JP2011021263A - 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】大入熱溶接を行った場合にＨＡＺ靭性が良好な鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｎを含有するとともに、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、およびＭｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、下記（１）式で表されるＡ値が、１２５≦Ａ≦２００であるとともに、下記（２）式で表されるＧ値との間に、Ａ／Ｇ≧４３５０の関係を有し、更に、円相当径０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物が５．０×１０6個／ｍｍ2以上、円相当径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１．０×１０5個／ｍｍ2以上、円相当径１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物が５個／ｍｍ2以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板である。
Ａ＝５３＋１０４［Ｃ］＋７６［Ｃｕ］＋１０９［Ｃｒ］＋３７［Ｎｉ］
＋２４２２［Ｎｂ］＋３１［Ｍｏ］ ・・・（１）
Ｇ＝［Ｎｂ］＋５［Ｂ］ ・・・（２）
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｎを含有するとともに、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、およびＭｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、下記（１）式で表されるＡ値が、１２５≦Ａ≦２００であるとともに、下記（２）式で表されるＧ値との間に、Ａ／Ｇ≧４３５０の関係を有し、更に、円相当径０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物が５．０×１０6個／ｍｍ2以上、円相当径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１．０×１０5個／ｍｍ2以上、円相当径１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物が５個／ｍｍ2以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板である。
Ａ＝５３＋１０４［Ｃ］＋７６［Ｃｕ］＋１０９［Ｃｒ］＋３７［Ｎｉ］
＋２４２２［Ｎｂ］＋３１［Ｍｏ］ ・・・（１）
Ｇ＝［Ｎｂ］＋５［Ｂ］ ・・・（２）
【選択図】なし
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鋼板に関し、特に溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。
近年、造船分野における溶接構造物の大型化に伴い、板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板の適用範囲が拡大しつつあり、また溶接に関しては溶接施工効率の向上を目的として大入熱溶接（入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上）が求められている。
しかし、大入熱溶接時の溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と呼ぶ。）は、加熱されることによって高温のオーステナイト相領域に長時間保持される。そのため、粗大オーステナイト組織が形成され、その後の冷却過程で旧オーステナイト粒界に沿った粗大粒界フェライト、粗大粒界ベイナイトが生成することとなり、安定したＨＡＺ靭性が得られなくなるという問題がある。
ＨＡＺ靭性を確保する方法として、例えば特許文献１〜４にはＴｉ含有窒化物をピン止め粒子として活用し、溶接時のオーステナイト粒粗大化を抑制する技術が提案されている。さらに特許文献５では、Ｎｂを含有させたＴｉＮ系介在物を利用した技術が開示されている。しかし、微細なＴｉＮ系介在物は大入熱溶接した際に消失しやすく、単に微細分散したのみでは安定したＨＡＺ靭性が得られ難い。
また、オーステナイト粒粗大化を抑制するピン止め粒子として、窒化物に比べて高温で安定な酸化物等の介在物を利用した技術が提案されている（特許文献６、７）。特許文献８には、酸化物等の介在物を起点とした粒内フェライトの生成を促進することによりＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を確保する技術が提案されている。しかし、これら酸化物等の介在物活用技術は、靭性に悪影響を及ぼす粗大介在物を生成させやすく、また一般に酸化物等の介在物はＴｉＮ系介在物に比べて数が少ないため、安定したＨＡＺ靭性が得られ難い。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は大入熱溶接（特に５０ｋＪ／ｍｍ以上）を行った場合にＨＡＺ靭性が良好な鋼板を提供することにある。
本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０４％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２０〜０．０２０％を含有するとともに、Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、下記（１）式で表されるＡ値が、１２５≦Ａ≦２００であるとともに、下記（２）式で表されるＧ値との間に、Ａ／Ｇ≧４３５０の関係を有し、更に、円相当径０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物が５．０×１０6個／ｍｍ2以上、円相当径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１．０×１０5個／ｍｍ2以上、円相当径１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物が５個／ｍｍ2以下であることを特徴とする。
