专利名称：：剪切性优异的高热能输入焊接用厚钢板的制作方法
技术领域：
：本发明涉及例如适用于船舶和海洋结构物等的焊接结构物的厚钢板，尤其是涉及高热能输入焊接后的热影响部(HeatAffectedZone:HAZ)的韧性优异，并且剪切性也优异的厚钢板。
背景技术：
：近年来，例如集装箱船等的大型化推进，板厚40mm以上的厚钢板被使用。为了高效率地焊接这样的厚钢板，就要求进行输入热量为40kJ/mm以上的这种高热能输入焊接或超高热能输入焊接(以下由"高热能输入焊接"代表)。然而，若进行高热能输入焊接，则HAZ被加热到高温的奥氏体区域之后又被徐冷，因此该组织粗大化，存在HAZ韧性显著劣化这样的问题。由此，历来都不得不限制焊接输入热量。为了在这样的高热能输入焊接下达成良好的HAZ韧性，例如专利文献1提出，使厚钢板中的C含量降低，并且限制不可避免混入的P的含量，此外再将Nb和B的含量控制在适当的范围内。另外，专利文献2是使存在于焊接用钢中的TiN系夹杂物之中积极地含有Nb，从而抑制粗大铁素体的生成。然而在这些技术中，TiN不足或TiN充足时，该TiN都会粗大化，来自CaO氧化物的钉轧效果不充分，因此HAZ韧性的还有进一步改善的余地。另外，关于后述的母材钢板的剪切性也没有考虑。专处文献3提出，使钢材中比较大量地含有N，且适当控制Ti和B的含量。然而在这一技术中，TiN和BN的析出量不充分，也不够微细，另外由于不添加Nb致使淬火性低，因此铁素体变得粗大，所以HAZ韧性的还有进一步改善的余地。另外，关于后述的母材钢板的剪切性也没有考虑。另一方面，通过热轧被轧制成规定板厚的厚钢板，由冷却床冷却后被进行测量作业，测量过的厚钢板将被切断成规定尺寸的宽度和长度。而且，该切断其进行是利用剪断机的切断和气体切断。通常，对板厚比50mm左右的薄的厚钢板用剪断机切断，对板厚比50mm左右厚的厚钢板则进行气体切断，但是作为所述剪断机，有切断厚钢板的顶部和低部的剪切机，切断耳部的切边机(sideshear)、将厚钢板的宽度方向一分为二的切断机(slitter)、将长度方向切断成规定的尺寸的切头机(endshears)等，使厚钢板通过由这些切断机构成的切断线，其将成为规定的尺寸。在上述这样的剪断工序中发生的钢板切断面的不良，已知有毛刺、翘起(力二'J)、机械裂纹、切口、分层，当这些发生或变大时，则不能直接作为制品使用，而是需要磨床研磨等的修整和再切断，这将招致成品率的降低和制造成本的上升。作为上述这样的切断面不良的对策，至今为止有各种提案。作为这一技术，例如在专利文献l中提出，这些切断面不良由剪断机的设备的条件决定的程度很大，从而将剪断机的设备条件管理在适当值。另外，在专利文献4中作为减少毛刺的方法，公开有预热包括切断线在内的切头部之后，再利用剪断机切断的方法。本发明者们根据对现有的技术进行研究时确认，即使是适当管理剪断机的设备条件，作为机械结构用、建筑土木或管道钢管用所适用的这种抗拉强度为550MPa以上的高韧性高强度厚钢板的断裂面中，虽然发生频度少，但是仍有沿着板厚中心部发生的裂纹(以下称为"剪切裂纹")。适用于上述这样各种用途的厚钢板，需要在短期内大量生产，不用预热便可由剪断机切断。有剪切裂纹发生时，必须通过离线的气体切断进行再切断，以除去裂纹部分，不得已会造成大幅的工期延长和制造成本的增加。然而，至今为止的实际情况是，能够有效防止这种剪切裂纹的技术尚未确立。作为防止剪切裂纹的技术，例如在专利文献5中提出有通过使轧制后的冷却速度增大(加速冷却)，从而调整钢材中的偏析以改善剪切性的技术，但是因为实施高速冷却，所以存在能够制造的强度范围受限的问题，作为针对剪切裂纹的对策不够充分。专利文献1特开2003-166033号公报专利文献2特开2004-218010号公报专利文献3特开2005-200716号公报专利文献4特开平6-190627号公报专利文献5特开2001-26821号公报非专利文献1"铁钢便览第3巻in(1)轧制基础.钢板"(日本铁钢协会编，第3版，第285页)
