CN100494455C - 超高热输入焊接中的焊接热影响部的韧性优异的钢板 - Google Patents

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Abstract

提供一种不仅在进行焊接热能为60kJ/mm以上的超高热输入焊接时，而且即使在进行例如焊接热能为15kJ/mm以上的热能较大的焊接时，均能够发挥优异的HAZ韧性的钢板。本发明的钢板适当控制化学成分组成，并且满足下述(1)～(3)所规定的关系。1.0≤[Ti]/[N]≤2.5…(1)其中，[Ti]和[N]分别表示Ti和N的含量(质量%)，2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤10.0…(2) 其中，[Ca]、[S]和[O]分别表示Ca、S和O的含量(质量%)，0.1≤[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]/(凝固冷却速度)≤100.0…(3) 其中，凝固冷却速度：表示铸造时钢板凝固时的平均冷却速度(℃/秒)。

Description

超高热输入焊接中的焊接热影响部的韧性优异的钢板
技术领域
本发明涉及船舶、建筑、海洋结构物等的焊接结构物所适用的钢板，尤其涉及在进行超高热输入焊接时受到热影响的部位(以下称为“HAZ”)的韧性优异的钢板。
背景技术
船舶、建筑、海洋结构物等各领域的结构物，一般是通过焊接将钢材加以接合构筑而成，但是在这种结构物所使用的钢材中，从安全性确保的观点出发，钢材强度当然不用说，而且还要求焊接性的韧性也良好。
近年来，随着焊接结构物的大型化，从结构物的施工效率的提高和施工成本的降低的观点出发，就要求焊接施工效率的提高，这指向了焊接热能的增大。特别是有实施焊接热能为60kJ/mm以上这样的超高热输入焊接的倾向。
当实施上述这种超高热输入焊接时，焊接母材(作为被焊接材的钢板)的受到热影响的HAZ[比起焊接金属和母材的界面(熔合部)，母材侧数mm的位置]的韧性成为问题。该HAZ是在焊接时，母材被暴露在熔融点之下的高温下，金属组织中的奥氏体晶粒容易变粗大，而且由于焊接热能的增大导致冷却速度也放缓，因此易形成粗大组织。这一点成为原因，从而有HAZ韧性容易降低这样的问题。
作为对采用高热能焊接法时的HAZ韧性劣化加以抑制的钢板，至今为止也提出了多种，例如专利文献1、2中，提出有一种改善HAZ韧性的技术，其是使TiN微细分散有钢板中，并且使MnS复合析出，抑制奥氏体晶粒的粗大化。另外在专利文献3、4中，提出通过使Ti氧化物微细析出，将其作为铁素体相变的核生成点加以利用，从而改善焊接熔合部附近的韧性的技术。
在专利文献5中，提出有一种改善HAZ韧性的技术，其是在焊接时的冷却过程中，将TiN等之上析出的BN作为铁素体相变的核生成点加以利用，以改善HAZ韧性。
可是我们还知道，若固溶N过多则HAZ韧性劣化，为了HAZ的改善一般要实现低N化(例如，非专利文献1)。另外在专利文献6中，还提出有一种使超高热输入焊接中的HAZ韧性提高的技术，其是从彻底降低固溶N这一观点出发，通过含有Ti和充分量的Al，再将Ca氧化物作为微细氧化物加以活用，从而提高超高热输入焊接中的HAZ韧性。
另一方面，在专利文献7中，还提出有通过活用CaS，从而实现高热能焊接中的HAZ韧性的改善。
【专利文献1】特开平2—250917号公报
【专利文献2】特开平2—254118号公报
【专利文献3】特开昭60—245768号公报
【专利文献4】特开昭61—79745号公报
【专利文献5】特开昭61—253344号公报
【专利文献6】特开2001—107177号公报
【专利文献7】特开2001—356379号公报
【非专利文献1】焊接学会论文集，vol.13，No.4，P758—766，(1985年11月发行)
然而，至今为止所提出的任何一项技术均未能根本性地改善HAZ韧性，其分别存在下述问题。
在使TiN微细分散在钢中的技术中(所述专利文献1、2、5)，进行高热能焊接时，因为焊接熔合部附近将被高温长时间加热，所以TiN熔解，不能抑制晶粒的粗大化，实际情况是不能获得良好的HAZ韧性。