Ａ＝５３＋１０４［Ｃ］＋７６［Ｃｕ］＋１０９［Ｃｒ］＋３７［Ｎｉ］
＋２４２２［Ｎｂ］＋３１［Ｍｏ］ ・・・（１）
Ｇ＝［Ｎｂ］＋５［Ｂ］ ・・・（２）
［式（１）、（２）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。］
Ａ＝５３＋１０４［Ｃ］＋７６［Ｃｕ］＋１０９［Ｃｒ］＋３７［Ｎｉ］
＋２４２２［Ｎｂ］＋３１［Ｍｏ］ ・・・（１）
Ｇ＝［Ｎｂ］＋５［Ｂ］ ・・・（２）
［式（１）、（２）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。］
さらに本発明の鋼板は、必要に応じて更に（ａ）Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、（ｃ）ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００３〜０．０２％を含有しても良い。
本発明によれば、ベイナイト変態の駆動力に相当するＡ値を制御するとともに、オーステナイト粒界エネルギーに影響するＧ値と前記Ａ値の関係（Ａ／Ｇ）を適切に制御し、さらにＴｉ含有窒化物のサイズと個数を適切に制御しているため、ＨＡＺ靭性に優れた鋼板を提供することができる。
本発明者らは、ＨＡＺ靭性を改善する技術として、合金元素の最適化によるベイナイト変態駆動力制御により、ＨＡＺのベイナイト組織を微細化する技術を既に提案している（特願２００８−００４８４６、特願２００８−０２１７３０）。しかし、本発明者らが更に検討を重ねた結果、ＨＡＺのベイナイト組織のサイズにはベイナイト変態駆動力以外の因子も影響を与えていることが分かり、具体的にはオーステナイト粒界エネルギーが影響していることが明らかとなった。
そこで、本発明では（ｉ）ベイナイト変態駆動力に相当するＡ値を制御するとともに、（ｉｉ）オーステナイト粒界エネルギーに影響するＧ値を規定し、Ａ／Ｇを制御することを特徴とする。こうすることによって、粒界におけるベイナイトの核生成頻度が増加してＨＡＺにおけるベイナイト組織の微細化を達成することができる。
（ｉ）について
まず、ベイナイト変態の駆動力と各種合金の影響について検討した。ベイナイト変態の形成過程を考慮すると、その駆動力はベイナイト変態の駆動力が発生し始める温度（以下、「Ｔ0温度」と呼ぶ）と、実際にベイナイト変態が起こる温度（以下、「Ｂs点」と呼ぶ）との差で説明できると考えられた。
まず、ベイナイト変態の駆動力と各種合金の影響について検討した。ベイナイト変態の形成過程を考慮すると、その駆動力はベイナイト変態の駆動力が発生し始める温度（以下、「Ｔ0温度」と呼ぶ）と、実際にベイナイト変態が起こる温度（以下、「Ｂs点」と呼ぶ）との差で説明できると考えられた。
そこで、夫々の温度（Ｔ0温度、Ｂs点）に対する合金元素の影響について更に検討した。Ｔ0温度については、熱力学計算で算出できることから、熱力学計算ソフトウェア（Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ、ＣＲＣ総合研究所から購入可能）を用いて各合金元素の影響について検討し、各元素の影響について定式化した。一方、Ｂs点については理論的に算出することができないため実験値を用いた。すなわち、組成が異なる複数の鋼種について、後述の実施例の条件（１４００℃に加熱して６０秒保持した後、８００〜５００℃の温度範囲を５００秒かけて冷却）で熱サイクル試験を行った際のＢs点を求め、各元素の影響を回帰分析によって定式化した。得られた両式（Ｔ0温度、Ｂs点）の差をとり、（Ｔ0温度−Ｂs点）の式とすることによって、下記（１）式で表されるＡ値を求めることができたのである。
Ａ＝５３＋１０４［Ｃ］＋７６［Ｃｕ］＋１０９［Ｃｒ］＋３７［Ｎｉ］
＋２４２２［Ｎｂ］＋３１［Ｍｏ］ ・・・（１）
Ａ＝５３＋１０４［Ｃ］＋７６［Ｃｕ］＋１０９［Ｃｒ］＋３７［Ｎｉ］
＋２４２２［Ｎｂ］＋３１［Ｍｏ］ ・・・（１）
本発明では、上記（１）式で表されるＡ値を１２５≦Ａ≦２００とする。Ａ値が１２５未満であると、十分な変態駆動力が確保できないためベイナイト組織が粗大化する。一方、Ａ値が２００を超えるとマルテンサイト変態が生じてしまい、硬質なマルテンサイト相によってＨＡＺ靭性が劣化する。Ａ値は好ましくは１３５≦Ａ≦１８０である。
（ｉｉ）について
次に、オーステナイト粒界エネルギーと各種合金元素の影響について検討した。一般に、ＮｂやＢはオーステナイト粒界エネルギーを下げる元素として知られている。そこで、同程度のＡ値を有しＮｂ量およびＢ量を変化させた鋼種をいくつか用意し、それぞれについてＨＡＺにおけるベイナイト組織サイズを測定した。その結果、ベイナイト組織サイズに対するＢ量の影響は、Ｎｂ量の約５倍であったことから、オーステナイト粒界エネルギーに影響を与える指標として、Ｇ＝［Ｎｂ］＋５［Ｂ］を用いることとした。粒界エネルギーを下げる作用を有するＮｂやＢの含有量が多くなれば、下記（２）式から明らかなようにＧ値は大きくなるのであり、Ｇの値が大きいことは、すなわちオーステナイト粒界エネルギーが小さいことを意味している。なお、本発明においてＢ（ボロン）は任意元素であるので、Ｂを含まない場合は［Ｂ］＝０としてＧ値を計算するものとする。
Ｇ＝［Ｎｂ］＋５［Ｂ］ ・・・（２）