发明内容本发明在这种状况下而做，其目的在于，提供一种在高热能够输入焊接下显示出良好的HAZ韧性，并且即使用剪断机切断时，也不会发生剪切裂纹的剪切性优异的厚钢板。能够达成上述目的的所述本发明的厚钢板，具有如下几点要旨分别含有C:0.0300.15%(质量％的意思，下同)、Si:1.0%以下(不含0%)、Mn:0.82.0%、P:0.03%以下(不含0%)、S:0.01%以下(不含0%)、Al:0.010.10%、Ti:0.0150.03%、B:0.00100.0035%、N:0.00500.01%、Ca:0.005%以下(不含0%)、0:0.01%以下(不含0%)，并且是满足下式(1)和(2)的厚钢板，且有贝氏体分率为95面积％以上的组织，贝氏体的块尺寸的平均当量圆直径为40pm以下，并且贝氏体的块尺寸的最大当量圆直径与所述平均当量圆直径的差为40Mm以下。还有，上述所谓"当量圆直径"，是着眼于贝氏体*块的大小，求得与其面积相等的状态下假定的圆的直径。1.5《[Ti]/[N]《4.0…(1)40《X值《160…(2)X值=500[C]+32[Si]+8[Mn]_9[Nb]+14[Cu]+17[Ni]一5[Cr]—25[Mo]—34[V](式中，[]表示各元素的含量(质量％)。)在本发明的厚钢板中，从良好的低温韧性和HAZ韧性的观点出发，优选满足如下等的要件(a)S域的温度范围为4(TC以下；(b)在深度t/4的位置(1=板厚)，Ti系碳'氮化物的平均粒径为43nm以下。还有，所谓"Ti系碳氮化物"也包括含有Ti的碳化物、氮化物和碳氮化物的任意一种的宗旨。本发明的厚钢板，其基本是分别含有所述的C、Si、Mn、P、S、AI、Ti、B、N、Ca、O，并且是满足所述(1)式和(2)式的厚钢板，余量由Fe和不可避免的杂质构成。但是，根据需要，再含有如下等元素也有用(a)Nb:0.035%以下(不含0%);(b)Cu:2.0%以下(不含0%)、Ni:2.0°/。以下(不含0°/。)禾BCr:2.0%以下(不含0%)之中的1种以上；(c)Mo:1.0%以下(不含0%);(d)V:0.1%以下(不含0%);(e)Mg、Sr、Ba之中的l种以上合计0.01%以下(不含0%);(f)稀土类元素0.01%以下(不含0%);(g)Zr、Ta和Hf之中的1种以上合计0.05%以下(不含0%);(h)Co:2.5%以下(不含0%)和/或W:2.5%以下(不含0%)，根据所含有的成分，钢板的特性得到进一步改善。根据本发明，通过将各成分的量和组织纳入适当的范围内，并且调整化学成分组成，使之满足上式(1)和(2)，且适当地控制贝氏体的块尺寸的平均当量圆直径、和贝氏体的块尺寸的最大当量圆直径与所述平均当量圆直径的差，由此能够实现在高热能输入焊接下仍显示出优异的HAZ韧性，并且剪切性也优异的厚钢板。图1是表示提取HAZ韧性(vE-4o)测定用的试验片的位置的概略图。具体实施例方式本发明者们，通过使Ti系碳*氮化物微细化，尝试在高热能输入焊接下仍达成良好的HAZ韧性。现有的Ti系碳'氮化物的分散状态，被认为如果钢水凝固时的冷却速度一定，则只由Ti、N的添加平衡来决定。但是本发明者们锐意研究的结果发现，通过縮小在钢的状态图中所表示的5域的温度范围，即使在相同的Ti、N添加量下，也能够使Ti系碳'氮化物微细分散。规定上述(2)式的关系的X值，是关于S域的温度范围的函数。本发明者们试图改善HAZ韧性而发现了上述(2)式的关系，但首先对其原委进行说明。上述所谓"S域"，意思是在钢的状态图中含有S铁的区域。该"含有5铁的区域"，除了只有5铁的区域以外，也包括含有S+y的2相域等S铁以外的状态的区域。而且所谓"S域的温度范围"，是指含有S铁的温度范围(3域的上限温度和下限温度的差)。在此，在特定组成的钢中，例如存在只有5铁的温度范围和5+y铁的温度范围时，这些温度范围的合计为5域的温度范围。该5域的温度范围，能够通过将钢板的化学成分组成输入综合热力学计算软件(Thermo-calc，可以从CRC综合研究所购买)来进行计算。在该S铁中，因为Ti的扩散速度快，所以5域的温度范围宽，这地则认为5铁存在的时间长，粗大的Ti系碳，氮化物容易被形成。因此，对于通过调整化学成分组成而缩小S域的温度范围，以使Ti系碳，氮化物微细化进行研究。为此，通过Thermo-calc的计算，以特定成分为基准只变更公学成分量的l个，由此调查各化学成分对S域的温度范围的影响。