另外在使Ti氧化物微细分散的技术中(所述专利文献3、4)，因为使氧化物均一地分散在钢中特别困难，所以存在不能够使HAZ韧性良好这样的问题。在降低固溶N的技术中(所述专利文献6、非专利文献1)，若含有过剩地Ti，则致使固溶N量增加，反而有脆化组织生成这样的问题。
另外，在活用CaS的技术中(所述专利文献7)，CaS比较粗大，不会使HAZ韧性提高。还有，在该技术中，虽然还考虑到并用TiN，但是并不能将其与TiN带来的铁素体生成能的协同效果充分活用，仍有高热能焊接中的HAZ韧性改善效果不充分这样的问题。
发明内容
本发明为了解决这些现有技术中的课题而形成，其目的在于提供一种不仅在进行焊接热能为60kJ/mm以上的超高热输入焊接时，而且即使在进行例如焊接热能为15kJ/mm以上的热能较大的焊接时，均能够发挥优异的HAZ韧性的钢板。
所谓能够达成上述目的的本发明的钢板具有如下几点要旨：分别含有C：0.03～0.10％(质量％的意思，下同)、Si：0.50％以下(含0％)、Mn：1.0～2.0％、P：0.015％以下(不含0％)、S：0.0010％以下(不含0％)、Al：0.005～0.060％、Ti：0.008～0.030％、N：0.0050～0.010％、Ca：0.0015～0.0035％和O：0.0015％以下(不含0％)，并且分别满足由下述(1)～(3)所规定的关系。
1.0≤[Ti]/[N]≤2.5    …(1)
其中，[Ti]和[N]分别表示Ti和N的含量(质量％)。
2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤10.0   …(2)
其中，[Ca]、[S]和[O]分别表示Ca、S和O的含量(质量％)。
0.1≤[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]/(凝固冷却速度)
≤100.0     …(3)
其中，凝固冷却速度：表示铸造时钢板凝固时的平均冷却速度(℃/秒)。
在本发明的钢板中，根据需要含有如下等元素也有效：(a)B：0.0035％以下(不含0％)；(b)从Cu：2％以下(不含0％)、Ni：2％以下(不含0％)和Cr：1.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的1种以上；(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％)，根据这些所含有的成分能够进一步改善钢板的特性。
在本发明的钢板中，关于对HAZ韧性造成影响的元素，通过使之满足规定的关系式，同时严密规定化学成分组成而实现适当化，则能够实现发挥出良好的HAZ韧性的钢板，这种钢板作为各种建筑结构物等的原材极为有用。
附图说明
图1是表示从焊接部提取摆锤冲击试验片的提取位置的概略说明图。
具体实施方式
本发明者们为了达成上述的课题，对于进行超高热输入焊接时影响HAZ韧性的要因从各种角度进行反复研究。其结果得到如下结论：钢板的HAZ韧性很大程度上受到脆化组织生成与否的影响，以及该脆化组织的生成能够通过抑制高温加热区域中的奥氏体的粗大化、和在冷却时使促进铁素体相变的相变核微细分散来防止。以前，认为是因为这些因素不充分，所以不能使HAZ韧性稳定良好。
因此，本发明者们为了使铁素体相变核微细分散，在有效地活用铸造时的凝固阶段的CaS、TiN和将其作为核生成的MnS这一设想下进一步反复研究。CaS、TiN可以单独存在，也可以与MnS复合析出而存在，但是为了使它们微细分散而使铁素体生成核大量分散，则可知在适当调整钢板的化学成分组成的基础上，满足下式(1)和(2)的关系是有效的。另外，因为CaS在更高温度下会结晶，所以对于铸造时的冷却速度加以考虑也很重要。若该凝固冷却速度慢，则CaS粗大化，不能使铁素体生成核增加，因此所需要的最低限度的冷却速度由下式(3)规定。
以前，由于固溶N会造成韧性降低，因此一般会实现低N化(所述非专利文献1)，但是在本发明中，通过并用CaS，能够降低[Ti]/[N]比降低(积极地高N化)时变多的固溶N的影响，而且TiN自身也被微细分散，对于HAZ韧性改善的点来说是重点。从这一观点出发而规定下述(1)～(3)式，规定这些公式的理由如下。
