專利名稱：：超高熱輸入焊接中的焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的鋼板的制作方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及船舶、建筑、海洋結構物等的焊接結構物所適用的鋼板，尤其涉及在進行超高熱輸入焊接時受到熱影響的部位(以下稱為"HAZ")的韌性優(yōu)異的鋼板。
背景技術：
：船舶、建筑、海洋結構物等各領域的結構物，一般是通過焊接將鋼材加以接合構筑而成，但是在這種結構物所使用的鋼材中，從安全性確保的觀點出發(fā)，鋼材強度當然不用說，而且還要求焊接性的韌性也良好。近年來，隨著焊接結構物的大型化，從結構物的施工效率的提高和施工成本的降低的觀點出發(fā)，就要求悍接施工效率的提高，這指向了焊接熱能的增大。特別是有實施焊接熱能為60kJ/mm以上這樣的超高熱輸入焊接的傾向。當實施上述這種超高熱輸入焊接時，焊接母材(作為被焊接材的鋼板)的受到熱影響的HAZ[比起焊接金屬和母材的界面(熔合部)，母材側數(shù)mm的位置]的韌性成為問題。該HAZ是在焊接時，母材被暴露在熔融點之下的高溫下，金屬組織中的奧氏體晶粒容易變粗大，而且由于焊接熱能的增大導致冷卻速度也放緩，因此易形成粗大組織。這一點成為原因，從而有HAZ韌性容易降低這樣的問題。作為對采用高熱能焊接法時的HAZ韌性劣化加以抑制的鋼板，至今為止也提出了多種，例如專利文獻l、2中，提出有一種改善HAZ韌性的技術，其是使TiN微細分散有鋼板中，并且使MnS復合析出，抑制奧氏體晶粒的粗大化。另外在專利文獻3、4中，提出通過使Ti氧化物微細析出，將其作為鐵素體相變的核生成點加以利用，從而改善焊接熔合部附近的韌性的技術。在專利文獻5中，提出有一種改善HAZ韌性的技術，其是在焊接時的冷卻過程中，將TiN等之上析出的BN作為鐵素體相變的核生成點加以利用，以改善HAZ韌性?？墒俏覀冞€知道，若固溶N過多則HAZ韌性劣化，為了HAZ的改善一般要實現(xiàn)低N化(例如，非專利文獻l)。另外在專利文獻6中，還提出有一種使超高熱輸入焊接中的HAZ韌性提高的技術，其是從徹底降低固溶N這一觀點出發(fā)，通過含有Ti和充分量的Al，再將Ca氧化物作為微細氧化物加以活用，從而提高超高熱輸入焊接中的HAZ韌性。另一方面，在專利文獻7中，還提出有通過活用CaS，從而實現(xiàn)高熱能焊接中的HAZ韌性的改善。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特開昭60—24576S號公報專利文獻4特開昭61—79745號公報專利文獻5特開昭61—253344號公報專利文獻6特開2001—107177號公報專利文獻7特開2001—356379號公報非專利文獻1焊接學會論文集，vol.l3,No.4,P758—766，(1985年11月發(fā)行)然而，至今為止所提出的任何一項技術均未能根本性地改善HAZ韌性，其分別存在下述問題。在使TiN微細分散在鋼中的技術中(所述專利文獻1、2、5)，進行高熱能焊接時，因為焊接熔合部附近將被高溫長時間加熱，所以TiN熔解，不能抑制晶粒的粗大化，實際情況是不能獲得良好的HAZ韌性。另外在使Ti氧化物微細分散的技術中(所述專利文獻3、4)，因為使氧化物均一地分散在鋼中特別困難，所以存在不能夠使HAZ韌性良好這樣的問題。在降低固溶N的技術中(所述專利文獻6、非專利文獻l)，若含有過剩地Ti，則致使固溶N量增加，反而有脆化組織生成這樣的問題。另外，在活用CaS的技術中(所述專利文獻7),CaS比較粗大，不會使HAZ韌性提高。還有，在該技術中，雖然還考慮到并用TiN，但是并不能將其與TiN帶來的鐵素體生成能的協(xié)同效果充分活用，仍有高熱能焊接中的HAZ韌性改善效果不充分這樣的問題。