根据这一研究，确实了与S域的温度范围存在相关关系，由化学成分组成的函数表示的X值X值=500[C]+32[Si]+8[Mn]—9[Nb]+14[Cu]+17[Ni]一5[Cr]—25[Mo]—34[V](式中，[]表示各元素的含量(质量％)。)X值在上述式中的系数，来自特定成分的钢，其对应于使各化学成分变化时的5域的温度范围的变化量。具体来说，例如[C]的系数的"500"，意思是使C量增大0.01。/。时，通过Thermo-calc的计算，5域的温度范围约减少5。C。而且X值和S域的温度范围大体处于反比较的关系(如果X值增大，则5域的温度范围减少这样的关系)。还有，在规定上述X值的元素之中，除了本发明的厚钢板的基本成分(C、Si、Mn)以外，还含有根据需要的含有的元素(Nb、Cu、Ni、Cr、Mo、V等)，但不含这些元素时，则取消这些项目来计算X值，当含有这些元素时，则根据上式计算X值即可。基于这样的考虑，制造具有各种X值的钢板并进行调查时发现，通过使X值增大，能够使Ti系碳'氮化物的平均粒径微细化，能够使HAZ韧性提高。而且发现，通过使X值增大，钢板的低温韧性也有所提高。这一现象被推定是由于Ti系碳氮化物的平均粒径减小。如此，本发明的厚钢板，在其化学成分组成满足下式(2):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，[]表示各元素的含量(质量％)。)这一点上具有重大特征。但是，并不受上述这样的推定理由(5域的温度范围的减少带来的碳*氮化物的平均粒径的减小，平均粒径的减小带来的HAZ韧性和低温韧性的提高等)限制，本发明的范围由专利权利要求的范围决定。即，满足专利权利要^t的范围中规定的构成要件的厚钢板，包含在本发明的范围内。如果各化学成分量在适当范围内，则X值越大，Ti系碳，氮化物的平均粒径和HAZ韧性以及母材韧性越提高。该X值的下限为40(优选为45，更优选为50)。X值的上限由各化学成分的适当量决定，为160(优选为100以下，更优选为75以下)。从硬质相MA组织(马氏体一奥氏体的混合组织)的生成抑制的观点出发，X值的优选上限为75。在本发明的厚钢板中，通过调整化学成分而使X值为40以上，从而使Ti系碳'氮化物微细。但是，若Ti含量和N含量的平衡被打破，则钢板的韧性、特别是HAZ劣化。具体来说，当Ti含量[Ti]和N含量[N]的比([Ti]/[N])超过4.0时，Ti系碳'氮化物变得粗大，HAZ韧性降低。反之如果低于1.5，则由于过剩N的影响，致使低温韧性和HAZ韧性降低。因此在本发明的厚钢板中，除规定X值的上述(2)式以外，满足下式(l):1.5《[Ti]/[N]《4.0…(1)，以此方式实现Ti含量[Ti]和N含量[N]的平衡也是特征之一。该[Ti]/[N]的优选下限为2.0，优选上限为3.5。从韧性的观点出发，优选本发明的厚钢板中的Ti系碳，氮化物微细。因此本发明的厚钢板中的Ti系碳氮化物优选为43nm以下，更优选为40nm以下，进一步优选为35nm以下。本发明的Ti系碳，氮化物的平均粒径的值是以如下方式测定的值。首先，作为代表钢板的热过程的部分，用透射型电子显微镜(TEM)，以观察倍率6万倍以上、观察视野2.0pmX2.0jam以上，观察处所5处以上的条件，观察深t/4的位置(t-板厚)。然后，测定此视野中的各碳.氮化物的面积，由该面积计算各碳*氮化物的当量圆直径。将此各碳*氮化物的当量圆直径算术平均而得到的值为本发明的Ti系碳*氮化物的平均粒径。还有，判别是不是Ti系碳氮化物，根据构成各碳氮化物粒子的主体的成分确定。S卩，所谓"Ti系碳'氮化物"，说的是将除去碳和氮的余量元素的合计质量设为100%时，Ti的比较为50质量。/。以上。元素的量能够由能量色散型X射线检测仪(EDX)决定。但是，因为过于微细的碳镇化物不能测定，所以本发明中的"Ti系碳氮化物"限定在5nm以上。在厚钢板中，如上述除了HAZ韧性良好以外，还要求剪切性优异。若存在剪切后的切断面的不良，则不能直接作为制品使用，需要用磨床等整修和再切断，将招致成品率的降低和制造成本的上升。本发明者们从一并达成剪切性的提高这一观点出发，也反复进行了研究。其结果发现，如果使厚钢板的组织为贝氏体主体(贝氏体分率为95面积％以上)，并且进行着眼于贝氏体的块尺寸(以下表述为"贝氏体'块尺寸")的组织控制，则能够使剪切性良好。