1.0≤[Ti]/[N]≤2.5          …(1)
其中，[Ti]和[N]分别表示Ti和N的含量(质量％)。
为了微细地分散TiN，以使铁素体核生成核大量生成，需要使Ti与N的添加平衡处于该范围。通过调整为此平衡，能够使CaS、MnS等的铁素体生成核增加，能够确保超高热能下良好的HAZ韧性。若[Ti]/[N]的值(以下称为“P值”)超过2.5，则TiN粗大化，如果低于1.0，则TiN自身生成量变少。从这一观点出发而规定上式(1)。还有，[Ti]/[N]的值优选下限为1.5，优选上限为2.0。
2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤10.0              …(2)
其中，[Ca]、[S]和[O]分别表示Ca、S和O的含量(质量％)。
0.1≤[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]/(凝固冷却速度)
≤100.0                 …(3)
其中，凝固冷却速度：表示铸造时钢板凝固时的平均冷却速度(℃/秒)。
在钢板的凝固阶段CaO生成后，用于使CaO微细分散所需要的条件由上述式(2)和式(3)表示。相对于各个成分的“系数”，表示各元素有且于CaS微细化的配合量，根据实验求得。
本发明规定的化学成分的范围中，按Ca、S和O的顺序表示高密度使之分散的倾向强。通过将[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]的值(以下称为“Q”值)设定在2.0～10.0的范围，能够大量导入对确保超高热能下的HAZ韧性有效的铁素体生成核，从而得到良好的HAZ韧性。
另外，因为分散状态也会受到冷却速度的影响，所以也需要考虑。若[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]/(凝固冷却速度)的值(以下称为“R”值)超过100.0，则CaS粗大化，从而得不到需要的分散状态。因此R值需要在100.0以下。另一方面，如果R值低于0.1，则冷速度过快，将使CaO和CaS结晶的时间不宽裕。R值的优选下限为5(更优选为10)，优选上限为90(更优选为80)。
在本发明的钢板中，为了发挥其特性，将其化学成分组成控制在适当范围内也是重要的必要条件。这也包含涉及到上述(1)～(3)式的元素(Ti、N、Ca、S和O)，其范围限定理由如下。
[C：0.03～0.10％]
C是用于确保钢板(焊接母材)的强度所需要的元素，为了确保期望的强度而需要使之含有0.03％以上。然而，若过剩地含有C，则反而使HAZ韧性降低。由此，其上限需要为0.10％。还有，C含量的优选下限为0.05％，优选上限为0.08％。
[Si：0.50％以下(含0％)]
Si是在用于确保钢板的强度上有效的元素，根据需要被含有。然而，若过剩地使多含有，则使钢材(母材)中大量析出岛状马氏体相(M—A相)而使韧性劣化。由此，其上限为0.50％。还有，Si含量的优选下限为0.1％，优选上限为0.4％。
[Mn：1.0～2.0％]
Mn使淬火性提高，在确保钢板强度上是有效的元素，为了发挥这一效果，需要含有Mn为1.0％以上。然而若过剩地含有Mn，则钢板的HAZ韧性劣化，因此将上限作为2.0％。Mn含量的优选下限为1.3％，优选上限为1.8％。
[P：0.015％以下(不含0％)]
P是不可避免混入的杂质，因为会给钢板的韧性和HAZ的韧性带来不利影响，所以优选尽可能少。从这一观点出发，P抑制在0.015％以下为宜。P含量的优选上限为0.01％。
[S：0.0010％以下(不含0％)]
S在铸造时的钢板凝固时在钢板中形成CaS，由此在焊接后使CaS上形成MnS，是在HAZ部的铁素体形成上有效发挥作用的元素。这了效果随着其含量的增加而增大，但是若过剩被含有超过0.0010％，则母材和HAZ的韧性劣化。还有，为了发挥S带来的上述效果，优选使之含有0.0005％以上，另外优选的上限为0.0007％。为了使该S降低至规定范围，使脱硫时间较长(例如25分钟以上)即可。