發(fā)明內容本發(fā)明為了解決這些現(xiàn)有技術中的課題而形成，其目的在于提供一種不僅在進行焊接熱能為60kJ/mm以上的超高熱輸入焊接時，而且即使在進行例如焊接熱能為15kJ/mm以上的熱能較大的焊接時，均能夠發(fā)揮優(yōu)異的HAZ韌性的鋼板。所謂能夠達成上述目的的本發(fā)明的鋼板具有如下幾點要旨分別含有C:0.030.10%(質量％的意思，下同)、Si:0.50%以下(含0%)、Mn:1.02.0%、P:0.015%以下(不含0%)、S:0.0010%以下(不含0%)、Al:0.0050.060%、Ti:0.0080.030%、N:0,00500.010%、Ca:0.00150.0035%和0:0.0015%以下(不含0%)，并且分別滿足由下述(1)(3)所規(guī)定的關系。1.0《[Ti]/[察2.5…(1)其中，[Ti]和[N]分別表示Ti和N的含量(質量％)。2.0《1000X([Ca]+2X[S]+3X)《10.0...(2)其中，[Ca]、[S]和[O]分別表示Ca、S和O的含量(質量％)。0.1《[1000X([Ca]+2X[S]+3X)]/(凝固冷卻速度)《100.0…(3)其中，凝固冷卻速度表示鑄造時鋼板凝固時的平均冷卻速度rc/秒)。在本發(fā)明的鋼板中，根據(jù)需要含有如下等元素也有效(a)B:0.0035%以下(不含0%);(b)從Cu:2%以下(不含0%)、Nh2%以下(不含0%)和Cr:1.5%以下(不含0%)所構成的群中選擇的1種以上；(c)Mo:0.5%以下(不含0%);(d)Nb:0.035%以下(不含0%)和/或V:0.1%以下(不含0%);(e)Mg:0.005%以下(不含0%);(f)Zr:0.1%以下(不含0%)和/或Hf:0.05%以下(不含0%);(g)Co:2.5%以下(不含0%)和/或W:2.5%以下(不含0%);(h)REM:0.010%以下(不含0%),根據(jù)這些所含有的成分能夠進一步改善鋼板的特性。在本發(fā)明的鋼板中，關于對HAZ韌性造成影響的元素，通過使之滿足規(guī)定的關系式，同時嚴密規(guī)定化學成分組成而實現(xiàn)適當化，則能夠實現(xiàn)發(fā)揮出良好的HAZ韌性的鋼板，這種鋼板作為各種建筑結構物等的原材極為有用。圖1是表示從焊接部提取擺錘沖擊試驗片的提取位置的概略說明圖。具體實施例方式本發(fā)明者們?yōu)榱诉_成上述的課題，對于進行超高熱輸入焊接時影響HAZ韌性的要因從各種角度進行反復研究。其結果得到如下結論鋼板的HAZ韌性很大程度上受到脆化組織生成與否的影響，以及該脆化組織的生成能夠通過抑制高溫加熱區(qū)域中的奧氏體的粗大化、和在冷卻時使促進鐵素體相變的相變核微細分散來防止。以前，認為是因為這些因素不充分，所以不能使HAZ韌性穩(wěn)定良好。因此，本發(fā)明者們?yōu)榱耸硅F素體相變核微細分散，在有效地活用鑄造時的凝固階段的CaS、TiN和將其作為核生成的MnS這一設想下進一步反復研究。CaS、TiN可以單獨存在，也可以與MnS復合析出而存在，但是為了使它們微細分散而使鐵素體生成核大量分散，則可知在適當調整鋼板的化學成分組成的基礎上，滿足下式(1)和(2)的關系是有效的。另外，因為CaS在更高溫度下會結晶，所以對于鑄造時的冷卻速度加以考慮也很重要。若該凝固冷卻速度慢，則CaS粗大化，不能使鐵素體生成核增加，因此所需要的最低限度的冷卻速度由下式(3)規(guī)定。以前，由于固溶N會造成韌性降低，因此一般會實現(xiàn)低N化(所述非專利文獻l)，但是在本發(fā)明中，通過并用CaS，能夠降低[Ti]/[N]比降低(積極地高N化)時變多的固溶N的影響，而且TiN自身也被微細分散，對于HAZ韌性改善的點來說是重點。從這一觀點出發(fā)而規(guī)定下述(1)(3)式，規(guī)定這些公式的理由如下。<formula>formulaseeoriginaldocumentpage7</formula>其中，[Ti]和[N]分別表示Ti和N的含量(質量％)。為了微細地分散TiN，以使鐵素體核生成核大量生成，需要使Ti與N的添加平衡處于該范圍。通過調整為此平衡，能夠使CaS、MnS等的鐵素體生成核增加，能夠確保超高熱能下良好的HAZ韌性。若[Ti]/[N]的值(以下稱為"P值")超過2.5，則TiN粗大化，如果低于1.0，則TiN自身生成量變少。從這一觀點出發(fā)而規(guī)定上式(1)。還有，[Ti]/[N]的值優(yōu)選下限為1.5，優(yōu)選上限為2.0。2.0《1000X([Ca]+2X[S]+3X)《10.0…(2)其中，[Ca]、[S]和[O]分別表示Ca、S和0的含量(質量。/。)。