在本发明的厚钢板中，通过使贝氏体块尺寸的平均当量圆直径为40pm以下，并且将贝氏体*块尺寸的最大当量圆直径与所述平均当量圆直径的差控制在40|im以下而减小组织的波动，则能够实现优异的剪切性。关于通过控制贝氏体组织而使剪切性良好的机理，虽然还不能十分地明确阐释，但推定恐怕是由于组织越微细均一，局部的(微观)的应力集中越减少，另外，因为原材自身也变得更强韧，所以沿劈开面的裂纹变少。为了发挥上述的效果，需要贝氏体块尺寸以平均当量圆直径计为40pm以下，但是贝氏体*块尺寸越微细越好，优选为30(im以下，更优选为20jim以下(进一步优选为lOpm以下)。另外贝氏体块尺寸的最大当量圆直径和所述平均当量圆直径的差，从减小组织的波动这一观点出发而控制在40,以下，但是该差的值也是越小越为优选，优选为30iam以下，更选为20pm以下(进一步优选为10jLim以下)。贝氏体块尺寸使用EBSP分析装置(ElectoronBackscatterPattern分析装置"TeXSEM"Laboratories社制)和FE-SEM(场发射型扫描电子显微镜-"XL30S-FEG"Philips社制)测定。以倾角为15°以上的边界为贝氏体，块，测定其大小(当量圆直径)。这时的测定条件为，测定区域25(^mX250pm，测定间距间隔0.4ptm，表示测定方位的可靠性的可靠性指标(ConfidenceIndex)比0.1小的测定点从分析对象除外。另外，关于贝氏体*块尺寸为2.0mm以下的，判断为测定噪音，从贝氏体，块尺寸的平均计算的对象中除外。在本发明中，需要是以贝氏体为主体的组织。另外通过以上述方式规定贝氏体*块尺寸，良好的剪切性将得到发挥。但是，为了发挥这样的效果，并不一定需要为100面积％的贝氏体组织，贝氏体分率为95面积％以上即可。作为贝氏体以外的组织，可列举马氏体、铁素体或珠光体。还有，在本发明中，贝氏体分率遵循下述的方法测定。(贝氏体分率的测定方法)对于从各钢板的t/4(t:板厚)位置提取的2cm角的试验片进行镜面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液(2%硝酸-乙醇溶液)进行蚀刻，通过光学显微镜观察组织(倍率100倍)，针对作为n=10(次)拍摄的照片，利用图像分析装置(MediaCybernetics制Imega-ProPlus)，计算贝氏体分率。这时，铁素体以外的板条状组织全部视为贝氏体。本发明的厚钢板，通过使其化学成分组成满足上述(1)式和(2)式的关系，并且控制贝氏体*块尺寸，会使HAZ韧性和剪切性均优异。但是，即使满足这些条件，如果各个化学成分(各元素)的含量不在适当的范围内，则仍不能达成上述的效果。因此本发明的厚钢板，除了满足上述(1)式和(2)式，以及贝氏体*块尺寸满足规定范围以外，各个化学成分的量处于以下所述这样的适当范围内也是一个特征。以下，对于化学成分分别进行说明。c是用于确保钢板的强度所需要的元素，另外在用于缩小钢的状态图中的S域的温度范围上是有效的元素。C含量低于0.030%时，这些效果得不到发挥。另一方面，若C含量超过0.15。/。，则硬质的第2相MA组织变得过多，母材韧性和HAZ韧性降低。因此将C含量定为0.0300.15%。C含量的优选下限为0.040%(更优选为0.050%以上)，优选上限为0.10%(更优选为0.070%以上)。Si在用于确保钢板的强度上是有效的元素，因此优选使之含有0.01%以上(更优选为0.10%以上)。但是若过剩含有Si，则MA组织大量生成，母材韧性和HAZ韧性降低，因此其上限需要为1.0%以上。Si量的优选上限为0.8%，更优选为0.50%，进一步优选为0.40%。Mn使淬火性提高，在确保钢板的强度上是有效的元素。Mn含量低于0.8%时，强度确保的作用无法被充分地发挥。另一方面，若Mn含量超过2.0%，则母材韧性和HAZ韧性降低。因此将Mn含量定为0.82.0%。Mn含量的优选下限为1.00%，更优选为1.20%，进一步优选为1.50%。另一方面，Mn量的优选上限为1.80°/。，更优选为1.60%。作为杂质的P，因为会对母材韧性和HAZ韧性造成不良影响，所以其量优选尽可能少。