[Al：0.005～0.060％]
Al作为脱氧剂是有效的元素，并且还发挥着钢板的显微组织微细化带来的母材韧性提高效果。为了发挥这一效果，需要Al含量为0.005％以上。然而，若其过剩地被含有，则使钢板(母材)中大量析出岛状马氏体相(M—A相)而使HAZ韧性劣化。因此，其上限为0.060％。还有，Al含量的优选下限为0.01％(更优选为0.02％以上)，优选上限为0.04％。
[Ti：0.008～0.030％]
Ti形成氮化物，在高热能焊接时抑制旧奥氏体晶粒的粗大化，是在提高HAZ韧性上有效的元素。为了发挥这一效果，需要Ti含量为0.008％以上。然而，若使Ti过剩地含有，则会使粗大的夹杂物析出，反而使HAZ韧性劣化，因此其上限为0.030％。还有，Ti含量的优选下限为0.01％，优选上限为0.025％。
[N：0.0050～0.010％]
在高热能焊接HAZ中为了高水准地确保韧性，有效的方法是使旧奥氏体晶粒内微细析出TiN，从而防止旧奥氏体晶粒的粗大化。为了发挥这一效果，需要N含量为0.0050％以上。然而，若N含量过剩而超过0.010％，则粗大的TiN析出，HAZ韧性降低。还有，N含量的优选下限为0.006％，优选上限为0.009％(更优选为0.008％)。
[Ca：0.0015～0.0035％]
Ca控制硫化物的形态，是有助于HAZ韧性提高的元素。为了发挥这一效果，需要使之含有0.0015％以上，但是，超过0.0035％而过剩地含有，则也会反而使HAZ韧性劣化。还有，Ca含量的优选下限为0.002％，优选上限为0.003％。
[O：0.0015％以下(不含0％)]
O作为不可避免的杂质被含有，但是在钢中作为氧化物存在。然而，若其含量超过0.0015％，则粗大的CaO生成，HAZ韧性劣化。由此，O含量的上限为0.0015％。O含量的优选上限为0.0013％。
在本发明的钢板中，上述成分以外是由Fe和不可避免的杂质(例如Sb、Se、Te等)构成，但也可以包含不会阻碍其特性的程度的微量成分(允许成分)，这样的钢板也包含在本发明的范围内。另外，根据需要，含有如下等元素也有效：(a)B：0.0035％以下(不含0％)；(b)从Cu：2％以下(不含0％)、Ni：2％以下(不含0％)和Cr：1.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的1种以上；(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％)。使这些成分含有时的范围限定理由如下。
[B：0.0035％以下(不含0％)]
B在超高热能HAZ的熔合部附近，使以BN为核的晶内铁素体生成，并且还含有固溶N的固定作用，是在改善HAZ韧性上有效的元素，根据需要被含有。然而，若B的含量变得过剩，则熔合部的组织成为粗大贝氏体组织，因此反而使HAZ韧性劣化。由此，使B含有时，可以将其上限作为0.0035％。优选的范围是0.0010～0.0025％。
[从Cu：2％以下(不含0％)、Ni：2％以下(不含0％)和Cr：1.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的1种以上]
Cu、Ni和Cr均在提高淬火性而使强度提高上是有效的元素，根据需要被含有。然而，若这些元素的含量过剩，则HAZ韧性反而降低，因此对于Cu和Ni来说优选在2％以下(更优选为1％以下)，对于Cr来说优选在1.50％以下(更优选为1％以下)。用于发挥上述效果的优选下限均为0.20％(更优选为0.40％)。
[Mo：0.5％以下(不含0％)]
Mo使淬火性提高，在确保强度上有效，为了防止回火脆性而适度加以利用。这一效果随着其含量增加而增大，但若Mo含量过剩，则HAZ韧性劣化，因此优选为0.5％以下。更优选为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，发挥着使母材强度提高的效果。另外，V还有提高回火软化的效果。然而，若其大量被含有，则HAZ韧性劣化，因此Nb为0.035％以下(更优选为0.030％以下)，V为0.1％以下(更优选为0.05％以下)。还有，用于有效地发挥它们效果的含量，Nb为0.005％以上，V为0.01％以上。