0.1《[誦X([Ca]+2X[S]+3X)]/(凝固冷卻速度)《100.0…(3)其中，凝固冷卻速度表示鑄造時鋼板凝固時的平均冷卻速度rc/秒)。在鋼板的凝固階段CaO生成后，用于使CaO微細分散所需要的條件由上述式(2)和式(3)表示。相對于各個成分的"系數(shù)"，表示各元素有且于CaS微細化的配合量，根據(jù)實驗求得。本發(fā)明規(guī)定的化學成分的范圍.中，按Ca、S和O的順序表示高密度使之分散的傾向強。通過將[1000X([Ca]+2X[S]+3X)]的值(以下稱為"Q"值)設定在2.010.0的范圍，能夠大量導入對確保超高熱能下的HAZ韌性有效的鐵素體生成核，從而得到良好的HAZ韌性。另外，因為分散狀態(tài)也會受到冷卻速度的影響，所以也需要考慮。若[1000X([Ca]+2X[S]+3X)]/(凝固冷卻速度)的值(以下稱為"R"值)超過100.0,則CaS粗大化，從而得不到需要的分散狀態(tài)。因此R值需要在100.0以下。另一方面，如果R值低于O.l，則冷速度過快，將使CaO和CaS結晶的時間不寬裕。R值的優(yōu)選下限為5(更優(yōu)選為10)，優(yōu)選上限為90(更優(yōu)選為80)。在本發(fā)明的鋼板中，為了發(fā)揮其特性，將其化學成分組成控制在適當范圍內也是重要的必要條件。這也包含涉及到上述(1)(3)式的元素(Ti、N、Ca、S和O)，其范圍限定理由如下。c是用于確保鋼板(焊接母材)的強度所需要的元素，為了確保期望的強度而需要使之含有0.03%以上。然而，若過剩地含有C，則反而使HAZ韌性降低。由此，其上限需要為0.10%。還有，C含量的優(yōu)選下限為0.05%，優(yōu)選上限為0.08%。Si是在用于確保鋼板的強度上有效的元素，根據(jù)需要被含有。然而，若過剩地使多含有，則使鋼材(母材)中大量析出島狀馬氏體相(M—A相)而使韌性劣化。由此，其上限為0.50%。還有，Si含量的優(yōu)選下限為0.1°/。，優(yōu)選上限為0.4%。Mn使淬火性提高，在確保鋼板強度上是有效的元素，為了發(fā)揮這一效果，需要含有Mn為1.0%以上。然而若過剩地含有Mn，則鋼板的HAZ韌性劣化，因此將上限作為2.0%。Mn含量的優(yōu)選下限為1.3%,優(yōu)選上限為1.8%。P是不可避免混入的雜質，因為會給鋼板的韌性和HAZ的韌性帶來不利影響，所以優(yōu)選盡可能少。從這一觀點出發(fā)，P抑制在0.015。/。以下為宜。P含量的優(yōu)選上限為O.OP/。。S在鑄造時的鋼板凝固時在鋼板中形成CaS，由此在焊接后使CaS上形成MnS，是在HAZ部的鐵素體形成上有效發(fā)揮作用的元素。這了效果隨著其含量的增加而增大，但是若過剩被含有超過0.0010%，則母材和HAZ的韌性劣化。還有，為了發(fā)揮S帶來的上述效果，優(yōu)選使之含有0.0005%以上，另外優(yōu)選的上限為0.0007%。為了使該S降低至規(guī)定范圍，使脫硫時間較長(例如25分鐘以上)即可。Al作為脫氧劑是有效的元素，并且還發(fā)揮著鋼板的顯微組織微細化帶來的母材韌性提高效果。為了發(fā)揮這一效果，需要Al含量為0.005。/。以上。然而，若其過剩地被含有，則使鋼板(母材)中大量析出島狀馬氏體相(M一A相)而使HAZ韌性劣化。因此，其上限為0.060%。還有，Al含量的優(yōu)選下限為0.01%(更優(yōu)選為0.02%以上)，優(yōu)選上限為0.04%。[Ti:0駕0.0300/0]Ti形成氮化物，在高熱能焊接時抑制舊奧氏體晶粒的粗大化，是在提高HAZ韌性上有效的元素。為了發(fā)揮這一效果，需要Ti含量為0.008%以上。然而，若使Ti過剩地含有，則會使粗大的夾雜物析出，反而使HAZ韌性劣化，因此其上限為0.030%。還有，Ti含量的優(yōu)選下限為0.01。/。，優(yōu)選上限為0.025%。[N:0.00500.010%]在高熱能焊接HAZ中為了高水準地確保韌性，有效的方法是使舊奧氏體晶粒內微細析出TiN，從而防止舊奧氏體晶粒的粗大化。為了發(fā)揮這一效果，需要N含量為0.0050%以上。然而，若N含量過剩而超過0.010%，則粗大的TiN析出，HAZ韌性降低。