次に、オーステナイト粒界エネルギーと各種合金元素の影響について検討した。一般に、ＮｂやＢはオーステナイト粒界エネルギーを下げる元素として知られている。そこで、同程度のＡ値を有しＮｂ量およびＢ量を変化させた鋼種をいくつか用意し、それぞれについてＨＡＺにおけるベイナイト組織サイズを測定した。その結果、ベイナイト組織サイズに対するＢ量の影響は、Ｎｂ量の約５倍であったことから、オーステナイト粒界エネルギーに影響を与える指標として、Ｇ＝［Ｎｂ］＋５［Ｂ］を用いることとした。粒界エネルギーを下げる作用を有するＮｂやＢの含有量が多くなれば、下記（２）式から明らかなようにＧ値は大きくなるのであり、Ｇの値が大きいことは、すなわちオーステナイト粒界エネルギーが小さいことを意味している。なお、本発明においてＢ（ボロン）は任意元素であるので、Ｂを含まない場合は［Ｂ］＝０としてＧ値を計算するものとする。
Ｇ＝［Ｎｂ］＋５［Ｂ］ ・・・（２）
オーステナイト粒界エネルギーが低いと（すなわち上述のＧ値が大きい）、オーステナイト粒界は安定なのであり、その安定な粒界を消すような粒界ベイナイトは生成しにくくなる。すなわちベイナイト変態駆動力に相当するＡ値を所定以上確保したとしても、オーステナイト粒界エネルギーが低い（Ｇ値が大きい）場合は、ベイナイト変態は生成しにくくなる。そこで本発明ではＡ／Ｇを制御することとし、Ａ／Ｇ≧４３５０とした。Ａ／Ｇが４３５０未満であると、粒界ベイナイトの核生成頻度が低下し、粗大ベイナイト組織が形成される。Ａ／Ｇは好ましくは４４００以上である。またＧ値の上限は特に限定されないが、概ね５００００以下である。
本発明者らは上述のＡ値、Ａ／Ｇの制御に加えて、さらに、従来ピン止め粒子として活用されてきたＴｉ含有窒化物（以下、「ＴｉＮ」で代表させる場合がある。）について、大入熱溶接時の高温においても溶けずに残存させ、ＨＡＺ靭性を更に改善するために検討を重ねた。その結果、以下のことが明らかとなった。これまで提案されてきた技術では、できるだけ微細なＴｉ系介在物を多量に分散させることがＨＡＺ靭性を向上させる上で有効であると考えられてきた。しかし、むしろ円相当径で０．０５〜１．０μｍ程度の大きさのＴｉＮを積極的に確保すればよいことを見出した。ＴｉＮの個数は、サイズに応じて以下のように制御するものとする。
円相当径０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物が５．０×１０6個／ｍｍ2以上
円相当径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１．０×１０5個／ｍｍ2以上
円相当径１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物が５個／ｍｍ2以下
円相当径０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物が５．０×１０6個／ｍｍ2以上
円相当径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１．０×１０5個／ｍｍ2以上
円相当径１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物が５個／ｍｍ2以下
微細なＴｉＮはＨＡＺにおけるオーステナイト粒粗大化を抑制する。０．０５μｍ未満のＴｉＮが５．０×１０6個／ｍｍ2より少ないと、オーステナイト粒粗大化が十分に抑制されない。また、ＴｉＮの円相当径が０．０５μｍ以上になるとＨＡＺにおいて高温に加熱された時でも溶解が進みにくくなり、厳しい入熱条件でもオーステナイト粒粗大化抑制効果が所定以上もたらされ、ＨＡＺ靭性を確保することができる。そこで０．０５〜１．０μｍのＴｉＮは１．０×１０5個／ｍｍ2以上とする。一方、円相当径１．０μｍ超のＴｉＮは脆性破壊の起点として作用してしまうためできるだけ抑制することが好ましい。そこで円相当径１．０μｍ超のＴｉＮは５個／ｍｍ2以下とする。
上記のＴｉＮの個数は好ましくは、０．０５μｍ未満のものが５．５×１０6個／ｍｍ2以上、０．０５〜１．０μｍのものが１．２×１０5個／ｍｍ2以上、１．０μｍ超のものが３個／ｍｍ2以下である。
次に、本発明に係る鋼板の化学成分組成について以下に説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは鋼板の強度を確保するために必要な元素である。Ｃが０．０３％より少ないと鋼板の強度が不十分となる。一方、Ｃが０．１０％を超えると硬質なＭＡ（島状マルテンサイト）組織が生成することによってＨＡＺ靭性が低下する。Ｃ量の好ましい範囲は０．０４〜０．０９％であり、より好ましくは０．０５〜０．０８％である。
Ｃは鋼板の強度を確保するために必要な元素である。Ｃが０．０３％より少ないと鋼板の強度が不十分となる。一方、Ｃが０．１０％を超えると硬質なＭＡ（島状マルテンサイト）組織が生成することによってＨＡＺ靭性が低下する。Ｃ量の好ましい範囲は０．０４〜０．０９％であり、より好ましくは０．０５〜０．０８％である。
Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）
Ｓｉは固溶強化により強度を向上させる作用を有する元素であるが、過剰に添加すると溶鋼中でＴｉの活量を上昇させＴｉ＋Ｎ→ＴｉＮの反応を促進する。溶鋼中で生成したＴｉＮは粗大化しやすいため、Ｓｉの過剰な添加は粗大なＴｉＮを生成する原因となる。またＳｉ量が過剰になると硬質なＭＡ（島状マルテンサイト）組織が生成することによってＨＡＺ靭性が低下する。そこでＳｉ量を０．２５％以下とする。Ｓｉ量は好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｓｉは固溶強化により強度を向上させる作用を有する元素であるが、過剰に添加すると溶鋼中でＴｉの活量を上昇させＴｉ＋Ｎ→ＴｉＮの反応を促進する。溶鋼中で生成したＴｉＮは粗大化しやすいため、Ｓｉの過剰な添加は粗大なＴｉＮを生成する原因となる。またＳｉ量が過剰になると硬質なＭＡ（島状マルテンサイト）組織が生成することによってＨＡＺ靭性が低下する。そこでＳｉ量を０．２５％以下とする。Ｓｉ量は好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは強度を確保するために有効な元素である。そこでＭｎ量を１．０％以上とする。一方、Ｍｎが過剰になるとＨＡＺの強度が上昇することによる靭性低下を招く。そこでＭｎ量は２．０％以下と定めた。Ｍｎ量は好ましくは１．２〜１．８％であり、より好ましくは１．４〜１．７％である。