[Mg：0.005％以下(不含0％)]
Mg形成MgO，通过抑制HAZ的奥氏体晶粒的粗大化而具有使HAZ韧性提高的效果，因此根据需要被含有。然而，若Mg的含量过剩，则夹杂物粗大化，HAZ韧性劣化，因此使之在0.0050％以下(更优选为0.0035％以下)。
[Zr：0.1％以下(不含0％)和/或Hf：0.05％以下(不含0％)]
Zr和Hf与Ti一样，与N形成氮化物，使焊接时的HAZ的奥氏体晶粒微细化，在改善HAZ韧性方面是有效的元素。但是，若其被过剩地含有，则反而使HAZ韧性降低。因此，含有这些元素时，Zr为0.1％以下，Hf为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，具有提高母材强度的效果，因此根据需要被含有。但是若过剩地含有，则HAZ韧性劣化，因此其上限均为2.5％以下。
[REM：0.010％以下(不含0％)]
REM(稀土类元素)由于使钢材中不可避免混入的夹杂物(氧化物和硫化物等)的形状微细化·球状化，因此是有助于HAZ韧性提高的元素，根据需要被含有。这一效果随着其含量的增加而增大，但若REM的含量变得过剩，则夹杂物粗大化，HAZ韧性劣化，因此优选将其抑制在0.010％以下。还有，在本发明中，所谓REM是包含镧系元素(从La到1n的15个元素)和Sc(钪)和Y(钇)的意思。
还有，本发明中作为对象的钢板，基本上假定为板厚为60mm以上的厚钢板，但即使是在此之下的板厚下也具有同等的特性，均包括在本发明的对象中。另外，焊接本发明的钢板时的热能假定为60kJ/mm以上，其在这种超高热能下进行焊接时显示出良好的HAZ韧性，但是并不限于这种热能，例如15kJ/mm以上的热能下也会显示出良好的HAZ韧性。
以下，根据实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并没有限定本发明的性质，遵循前/后述的宗旨而进行设计变形的均包含在本发明的技术范围内。
【实施例】
根据通常的熔炼方法，将下述表1～3所示的化学成分组成的钢进行熔炼，边控制铸造时(铸片表面温度：1300～1000℃的温度范围)的平均冷却速度(凝固冷却速度)，边对该钢水进行冷却而成为钢坯后，加热至950～1300℃进行热轧，成为板厚：80mm的热轧板，根据需要进行淬火，成为各种高张力钢板(试验板)。还有，在表1中，REM以含有La为50％左右和含有Ce为25％左右的混合稀土金属的形态进行添加。另外，表1～3中的“—”表示没有添加元素。还有，在表1～3中，还对于本发明规定的P值([Ti]/[N])、Q值[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]进行了显示。另外，凝固冷却速度通过冷却水量进行控制，并且由放射温度计测定。
【表1】
*余量：铁、及P、O以外的不可避免的杂质
【表2】
Figure C200710169301D00141
＊余量：铁、及P、O以外的不可避免的杂质
【表3】
Figure C200710169301D00142
*余量：铁、及P、O以外的不可避免的杂质
对于得到的各种钢板，以下述的方法测定其抗拉特性，并且在下述的条件下进行焊接，制成焊接部。
(钢板的抗拉特性)
从钢板的t/4(t为板厚)提取JIS Z 22014号试验片，按JIS Z 2241的要领进行拉伸试验，测定抗拉强度(TS)。本发明中，抗拉强度TS：440MPa以上为合格。
(焊接条件)
焊接方法：气电焊(electrogas arc welding)
焊接电流：400A
焊接电压：40V
焊接速度：0.58mm/秒
热能：60kJ/mm
焊丝：DWS—50GTR，DWS—50GTF
坡口形状：坡口角度18°(反V坡口)，根部间隙：10mm
在所得到的焊接部，如图1所示，从钢板的t/4(t为板厚)的位置提取摆锤冲击试验片(JIS Z2202：高10mm×宽10mm×长55mm)，从熔合部在+0.5mm母材侧位置开凹口，测定—55℃下的V摆锤冲击值(vE-55)，评价HAZ韧性。这时V摆锤冲击值(vE-55)为100J以上为合格。