因此P量为0.03%以下，优选为0.01%以下。但是，工业上很难使钢中的P量达到0%。S形成MnS，是使延性降低的元素，特别是在高张力钢中不利影响变大，因此其量优选尽可能少。因此S量为0.01%以下，优选为0.005%以下。但是，工业上很难使钢中的S量达到OQ/。。Al是具有脱氧和通过显微组织的微细化而使母材韧性提高效果的元素。为了充分发挥这样的效果而使八1含有0.01%以上。不过，若过剩地含有A1，则母材韧性和HAZ韧性反而降低，因此其上限为0.10%。Al含量的优选下限为0.020%。另一方面，其优选上限为0.060%，更优选为0.040%以下。Ti与N形成微细的氮化物，抑制焊接时的HAZ的奥氏体晶粒的粗大化(所谓钉扎效果)，从而在用于提高HAZ韧性上是有效的元素。为了充分地发挥这样的效果，含有Ti为0.015%以上。但是，若Ti含量变得过剩，则HAZ韧性反而劣化，因此将Ti含量的上限定为0.03%。Ti含量优选为0.017°/。以上，0.020%以下。[B:0.00100.0035%]B在高热能输入焊接时，在HAZ、尤其是熔合部的附近，生成以BN为核的晶内铁素体，并且还具有固溶N的固定作用，在HAZ韧性改善上是重要的元素。在本发明中，为了充分发挥其效果，含有B为0.0010。/。以上，比通常的厚钢板中的含量多。但是，若B含量变得过剩，则在高热能输入焊接时会形成粗大的贝氏体组织，因此反而使HAZ韧性劣化。因此将B含量的上限定为0.0035%。B含量的优选下限为0.0015%(更优选为0.0020%)，优选上限为0.0030%(更优选为0.0025%以下)。。N与Ti结合而形成微细的碳氮化物，在高热能输入焊接时抑制奥氏体晶粒的粗大化，是具有提高HAZ韧性的效果的元素。若N含量过少，则上述效果无法被充分发挥，因此将其下限定为0.0050%。另一方面，若N含量变得过剩，则对母材韧性和HAZ韧性造成不利影响，因此将其上限定为0.01%。N含量的优选下限为0.0055%，更优选为0.0060%以上。另外，N含量的优选上限为0.0090°/。，更优选为0.0080%以下。Ca是具有使HAZ韧性提高效果的元素。详细地说，Ca使MnS球状化，通过这样的夹杂物的形态控制来降低各向异性，由此使HAZ韧性提高。另一方面，其形成CaS、CaO，抑制HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，由此使HAZ韧性提高。。为了充分地发挥这样的效果，在钢板中优选含有Ca并优选为0.0005%以上。然而，若Ca的含量过剩，则反而使母材韧性和HAZ韧性劣化，因此将其上限定为0.005%。Ca量的优选上限为0.0030%，更优选为0.0025°/。。O与Al、Ca、Mg等反应而在高温下形成稳定的氧化物，在防止HAZ的旧奥氏体晶粒的粗大化上是有效发挥作用的元素。这一效果随着其含量的增多而增大，但是若是过剩则纯净度降低，HAZ韧性反而降低，因此将其上限定为0.01%。本发明的厚钢板，除上述成分以外基本上由Fe和不可避免的杂质构成。但是本发明并不排除含有其他元素，在本发明的范围中，也包括在不损害本发明的效果的范围内含有其他成分元素的厚钢板。例如在本发明的厚钢板中，除上述成分以外，根据需要，再含有如下等元素也有效(a)Nb:0.035%以下(不含0%);(b)Cu:2.0%以下(不含0%)、Ni:2.0%以下(不含0%)禾BCr:2.0%以下(不含0%)之中的l种以上；(C)MO:1.0%以下(不含0%);(d)V:0.1%以下(不含0%);(e)Mg、Sr、Ba之中的l种以上合计0.01%以下(不含0%);(f)稀土类元素0.01%以下(不含0%);(g)Zr、Ta和Hf之中的1种以上合计0.05%以下(不含0%);(h)Co:2.5%以下(不含0%)禾口/或W:2.5%以下(不含0%)，根据所含有的成分的种类，钢板的特性得到进一步改善。[Nb:0,035%以下(不含0%)]Nb使坯料的淬火性提高，是用于提高钢板的强度上是有效的元素，根据需要含有。然而，若Nb含量变得过剩，则母材韧性和HAZ韧性降低，因此将其上限定为0.035%。为了发挥其效果而含有Nb优选为0.005%以上，更优选为0.010%以上。