Ｍｎは強度を確保するために有効な元素である。そこでＭｎ量を１．０％以上とする。一方、Ｍｎが過剰になるとＨＡＺの強度が上昇することによる靭性低下を招く。そこでＭｎ量は２．０％以下と定めた。Ｍｎ量は好ましくは１．２〜１．８％であり、より好ましくは１．４〜１．７％である。
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは溶製時の脱酸に有効な元素であり、後記する通り、溶製時にＣａに先立って添加することで粗大ＴｉＮの生成を抑制するの作用を有する。一方、過剰に添加すると粗大な酸化物を形成してＨＡＺ靭性を低下させる。そこでＡｌ量は０．００５〜０．０５０％と定めた。Ａｌ量は好ましくは０．０１０〜０．０４％、より好ましくは０．０２〜０．０３５％である。
Ａｌは溶製時の脱酸に有効な元素であり、後記する通り、溶製時にＣａに先立って添加することで粗大ＴｉＮの生成を抑制するの作用を有する。一方、過剰に添加すると粗大な酸化物を形成してＨＡＺ靭性を低下させる。そこでＡｌ量は０．００５〜０．０５０％と定めた。Ａｌ量は好ましくは０．０１０〜０．０４％、より好ましくは０．０２〜０．０３５％である。
Ｎｂ：０．００２〜０．０４％
Ｎｂは上述のＡ値を上昇させることによりＨＡＺのベイナイト組織を微細化させるのに有効な元素である。またＮｂは炭窒化物として析出し、オーステナイト粒粗大化を抑制することで母材靭性を向上させる作用を有する。一方、過剰に添加するとオーステナイト粒界に偏析することによりオーステナイト粒界エネルギーを低下させ、上述のＡ／Ｇが低下することによって却ってＨＡＺのベイナイト組織を粗大化させる。そこでＮｂ量は０．００２〜０．０４％と定めた。Ｎｂ量は好ましくは０．００４〜０．０３％であり、より好ましくは０．００７〜０．０２％である。
Ｎｂは上述のＡ値を上昇させることによりＨＡＺのベイナイト組織を微細化させるのに有効な元素である。またＮｂは炭窒化物として析出し、オーステナイト粒粗大化を抑制することで母材靭性を向上させる作用を有する。一方、過剰に添加するとオーステナイト粒界に偏析することによりオーステナイト粒界エネルギーを低下させ、上述のＡ／Ｇが低下することによって却ってＨＡＺのベイナイト組織を粗大化させる。そこでＮｂ量は０．００２〜０．０４％と定めた。Ｎｂ量は好ましくは０．００４〜０．０３％であり、より好ましくは０．００７〜０．０２％である。
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％
ＴｉはＴｉＮを生成させるために必要な元素である。一方、過剰に添加するとＴｉＮの粗大化を招きＨＡＺ靭性が低下する。そこでＴｉ量は０．０１０〜０．０８０％と定めた。Ｔｉ量は好ましくは０．０１２〜０．０６０％であり、より好ましくは０．０１５〜０．０５０％である。
ＴｉはＴｉＮを生成させるために必要な元素である。一方、過剰に添加するとＴｉＮの粗大化を招きＨＡＺ靭性が低下する。そこでＴｉ量は０．０１０〜０．０８０％と定めた。Ｔｉ量は好ましくは０．０１２〜０．０６０％であり、より好ましくは０．０１５〜０．０５０％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
Ｃａは硫化物系介在物の球状化に有効な元素であり、またＡｌの後に添加することによって粗大なＴｉＮの生成を抑制する作用を有する。一方、過剰に添加すると粗大酸化物を形成しＨＡＺ靭性が低下する。そこでＣａ量は０．０００５〜０．０１０％と定めた。Ｃａ量は好ましくは０．０００８〜０．００８％であり、より好ましくは０．００１〜０．００５％である。
Ｃａは硫化物系介在物の球状化に有効な元素であり、またＡｌの後に添加することによって粗大なＴｉＮの生成を抑制する作用を有する。一方、過剰に添加すると粗大酸化物を形成しＨＡＺ靭性が低下する。そこでＣａ量は０．０００５〜０．０１０％と定めた。Ｃａ量は好ましくは０．０００８〜０．００８％であり、より好ましくは０．００１〜０．００５％である。
Ｎ：０．００２０〜０．０２０％
ＮはＴｉＮの形成に必要な元素である。一方、Ｎ量が過剰になると固溶Ｎ量が増加して歪時効が生じることによりＨＡＺ靭性が低下する。そこでＮ量を０．００２０〜０．０２０％と定めた。Ｎ量は好ましくは０．００３〜０．０１８％であり、より好ましくは０．００４〜０．０１％である。
ＮはＴｉＮの形成に必要な元素である。一方、Ｎ量が過剰になると固溶Ｎ量が増加して歪時効が生じることによりＨＡＺ靭性が低下する。そこでＮ量を０．００２０〜０．０２０％と定めた。Ｎ量は好ましくは０．００３〜０．０１８％であり、より好ましくは０．００４〜０．０１％である。
Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）
Ｃｕ：１．５０％以下（０％を含まない）
Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）
Ｍｏ：１．２％以下（０％を含まない）
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも鋼板の強度を確保するとともに、上述したＡ値を上昇させることによりＨＡＺのベイナイト組織を微細化させるのに有効な元素である。一方、これらの元素が過剰になると硬質なマルテンサイト組織の生成を招き、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。そこでＮｉ量は１．５％以下、Ｃｕ量は１．５０％以下、Ｃｒ量は１．２０％以下、Ｍｏ量は１．２％以下と定めた。Ｎｉ量、Ｃｕ量はいずれも好ましくは０．１〜１．２％（さらに好ましくは０．２〜１．０％）であり、Ｃｒ量、Ｍｏ量はいずれも好ましくは０．１〜１．０％（さらに好ましくは０．１５〜０．８％）である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは１種のみを用いても良いし、２種以上を併用しても良い。