这些结果与制造时的凝固冷却速度一起显示在下述表4～6中。还有，在表4～6中，还显示在热能15kJ/mm下，以下述的焊接条件进行焊接时，与上述同样测定的V摆锤冲击值(vE-55)。
(焊接条件)
板厚：25mm
坡口角度：40°
根部宽度：11mm
焊接材料(焊丝)：DWS—50G(1.6mm)
【表4】
Figure C200710169301D00161
【表5】
Figure C200710169301D00162
【表6】
根据这些结果能够进行如下考察。首先，试验No.1～37满足本发明规定的必要条件，钢板(母材)的强度满足目标，HAZ韧性也充分满足平均100J以上的目标。另外还可知，即使在热能为15kJ/mm这样的焊接条件下，它们也显示出充分的HAZ韧性。
相对于此，试验No.38～67欠缺本发明规定的某一必要条件，某种特性随之劣化。其中，试验No.38～53、67其化学成分组成脱离本发明规定的范围，(试验No.51、67是P值也大)，试验No.54虽然化学组成满足，但P值脱离本发明规定的范围。试验No.55～61、65虽然化学成分组成满足，但是Q值脱离本发明规定的范围。试验No.62～64、66虽然化学成分组成满足，但R值脱离本发明规定的范围。

Claims (9)

1.一种超高热输入焊接的焊接热影响部的韧性优异的钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.03～0.10％、Si：0.50％以下且含0％、Mn：1.0～2.0％、P：0.015％以下但不含0％、S：0.0010％以下但不含0％、Al：0.005～0.060％、Ti：0.008～0.030％、N：0.0050～0.010％、Ca：0.0015～0.0035％和O：0.0015％以下但不含0％，并且分别满足由下述(1)～(3)式规定的关系，
1.0≤[Ti]/[N]≤2.5        …(1)
其中，[Ti]和[N]分别表示Ti和N的质量百分比含量，
2.0≤1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])≤10.0      …(2)
其中，[Ca]、[S]和[O]分别表示Ca、S和O的质量百分比含量，
1≤[1000×([Ca]+2×[S]+3×[O])]/(凝固冷却速度)
                                 ≤100.0   …(3)
其中，凝固冷却速度表示铸造时钢板凝固时的平均冷却速度(℃/秒)。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，含有B：0.0035％以下但不含0％。
3.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，含有从Cu：2％以下但不含0％、Ni：2％以下但不含0％、和Cr：1.50％以下但不含0％中选择的1种以上。
4.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，含有Mo：0.5％以下但不含0％。
5.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，含有Nb：0.035％以下但不含0％和/或V：0.1％以下但不含0％。
6.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，含有Mg：0.005％以下但不含0％。
7.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，含有Zr：0.1％以下但不含0％和/或Hf：0.05％以下但不含0％。
8.根据权利要求1所述的钢板，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.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，含有REM：0.010％以下但不含0％。
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