還有，N含量的優(yōu)選下限為0.006%，優(yōu)選上限為0.009%(更優(yōu)選為0.008%)。[Ca:0細50.0035%]Ca控制硫化物的形態(tài)，是有助于HAZ韌性提高的元素。為了發(fā)揮這一效果，需要使之含有0.0015%以上，但是，超過0.0035%而過剩地含有，則也會反而使HAZ韌性劣化。還有，Ca含量的優(yōu)選下限為0.002%，優(yōu)選上限為0.003%。O作為不可避免的雜質被含有，但是在鋼中作為氧化物存在。然而，若其含量超過0.0015%，則粗大的CaO生成，HAZ韌性劣化。由此，O含量的上限為0.0015%。O含量的優(yōu)選上限為0.0013%。在本發(fā)明的鋼板中，上述成分以外是由Fe和不可避免的雜質(例如Sb、Se、Te等)構成，但也可以包含不會阻礙其特性的程度的微量成分(允許成分)，這樣的鋼板也包含在本發(fā)明的范圍內。另外，根據(jù)需要，含有如下等元素也有效(a)B:0.0035%以下(不含0%);(b)從Cu:2%以下(不含0%)、Ni:2%以下(不含0%)禾QCr:1.5%以下(不含0%)所構成的群中選擇的1種以上；(c)Mo:0.5%以下(不含0%);(d)Nb:0.035%以下(不含0%)和/或V:0.1%以下(不含0%);(e)Mg:0.005%以下(不含0%);(f)Zr:0.1%以下(不含0%)和/或Hf:0.05%以下(不含0%);(g)Co:2.5%以下(不含0%)和/或W:2.5%以下(不含0%);(h)REM:0.010%以下(不含0%)。使這些成分含有時的范圍限定理由如下。[B:0.0035%以下(不含0%)]B在超高熱能HAZ的熔合部附近，使以BN為核的晶內鐵素體生成，并且還含有固溶N的固定作用，是在改善HAZ韌性上有效的元素，根據(jù)需要被含有。然而，若B的含量變得過剩，則瑢合部的組織成為粗大貝氏體組織，因此反而使HAZ韌性劣化。由此，使B含有時，可以將其上限作為0.0035%。優(yōu)選的范圍是0.00100.0025%。[從Cu:2%以下(不含0%)、Ni:2%以下(不含0%)和Cr:1.5%以下(不含0%)所構成的群中選擇的l種以上]Cu、Ni和Cr均在提高淬火性而使強度提高上是有效的元素，根據(jù)需要被含有。然而，若這些元素的含量過剩，則HAZ韌性反而降低，因此對于Cu和Ni來說優(yōu)選在2。/。以下(更優(yōu)選為1%以下)，對于Cr來說優(yōu)選在1.50%以下(更優(yōu)選為1%以下)。用于發(fā)揮上述效果的優(yōu)選下限均為0.20%(更優(yōu)選為0.40%)。[Mo:0.5%以下(不含0%)]Mo使淬火性提高，在確保強度上有效，為了防止回火脆性而適度加以利用。這一效果隨著其含量增加而增大，但若Mo含量過剩，則HAZ韌性劣化，因此優(yōu)選為0.5%以下。更優(yōu)選為0.30%以下。[Nb:0.035%以下(不含0%)和/或V:0.1%以下(不含0%)]Nb和V使淬火性提高，發(fā)揮著使母材強度提高的效果。另外，V還有提高回火軟化的效果。然而，若其大量被含有，則HAZ韌性劣化，因此Nb為0.035n/。以下(更優(yōu)選為0.030%以下)，V為0.1。/。以下(更優(yōu)選為0.05%以下)。還有，用于有效地發(fā)揮它們效果的含量，Nb為0.005。/。以上，V為0.01%以上。[Mg:0.005%以下(不含0%)]Mg形成MgO，通過抑制HAZ的奧氏體晶粒的粗大化而具有使HAZ韌性提高的效果，因此根據(jù)需要被含有。然而，若Mg的含量過剩，則夾雜物粗大化，HAZ韌性劣化，因此使之在0.0050%以下(更優(yōu)選為0.0035%以下)。Zr和Hf與Ti一樣，與N形成氮化物，使焊接時的HAZ的奧氏體晶粒微細化，在改善HAZ韌性方面是有效的元素。但是，若其被過剩地含有，則反而使HAZ韌性降低。因此，含有這些元素時，Zr為0.1。/。以下，Hf為0.05%以下。[Co:2.5%以下(不含0%)和/或W:2.5%以下(不含0°/。)]Co和W使淬火性提高，具有提高母材強度的效果，因此根據(jù)需要被含有。但是若過剩地含有，則HAZ韌性劣化，因此其上限均為2.5%以下。