另夕卜，Nb含量的更优选的上限为0.025%，进一步优选为0.020%以下。Cu、Ni和Cr均是提高淬火性而有助于强度提高的元素，能够根据需要添加。其中，Cu与C同样使S域的温度范围縮小，被认为具有使Ti系碳氮化物微细化的效果。另外，Ni在用于使5域的温度范围缩小方面也是有效的元素。为了充分地发挥这样的效果，推荐其含量均优选为0.20%以上，更优选为0.40%以上。若它们的量过剩，则母材韧性和HAZ韧性有降低的倾向，因此将其上限均定为2.0%。优选为1.0%以下。[Mo:1.0%以下(不含0%)]Mo除了提高淬火性而使强度提高以外，在用于防止回火脆性方面也是有效的元素，能够根据需要添加。为了充分地发挥这样的效果，推荐Mo含量优选为0.05%以上，更优选为0.10%以上。但是，若Mo含量变得过剩，则母材韧性和HAZ韧性劣化，因此将其上限定为1.0%。Mo含量更优选为0.50%以下。V是通过少量添加而具有提高淬火性和回火软化阻抗效果的元素，能够根据需要添加。为了充分地发挥这样的效果，推荐V量优选为0.01。/。以上，更优选为0.02%以上。但是若V量过剩，则母材韧性和HAZ韧性劣化，因此将其上限定为0.1%。V量优选为0.05。/。以下。Mg、Sr和Ba在厚钢板中生成微细的氧化物，抑制HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，由此在提高HAZ韧性上是有效的元素。为了充分地发挥这样的效果，优选含有它们的l种以上(合计)为0.0003%以上。然而，若它们的含量过剩，则反而使母材韧性和HAZ韧性劣化，因此其上限为0.01%。更优选的上限为0.0040%，进一步优选为0.0020%。稀土类元素(REM)作为氮化物或硫化物存在，在HAZ的奥氏体晶粒微细化和铁素体相变的促进作用下而具有改善HAZ韧性的作用，能够根据需要有效地活用。然而，若过剩地含有REM，则反而使HAZ韧性劣化，因此其上限优选为0.01%。REM的更优选上限为0.003%。还有，本发明中使用的REM包含镧系稀土类元素的任意一种，含有它们的1种以上即可。Zr、Ta和Hf与Ti一样形成碳"氮化物，抑制焊接时的HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，因此在HAZ韧性的改善上是有效的元素。为了充分地发挥这一效果，优选含有上述元素的1种以上合计为0.001%以上，但是，若它们的含量过剩，则母材韧性和HAZ韧性反而降低，因此含有这些元素时，优选其合计为0.05%以下，更优选为0.03%以下。Co和W使淬火性提高，是具有提高钢板的强度的元素。为了充分地发挥这一效果，优选含有它们之中的1个或双方，分别为0.2%以上。但是，若它们的量过剩，则母材韧性和HAZ韧性劣化，因此它们的量的上限均定为2.5%。当制造本发明的厚钢板时，根据通常的熔炼法，将如上述满足化学成分组成、[Ti]/[N]和X值的要件的钢进行熔炼，冷却该钢水并成为板坯后，例如加热至950130(TC的范围后，进行热轧，850土50。C的温度范围的轧制道次为4次以上(其中每l道次的压下量为5mm以上)，接着使750800。C下的累积压下率为1030%而结束轧制，其后以5tV秒以上冷却70040(TC的温度范围即可。在上述制造条件中，之所以使850士5(TC的温度范围的轧制道次为4次以上，每1道次为5mm以上，是出于贝氏体块尺寸的微细化这一观点，若这时的轧制道次低于4次，则不能使贝氏体，块尺寸以平均当量圆计为40pm以下。另外，之所以使75080(TC下的累积压下率为1030%，是出于减小贝氏体*块尺寸，并且减小其最大值的观点，这时的压下率低于10%时，贝氏体'块尺寸的平均当量圆直径将超过40Kim，若压下率超过30%，则贝氏体，块尺寸的最大当量圆直径变大，它们的差(贝氏体'块尺寸的最大当量圆直径与平均当量圆直径的差)将超过40iLim。另外，之所以以5i:/秒以上在7oo40(rc的温度范围进行冷却，依据的观点是，尽可能快地冷却贝氏体相变的温度域(700400°C)，从而减小贝氏体'块尺寸，该温度域下的冷却速度低于5'C/秒，贝氏体'块尺寸的平均当量圆直径将超过40|im。本发明的厚钢板，因为控制X值而使S域的温度范围狭小，所以以通常的条件冷却钢水(例如从1500。