Ｃｕ：１．５０％以下（０％を含まない）
Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）
Ｍｏ：１．２％以下（０％を含まない）
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも鋼板の強度を確保するとともに、上述したＡ値を上昇させることによりＨＡＺのベイナイト組織を微細化させるのに有効な元素である。一方、これらの元素が過剰になると硬質なマルテンサイト組織の生成を招き、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。そこでＮｉ量は１．５％以下、Ｃｕ量は１．５０％以下、Ｃｒ量は１．２０％以下、Ｍｏ量は１．２％以下と定めた。Ｎｉ量、Ｃｕ量はいずれも好ましくは０．１〜１．２％（さらに好ましくは０．２〜１．０％）であり、Ｃｒ量、Ｍｏ量はいずれも好ましくは０．１〜１．０％（さらに好ましくは０．１５〜０．８％）である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは１種のみを用いても良いし、２種以上を併用しても良い。
本発明の鋼板に用いる基本成分は上述の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原材料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。さらに本発明では、必要に応じて以下の任意元素を含有していても良い。
Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない）
Ｖは炭窒化物として析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することで母材靭性を向上させるのに有効な元素である。一方、過剰に添加すると析出強化による強度の過大な上昇を招きＨＡＺ靭性が低下する。そこでＶ量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｖ量はより好ましくは０．０１〜０．０８％であり、さらに好ましくは０．０２〜０．０７％である。
Ｖは炭窒化物として析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することで母材靭性を向上させるのに有効な元素である。一方、過剰に添加すると析出強化による強度の過大な上昇を招きＨＡＺ靭性が低下する。そこでＶ量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｖ量はより好ましくは０．０１〜０．０８％であり、さらに好ましくは０．０２〜０．０７％である。
Ｂ：０．００１０〜０．００５０％
Ｂは粗大な粒界フェライトを抑制することでＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。一方、過剰に添加するとオーステナイト粒界に偏析することでオーステナイト粒界エネルギーを低下させ、上述のＡ／Ｇを低下させることによって却ってＨＡＺのベイナイト組織を粗大化させる。そこでＢ量は０．００１０〜０．００５０％とすることが好ましく、より好ましくは０．００１２〜０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００１５〜０．００４０％である。
Ｂは粗大な粒界フェライトを抑制することでＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。一方、過剰に添加するとオーステナイト粒界に偏析することでオーステナイト粒界エネルギーを低下させ、上述のＡ／Ｇを低下させることによって却ってＨＡＺのベイナイト組織を粗大化させる。そこでＢ量は０．００１０〜０．００５０％とすることが好ましく、より好ましくは０．００１２〜０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００１５〜０．００４０％である。
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
ＲＥＭおよびＺｒは酸化物を微細化させることでＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。一方、これら元素を過剰に添加すると却って酸化物の粗大化を招きＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。そこでＲＥＭ、Ｚｒはいずれも０．０００３〜０．０２％とすることが好ましく、より好ましくは０．０００５〜０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．００１０〜０．０１０％である。ＲＥＭおよびＺｒは単独で用いても良いし、併用しても良い。
Ｚｒ：０．０００３〜０．０２％
ＲＥＭおよびＺｒは酸化物を微細化させることでＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。一方、これら元素を過剰に添加すると却って酸化物の粗大化を招きＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。そこでＲＥＭ、Ｚｒはいずれも０．０００３〜０．０２％とすることが好ましく、より好ましくは０．０００５〜０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．００１０〜０．０１０％である。ＲＥＭおよびＺｒは単独で用いても良いし、併用しても良い。