[REM:0.010%以下(不含0%)]REM(稀土類元素)由于使鋼材中不可避免混入的夾雜物(氧化物和硫化物等)的形狀微細化，球狀化，因此是有助于HAZ韌性提高的元素，根據(jù)需要被含有。這一效果隨著其含量的增加而增大，但若REM的含量變得過剩，則夾雜物粗大化，HAZ韌性劣化，因此優(yōu)選將其抑制在0.010%以下。還有，在本發(fā)明中，所謂REM是包含鑭系元素(從La到ln的15個元素)和Sc(鈧)和Y(釔)的意思。還有，本發(fā)明中作為對象的鋼板，基本上假定為板厚為60mm以上的厚鋼板，但即使是在此之下的板厚下也具有同等的特性，均包括在本發(fā)明的對象中。另外，焊接本發(fā)明的鋼板時的熱能假定為60kJ/mm以上，其在這種超高熱能下進行焊接時顯示出良好的HAZ韌性，但是并不限于這種熱能，例如15kJ/mm以上的熱能下也會顯示出良好的HAZ韌性。以下，根據(jù)實施例更詳細地說明本發(fā)明，但下述實施例并沒有限定本發(fā)明的性質，遵循前/后述的宗旨而進行設計變形的均包含在本發(fā)明的技術范圍內。實施例根據(jù)通常的熔煉方法，將下述表13所示的化學成分組成的鋼進行熔煉，邊控制鑄造時(鑄片表面溫度1300100(TC的溫度范圍)的平均冷卻速度(凝固冷卻速度)，邊對該鋼水進行冷卻而成為鋼坯后，加熱至950130(TC進行熱軋，成為板厚SOmm的熱軋板，根據(jù)需要進行淬火，成為各種高張力鋼板(試驗板)。還有，在表1中，REM以含有La為50%左右和含有Ce為25%左右的混合稀土金屬的形態(tài)進行添加。另外，表l3中的"一"表示沒有添加元素。還有，在表13中，還對于本發(fā)明規(guī)定的P值([Ti]/[N])、Q值[1000X([Ca]+2X[S]+3X)]進行了顯示。另外，凝固冷卻速度通過冷卻水量進行控制，并且由放射溫度計測定。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>*余量鐵，及P.o以外的不可逝免的雜質表3<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>*余量鐵、及P、O以外的不可避免的雜質對于得到的各種鋼板，以下述的方法測定其抗拉特性，并且在下述的條件下進行焊接，制成焊接部。(鋼板的抗拉特性)從鋼板的t/4(t為板厚)提取JISZ22014號試驗片，按JISZ2241的要領進行拉伸試驗，測定抗拉強度(TS)。本發(fā)明中，抗拉強度TS:440MPa以上為合格。(焊接條件)焊接方法氣電焊(electrogasarcwelding)焊接電流400A焊接電壓..40V焊接速度0.58mm/秒熱能60kJ/mm焊絲DWS—50GTR，DWS—50GTF坡口形狀坡口角度18°(反V坡口)，根部間隙10mm在所得到的焊接部，如圖1所示，從鋼板的t/4(t為板厚)的位置提取擺錘沖擊試驗片(JISZ2202:高10mmX寬10mmX長55mm)，從熔合部在+0.5mm母材側位置開凹口，測定一55°〇下的V擺錘沖擊值(vE-55)，評價HAZ韌性。這時V擺錘沖擊值(vE—55)為100J以上為合格。這些結果與制造時的凝固冷卻速度一起顯示在下述表46中。還有，在表46中，還顯示在熱能15kJ/mm下，以下述的焊接條件進行焊接時，與上述同樣測定的V擺錘沖擊值(vE—55)。(焊接條件)板厚25醒坡口角度40°根部寬度llmm焊接材料(焊絲)DWS—50G(1.6mm0)表4<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>根據(jù)這些結果能夠進行如下考察。首先，試驗No.137滿足本發(fā)明規(guī)定的必要條件，鋼板(母材)的強度滿足目標，HAZ韌性也充分滿足平均100J以上的目標。另外還可知，即使在熱能為15kJ/mm這樣的焊接條件下，它們也顯示出充分的HAZ韌性。相對于此，試驗No.3867欠缺本發(fā)明規(guī)定的某一必要條件，某種特性隨之劣化。其中，試驗No.3853、67其化學成分組成脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍，(試驗No.51、67是P值也大)，試驗No.54雖然化學組成滿足，但P值脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍。試驗No.5561、65雖然化學成分組成滿足，但是Q值脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍。試驗No.6264、66雖然化學成分組成滿足，但R值脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍。權利要求1.一種超高熱輸入焊接的焊接熱影響部的韌性優(yōu)異的鋼板，其特征在于，以質量％計含有C0.03～0.10％、Si0.50％以下且含0％、Mn1.0～2.0％、P0.015％以下但不含0％、S0.0010％以下但不含0％、Al0.005～0.060％、Ti0.008～0.030％、N0.0050～0.010％、Ca0.0015～0.0035％和O0.0015％以下但不含0％，并且分別滿足由下述(1)～(3)式規(guī)定的關系，1.0≤[Ti]/[N]≤2.5…(1)其中，[Ti]和[N]分別表示Ti和N的質量百分比含量，2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤10.0…(2)其中，[Ca]、[S]和[O]分別表示Ca、S和O的質量百分比含量，0.1≤[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]/(凝固冷卻速度)≤100.0…(3)其中，凝固冷卻速度表示鑄造時鋼板凝固時的平均冷卻速度(℃/秒)。2.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，含有B:0.0035%以下但不含0°/。。3.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，含有從Cu:2%以下但不含0%、Nh2%以下但不含0%、和Cr:1.50%以下但不含0%中選擇的l種以上。4.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，含有Mo:0.5%以下但不含0%。5.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，含有Nb:0.035%以下但不含0Q/。和/或V:0.1%以下但不含0%。6.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，含有Mg:0.005%以下但不含0%。7.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，含有Zr:0.1%以下但不含0。/。禾口/或Hf:0.05%以下但不含0%。8.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，含有Co:2.5%以下但不含0。/。和/或W:2.5%以下但不含0%。9.根據(jù)權利要求1所述的鋼板，其特征在于，含有REM:0.010%以下但不含0%。全文摘要提供一種不僅在進行焊接熱能為60kJ/mm以上的超高熱輸入焊接時，而且即使在進行例如焊接熱能為15kJ/mm以上的熱能較大的焊接時，均能夠發(fā)揮優(yōu)異的HAZ韌性的鋼板。本發(fā)明的鋼板適當控制化學成分組成，并且滿足下述(1)～(3)所規(guī)定的關系。1.0≤[Ti]/[N]≤2.5…(1)其中，[Ti]和[N]分別表示Ti和N的含量(質量％)，2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤10.0…(2)其中，[Ca]、[S]和[O]分別表示Ca、S和O的含量(質量％)，0.1≤[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]/(凝固冷卻速度)≤100.0…(3)其中，凝固冷卻速度表示鑄造時鋼板凝固時的平均冷卻速度(℃/秒)。文檔編號C22C38/14GK101210300SQ20071016930公開日2008年7月2日申請日期2007年11月22日優(yōu)先權日2006年12月28日發(fā)明者岡崎喜臣,武田裕之,高岡宏行申請人:株式會社神戶制鋼所