C以0.12.(TC/秒的冷却速度冷却至1100。C)而形成板坯，由此能够形成充分小的Ti系碳'氮化物的平均粒径。但是，为了形成更微细的碳'氮化物，优选变更铸造机的冷却水量和冷却方法，以使凝固时的冷却速度提高。本发明涉及厚钢板，在该领域中所谓厚钢板，是指如JIS所定义的，一般板厚为3.0mm以上的钢板。但是本发明的厚钢板的板厚优选为20mm以上，更优选为40mm以上，进一步优选为60mm以上。说到原因是由于，即使是输入热量为40kJ/mm这样的高热能输入焊接或超高热以有输入焊接，仍显示出良好的HAZ韧性，因此即使板厚很厚，通过增大输入热量，也能够高效率地进行焊接。实施例以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受以下的实施例限制，在能够符合前后述的宗旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。将下述表14所示的组成的钢，以通常的熔炼法进行熔炼，将该钢水以0.12.0。C/分的冷却速度从1500'C冷却至IIO(TC后，加热到IIO(TC并进行热轧，以及根据情况进行回火，制造板厚40mm的高张力钢板。这时，控制850土50。C的温度范围的轧制道次(每1道次的压下量试验No.78为4mm，除此以外为10mm)、750800。C下的累积压下率、和700400。C的温度范围的冷却速度。在下述表14中，一并记录了根据钢板的化学成分组成计算的[Ti]/[N]、X值和由Thermo-calc计算的5域的温度范围的值(在表中记述为"5域")。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>*余量铁和不可避免的杂质2聽10129师7转滞齿被巧2<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>*余量铁和不可避免的杂质对于如上述这样制造的钢板，以下述的方法测定其Ti系碳氮化物的粒径(平均、最大)、钢板的抗拉强度、母材韧性、HAZ韧性和剪切性，并且根据前述方法测定贝氏体的面积率。这些结果与制造方法(850±50。C的温度范围的轧制道次、75080(TC下的累积压下率、和700400'C的温度范围的冷却速度)一起显示在下述表58中。(Ti系碳，氮化物的平均粒径)用透射型电子显微镜(TEM)，以观察倍率6万倍、观察视野2.0pmX2.0jum，观察处所5处的条件，观察深t/4的位置(t—及厚)。然后测定该视野中的各碳氮化物的面积，根据该面积计算各碳氮化物的当量圆直径。将此各碳氮化物的当量圆直径进行算术平均(相加平均)，计算各钢板的Ti系碳，氮化物的平均当量圆直径。另外，选择贝氏体*块尺寸的最大当量圆直径，求得与所述平均当量圆直径的差。(在下述表58中，记述为"直径差(最大-平均)")。(钢板的抗拉强度)在深t/4的位置(t-板厚)，使试验片的长方向成为钢板的板宽方向(C方向)，如此提取JIS4号试验片，进行拉伸试验，由此测定抗拉强度。(母材韧性)在深t/4的位置(t—反厚)，使试验片的长方向成为钢板的轧制方向(L方向)，如此提取JISZ2242规定的V切口标准试验片，以各温度进行摆锤冲击试验(冲击刃半径2mm)，测定一4(TC下的吸收能(vE-40)。(HAZ韧性)以输入热量40kJ/mm进行焊接(气电焊)，从图1所示的部位提取JIS4号试验片(切口位置为距熔合部0.5mmHAZ侧)，以一40。C进行摆锤冲击试验(冲击刃半径:2mm)，测定吸收能(vE—4Q)。在本发明中，吸收能(vE—40)在200J以上的为合格。(剪切性的评价)剪切性的优良与否，通过磁粉探伤调查切断后的厚板切断面，没有剪切裂纹的为剪切性良好(后述表中显示为"〇")，确认到剪切裂纹的为不良(后述表中显示为"X")。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>由这些结果能够进行如下考察。首先，试验No.l46满足本发明规定的要件，可知任何一种特性(钢板的抗拉强度、母材韧性、HAZ韧性和剪切性)均良好。相对于此，在试验No.4778中，欠缺本发明规定的某一要件，某种特性劣化。