本発明の鋼板において、ＴｉＮのサイズと個数を上述のように制御するためには、溶製におけるＡｌとＣａの添加順序、鋳込みまでの保持時間ｔ１（分）、鋳造時の１５００〜１４００℃の冷却時間ｔ２（秒）、圧延前加熱温度Ｔｈ（℃）、圧延前加熱時間ｔ３（時間）、粗圧延終了温度Ｔｆ（℃）を制御することが好ましい。各条件について以下に詳述する。
溶製時のＡｌとＣａの添加順序：Ａｌ→Ｃａ
溶製時のＡｌとＣａの添加順序は、Ａｌ→Ｃａとする。Ｃａ→Ａｌとすると溶鋼中にＣａ酸化物およびＡｌ酸化物が生成するが、これらの酸化物は粗大なＴｉＮの生成起点となりやすい。つまり、円相当径１．０μｍ超の粗大ＴｉＮの生成によるＨＡＺ靭性の低下を招いてしまう。これに対して、Ａｌ→Ｃａの順で添加すれば、ＴｉＮの生成起点となり難いＣａ−Ａｌ複合酸化物が生成し、粗大なＴｉＮの生成が抑制される。
溶製時のＡｌとＣａの添加順序は、Ａｌ→Ｃａとする。Ｃａ→Ａｌとすると溶鋼中にＣａ酸化物およびＡｌ酸化物が生成するが、これらの酸化物は粗大なＴｉＮの生成起点となりやすい。つまり、円相当径１．０μｍ超の粗大ＴｉＮの生成によるＨＡＺ靭性の低下を招いてしまう。これに対して、Ａｌ→Ｃａの順で添加すれば、ＴｉＮの生成起点となり難いＣａ−Ａｌ複合酸化物が生成し、粗大なＴｉＮの生成が抑制される。
鋳込みまでの保持時間ｔ１（分）：１０≦ｔ１＜９０
鋳込みまでの保持時間ｔ１（分）はＣａ−Ａｌ複合酸化物の生成に影響を及ぼす要件であり、ｔ１が１０分より短いとＣａ−Ａｌ複合酸化物が十分に生成せず、粗大なＴｉＮによるＨＡＺ靭性の低下をもたらす。なぜなら、本発明では上述のようにＡｌ→Ｃａの順に添加するのであるが、まずＡｌを添加した時点で溶鋼中にＡｌ酸化物が生成し、続いてＣａを添加して保持することによってＡｌ酸化物がＣａ−Ａｌ複合酸化物に変化するのであり、ｔ１が短いとＣａ−Ａｌ酸化物が十分生成せずＡｌ酸化物が多数残存することとなるからである。一方、ｔ１が９０分以上になると、生成した酸化物が粗大化してＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。ｔ１は好ましくは２５≦ｔ１≦８０である。
鋳込みまでの保持時間ｔ１（分）はＣａ−Ａｌ複合酸化物の生成に影響を及ぼす要件であり、ｔ１が１０分より短いとＣａ−Ａｌ複合酸化物が十分に生成せず、粗大なＴｉＮによるＨＡＺ靭性の低下をもたらす。なぜなら、本発明では上述のようにＡｌ→Ｃａの順に添加するのであるが、まずＡｌを添加した時点で溶鋼中にＡｌ酸化物が生成し、続いてＣａを添加して保持することによってＡｌ酸化物がＣａ−Ａｌ複合酸化物に変化するのであり、ｔ１が短いとＣａ−Ａｌ酸化物が十分生成せずＡｌ酸化物が多数残存することとなるからである。一方、ｔ１が９０分以上になると、生成した酸化物が粗大化してＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。ｔ１は好ましくは２５≦ｔ１≦８０である。
鋳造時の１５００〜１４００℃の冷却時間ｔ２（秒）：ｔ２≦６００
ｔ２が６００秒を超えると、粗大なＴｉＮの生成量が増加し、その分０．０５〜１．０μｍのサイズのＴｉＮが減少し、十分なＨＡＺ靭性が確保できなくなる。ｔ２は好ましくは５７０秒以下である。
ｔ２が６００秒を超えると、粗大なＴｉＮの生成量が増加し、その分０．０５〜１．０μｍのサイズのＴｉＮが減少し、十分なＨＡＺ靭性が確保できなくなる。ｔ２は好ましくは５７０秒以下である。
圧延前加熱温度Ｔｈ（℃）：１０５０≦Ｔｈ≦１２００、圧延前加熱時間ｔ３（時間）：２≦ｔ３≦５
Ｔｈが１０５０℃未満、あるいはｔ３が２時間未満であると、０．０５〜１．０μｍのサイズのＴｉＮが十分に得られない。一方、Ｔｈが１２００℃を超える、あるいはｔ３が５時間を超えると、ＴｉＮのオストワルド成長が促進され、０．０５μｍ未満の微細なＴｉＮが確保できなくなる。Ｔｈ（℃）は好ましくは１０８０≦Ｔｈ≦１１８０であり、ｔ３（時間）は好ましくは２．５≦ｔ３≦４．５である。
Ｔｈが１０５０℃未満、あるいはｔ３が２時間未満であると、０．０５〜１．０μｍのサイズのＴｉＮが十分に得られない。一方、Ｔｈが１２００℃を超える、あるいはｔ３が５時間を超えると、ＴｉＮのオストワルド成長が促進され、０．０５μｍ未満の微細なＴｉＮが確保できなくなる。Ｔｈ（℃）は好ましくは１０８０≦Ｔｈ≦１１８０であり、ｔ３（時間）は好ましくは２．５≦ｔ３≦４．５である。
粗圧延終了温度Ｔｆ（℃）：Ｔｆ≧９００
Ｔｆが９００℃未満であると、０．０５μｍ未満の微細なＴｉＮが十分に得られずＨＡＺ靭性の低下を招く。Ｔｆ（℃）は好ましくはＴｆ≧９３０である。Ｔｆ（℃）の上限は特に限定されないが、概ね１０００℃である。
Ｔｆが９００℃未満であると、０．０５μｍ未満の微細なＴｉＮが十分に得られずＨＡＺ靭性の低下を招く。Ｔｆ（℃）は好ましくはＴｆ≧９３０である。Ｔｆ（℃）の上限は特に限定されないが、概ね１０００℃である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
実施例１
表１〜４に示す化学成分組成の鋼を、表５〜８に示した条件で、溶製、鋳造してスラブ（断面形状１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）とした後、熱間圧延を行い、板厚８０ｍｍの熱間圧延板を得た。なお、表１〜４においてＲＥＭは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５〜８において、Ａｌ、Ｃａの添加順序が「○」とはＡｌ→Ｃａの順に添加したことを意味し、「×」とはＣａ→Ａｌの順に添加したことを意味する。
表１〜４に示す化学成分組成の鋼を、表５〜８に示した条件で、溶製、鋳造してスラブ（断面形状１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）とした後、熱間圧延を行い、板厚８０ｍｍの熱間圧延板を得た。なお、表１〜４においてＲＥＭは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５〜８において、Ａｌ、Ｃａの添加順序が「○」とはＡｌ→Ｃａの順に添加したことを意味し、「×」とはＣａ→Ａｌの順に添加したことを意味する。
