3(TC，舊奧氏體晶粒粗大化，低溫母材韌性(vE—4Q)劣化。No.5657因為低于Y值一30。C的累積壓下率大，所以舊奧氏體晶粒扁平，各向異性大。No.58和59其對Y值土30'C之間進行軋制時的道間時間不適當，舊奧氏體晶粒粗大化，低溫母材韌性劣化。產業上的利用可能性本發明1的厚鋼板的抗拉強度級，例如為490MPa以上，優選為540MPa以上，最優選的情況還能夠提供590MPa以上的厚鋼板。本發明2的厚鋼板的抗拉強度級，例如為440MPa以上，優選為490MPa以上，更優選為540MPa以上，最優選的情況還能夠提供590MPa以上的厚鋼板。本發明1的厚鋼板和本發明2的厚鋼板，例如能夠適用于船舶和海洋結構物等的焊接結構物，特別是抗拉強度優異的高張力鋼板，適于大型的集裝箱船等的制造。權利要求1.一種HAZ韌性優異的厚鋼板，其特征在于，含有C0.030～0.10質量％、Si1.0質量％以下但不含0質量％、Mn0.8～2.0質量％、P0.03質量％以下但不含0質量％、S0.01質量％以下但不含0質量％、Al0.01～0.10質量％、Nb0.035質量％以下但不含0質量％、Ti0.015～0.03質量％、B0.0010～0.0035質量％、及N0.0050～0.01質量％，還含有Cu0％～2.0質量％、Ni0％～2.0質量％、Cr0％～1質量％、Mo0％～0.5質量％、及V0％～0.1質量％，余量由Fe及不可避免的雜質構成，并且，殘留奧氏體的體積率為2～10％，島狀馬氏體MA的平均當量圓直徑為3.0μm以下，而且，滿足下式(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]表示鋼板中的各元素的質量百分比含量。2.—種HAZ韌性優異的厚鋼板，其特征在于，含有C:0.0300.10質量％、Si:1.0質量％以下但不含0質量％、Mn:0.82.0質量％、P:0.03質量％以下但不含0質量％、S:0.01質量％以下但不含0質量％、Al:0.010.10質量％、Nb:0.035質量％以下但不含0質量％、Th0.0150.03質量％、B:0.00100.0035質量％、及N:0.00500.01質量％，還含有Cu:0%2.0質量％、Ni:0%2.0質量％、Cr:0%1質量%、Mo:0%0.5質量％、及V:0%0.1質量％，余量由Fe及不可避免的雜質構成，舊奧氏體晶粒的平均當量圓直徑為100pm以下，并且，作為其長徑與短徑之比的扁平率為2.5以下，而且，滿足下式(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]一25[Mo]—34[V]式中，[Ti]、[N]、[C]、[Si]、[Mn]、[Nb]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]表示鋼板中的各元素的質量百分比含量。3.根據權利要求1或2所述的厚鋼板，其特征在于，S域的溫度范圍為4(TC以下。4.根據權利要求1或2所述的厚鋼板，其特征在于，在深度為t/4的位置，Ti系碳氮化物的平均粒徑為43nm以下，其中，t為板厚。5.根據權利要求1或2所述的厚鋼板，其特征在于，還含有從Ca:0.005質量°/。以下但不含0質量％、Mg:0.005質量％以下但不含0質量％、及REM:0.01質量％以下但不含0質量％中選岀的至少一種。6.根據權利要求1或2所述的厚鋼板，其特征在于，還含有Zr:0.1質量％以下但不含0質量％及/或Hf:0.05質量％以下但不含0質量％。7.根據權利要求1或2所述的厚鋼板，其特征在于，還含有Co:2.5質量％以下但不含0質量％及/或W:2.5質量％以下但不含0質量％。全文摘要提供一種即使進行40kJ/mm以上的超高熱能輸入焊接仍顯示出良好的HAZ韌性，此外母材韌性、延伸率、強度—延伸率平衡也優異的厚鋼板，或者材質各向異性和低溫母材韌性也優異的厚鋼板。厚鋼板含有C0.030～0.10％、Si1.0％以下、Mn0.8～2.0％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.01～0.10％、Nb0.035％以下、Ti0.015～0.03％、B0.0010～0.0035％、N0.0050～0.01％、Cu0～2.0％、Ni0～2.0％、Cr0～1％、Mo0～0.5％及V0～0.1％，且滿足下式(1)及(2)，1.5≤[Ti]/[N]≤4…(1)，40≤X值≤160…(2)，滿足殘留奧氏體的面積率為2～10％，島狀馬氏體(MA)平均當量圓直徑為3.0μm以下，或者滿足舊奧氏體晶粒的平均當量圓直徑為100μm以下，并且其扁平率(長徑/短徑)為2.5以下。文檔編號C22C38/58GK101285159SQ20081009181公開日2008年10月15日申請日期2008年4月3日優先權日2007年4月9日發明者岡崎喜臣,高岡宏行申請人:株式會社神戶制鋼所