权利要求1.一种剪切性优异的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，以质量％计含有C0.030～0.15％、Si1.0％以下但不含0％、Mn0.8～2.0％、P0.03％以下但不含0％、S0.01％以下但不含0％、Al0.01～0.10％、Ti0.015～0.03％、B0.0010～0.0035％、N0.0050～0.01％、Ca0.005％以下但不含0％、00.01％以下但不含0％，并且满足下式(1)和(2)，并且，具有贝氏体分率为95面积％以上的组织，贝氏体的块尺寸的平均当量圆直径为40μm以下，并且贝氏体的块尺寸的最大当量圆直径与所述平均当量圆直径的差为40μm以下，1.5≤[Ti]/[N]≤4.0…(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，[]表示各元素的质量百分比含量。2.根据权利要求l所述的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，5域的温度范围为4(TC以下。3.根据权利要求1或2所述的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，在深度为t/4的位置，Ti系碳氮化物的平均粒径为43nm以下，其中，t—反厚。4.根据权利要求1或2所述的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，以质量X计还含有Nb:0.035%以下但不含0%。5.根据权利要求1或2所述的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，以质量^计还含有从Cu:2.0%以下但不含0%、Ni:2.0%以下但不含0%和Cr:2.0。/。以下但不含0%中选出的1种以上。6.根据权利要求1或2所述的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，以质量Q/^计还含有Mo:1.0%以下但不含0%。7.根据权利要求1或2所述的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，以质量^计还含有V:0.1%以下但不含0%。8.根据权利要求1或2所述的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，还含有Mg、Sr、Ba中的l种以上，这些元素的含量以质量％计合计为0.01%以下但不含0%。9.根据权利要求1或2所述的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，还含有稀土类元素中的l种以上，这些稀土类元素的含量以质量％计合计为0.01%以下但不含0%。10.根据权利要求1或2所述的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，还含有Zr、Ta和Hf中的l种以上，这些元素的含量以质量％计合计0.05%以下但不含0%。11.根据权利要求1或2所述的高热能输入焊接用厚钢板，其特征在于，以质量％计还含有Co:2.5%以下但不含0%、W:2.5%以下但不含0%中的1种以上。全文摘要提供一种在高热能够输入焊接下仍显示出良好的HAZ韧性，并且即使用剪断机切断时，也不会发生剪切裂纹的剪切性优异的厚钢板。本发明的厚钢板是适当地调整了化学成分组成，并且满足下式(1)和(2)的厚钢板，且有贝氏体分率为95面积％以上的组织，贝氏体的块尺寸的平均当量圆直径为40μm以下，并且贝氏体的块尺寸的最大当量圆直径与所述平均当量圆直径的差为40μm以下。1.5≤[Ti]/[N]≤4.0…(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，[]表示各元素的含量(质量％))。文档编号C22C38/14GK101363100SQ20081012980公开日2009年2月11日申请日期2008年8月7日优先权日2007年8月7日发明者冈崎喜臣,高冈宏行申请人:株式会社神户制钢所