上記のようにして得た熱延板から試験片を切り出し、下記の要領で各種大きさのＴｉ含有窒化物の個数密度、およびＨＡＺ靭性を測定した。
円相当径０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物の個数密度の測定
各熱延板のｔ／４（４：板厚）位置から試験片を切り出し（試験片の軸心が熱延板のｔ／４位置となるように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面からレプリカＴＥＭ試験片を作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６００００倍、観察視野２μｍ×２μｍの条件で５視野観察した。そしてＥＤＸ（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）によってＴｉ、Ｎを含む粒子を判別してＴｉ含有窒化物とした。さらに画像解析によってその視野中のＴｉ含有窒化物の面積を測定し、円相当径に換算して０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物の個数を計測し、１ｍｍ2あたりに換算して個数密度を求めた。但し、０．０１μｍ以下の粒子についてはＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
各熱延板のｔ／４（４：板厚）位置から試験片を切り出し（試験片の軸心が熱延板のｔ／４位置となるように採取）、圧延方向および板厚方向に平行な断面からレプリカＴＥＭ試験片を作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、観察倍率６００００倍、観察視野２μｍ×２μｍの条件で５視野観察した。そしてＥＤＸ（エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置）によってＴｉ、Ｎを含む粒子を判別してＴｉ含有窒化物とした。さらに画像解析によってその視野中のＴｉ含有窒化物の面積を測定し、円相当径に換算して０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物の個数を計測し、１ｍｍ2あたりに換算して個数密度を求めた。但し、０．０１μｍ以下の粒子についてはＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。
円相当径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物の個数密度の測定
観察倍率を１５０００倍にしたこと、および観察視野を８μｍ×８μｍにしたこと以外は、上記測定と同様にして、円相当径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物の個数密度を求めた。
観察倍率を１５０００倍にしたこと、および観察視野を８μｍ×８μｍにしたこと以外は、上記測定と同様にして、円相当径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物の個数密度を求めた。
円相当径１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物の個数密度の測定
上記と同様に、熱延板のｔ／４位置から試験片を切り出し、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］を用いて観察した。観察倍率は１０００倍、観察視野は０．０６μｍ2で、２０視野観察した。上記測定と同様にＴｉ含有窒化物を判別し、画像解析により円相当径１．０μｍ超のものの個数密度を求めた。
上記と同様に、熱延板のｔ／４位置から試験片を切り出し、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］を用いて観察した。観察倍率は１０００倍、観察視野は０．０６μｍ2で、２０視野観察した。上記測定と同様にＴｉ含有窒化物を判別し、画像解析により円相当径１．０μｍ超のものの個数密度を求めた。
ＨＡＺ靭性の測定
各熱延板の表面から深さｔ／４位置から、圧延方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ２２４２に規定される標準試験片）を採取し、大入熱溶接を模擬した熱サイクル試験を行い、ＨＡＺ靭性を評価した。このとき熱サイクル試験は、上記試験片を１４００℃に加熱して６０秒保持した後、８００℃〜５００℃の温度範囲を５００秒かけて冷却したのであり、溶接入熱量が５５ｋＪ／ｍｍの溶接に相当する。その後、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠して、−４０℃の温度でシャルピー衝撃試験を行い、ｖＥ−40を測定した。試験は３本の試験片について行い、これらのｖＥ−40の平均値が１９０Ｊを超えるものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。なお、表８のａ〜ｆについては、３本の試験片のｖＥ−40の最小値も示した。
各熱延板の表面から深さｔ／４位置から、圧延方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ２２４２に規定される標準試験片）を採取し、大入熱溶接を模擬した熱サイクル試験を行い、ＨＡＺ靭性を評価した。このとき熱サイクル試験は、上記試験片を１４００℃に加熱して６０秒保持した後、８００℃〜５００℃の温度範囲を５００秒かけて冷却したのであり、溶接入熱量が５５ｋＪ／ｍｍの溶接に相当する。その後、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠して、−４０℃の温度でシャルピー衝撃試験を行い、ｖＥ−40を測定した。試験は３本の試験片について行い、これらのｖＥ−40の平均値が１９０Ｊを超えるものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。なお、表８のａ〜ｆについては、３本の試験片のｖＥ−40の最小値も示した。
結果を表５〜８に示す。
表５、６に示したＮｏ．１〜３２は、成分組成、Ａ値、Ａ／Ｇの値が適切に制御され、また製造条件も適切に制御されているためＴｉＮが本発明の要件を満たしており、良好なＨＡＺ靭性を達成している。
一方、表７のＮｏ．３３〜４９はＨＡＺ靭性が不十分となった例である。
Ｎｏ．３３、３４、３６、３８は、製造条件が適切な範囲を外れるためＴｉＮが適切に制御できず、ＨＡＺ靭性が不十分となった。
Ｎｏ．３５はＭｏ量が多く、Ｎｏ．３７はＣｕ量が多かったため、強度が上昇するとともに硬質なマルテンサイト相が生成し、またいずれも製造条件が適切な範囲を外れたためＨＡＺ靭性が不十分となった。
Ｎｏ．３９はＣ量が多く硬質なＭＡ組織が生成したため、Ｎｏ．４０はＭｎ量が多いため強度が上昇し、Ａｌ量が少ないため溶鋼の脱酸が十分に進行しないままＣａが添加される結果粗大Ｃａ酸化物が生成することとなり、Ｎｏ．４１はＡｌ量が多いため粗大酸化物を形成し、いずれもＨＡＺ靭性が不十分となった。
Ｎｏ．４２はＴｉ量が多いため１．０μｍ超の粗大なＴｉＮの個数が増加し、ＨＡＺ靭性が不十分となった。
Ｎｏ．４３はＮｂ量が多かったためオーステナイト粒界のエネルギーが低下しＨＡＺ靭性が不十分となった。
Ｎｏ．４４はＴｉ量が少なかったため、０．０５μｍ未満のＴｉＮの個数が不足し、ＨＡＺ靭性が不十分となった。
Ｎｏ．４５はＣａ量が少なかったため、Ｃａ−Ａｌ複合酸化物が十分に生成せず、Ａｌ酸化物が多数存在することとなり、１．０μｍ超の粗大なＴｉＮの個数が増加しＨＡＺ靭性が不十分となった。
Ｎｏ．４６はＣａ量が多かったため粗大酸化物が形成され、また製造条件も適切に制御されていなかったため、ＨＡＺ靭性が不十分となった。
Ｎｏ．４７はＮ量が少なかったため、０．０５μｍ未満のＴｉＮの個数が不足し、ＨＡＺ靭性が不十分となった。
Ｎｏ．４８はＮ量が多かったため固溶Ｎも増加し、歪時効による強度上昇のためＨＡＺ靭性が不十分となった。
Ｎｏ．４９はＳｉ量が多かったためＴｉの活量が上昇して１．０μｍ超のＴｉＮが増加し、またＮｉ量が多かったためＨＡＺの強度が上昇し、ＨＡＺ靭性が不十分となった。
表８のａ〜ｆから、Ａ値またはＡ／Ｇの値がＨＡＺ靭性に与える影響をみることができる。表８のａは全て本発明の要件を満たしているため、良好なＨＡＺ靭性を示しているが、ｂ、ｃ、およびｄではＡ値が小さかったためベイナイト組織の微細化が十分でなくＨＡＺ靭性が不十分となった。ｅはＡ値が大きかったため硬質なマルテンサイト相が生成することとなりＨＡＺ靭性が不十分となった。ｆはＡ／Ｇの値が小さかったため粒界ベイナイトの核生成頻度が低下し粗大ベイナイトが形成され、ＨＡＺ靭性が不十分となった。
実施例２
表５のＮｏ．１〜３、５、１４、表６のＮｏ．３１、および表８のＮｏ．ｃ、ｄについて熱延板から試験片を採取し（１２．５ｍｍ×３２ｍｍ×５５ｍｍ）、実施例１と同様の熱サイクル試験を行った。該試験片において、熱延板の表面から深さｔ／４位置に相当する部分について、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）測定を実施し（視野：２００μｍ×２００μｍ）、結晶方位差１５°以上の大角粒界で囲まれたＨＡＺベイナイト組織の平均粒径を線分法で測定した。結果を表９、図１に示す。
表５のＮｏ．１〜３、５、１４、表６のＮｏ．３１、および表８のＮｏ．ｃ、ｄについて熱延板から試験片を採取し（１２．５ｍｍ×３２ｍｍ×５５ｍｍ）、実施例１と同様の熱サイクル試験を行った。該試験片において、熱延板の表面から深さｔ／４位置に相当する部分について、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）測定を実施し（視野：２００μｍ×２００μｍ）、結晶方位差１５°以上の大角粒界で囲まれたＨＡＺベイナイト組織の平均粒径を線分法で測定した。結果を表９、図１に示す。
図１はＡ値およびＡ／Ｇ値と、ＨＡＺベイナイト組織サイズの関係を示すグラフである。図１から、Ａ値およびＡ／Ｇ値の上昇とともにベイナイト組織サイズが小さくなる傾向が見られた。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０４％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｎ ：０．００２０〜０．０２０％を含有するとともに、
Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５０％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．２０％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
下記（１）式で表されるＡ値が、１２５≦Ａ≦２００であるとともに、下記（２）式で表されるＧ値との間に、Ａ／Ｇ≧４３５０の関係を有し、
更に、
円相当径０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物が５．０×１０6個／ｍｍ2以上、
円相当径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１．０×１０5個／ｍｍ2以上、
円相当径１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物が５個／ｍｍ2以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板。
Ａ＝５３＋１０４［Ｃ］＋７６［Ｃｕ］＋１０９［Ｃｒ］＋３７［Ｎｉ］
＋２４２２［Ｎｂ］＋３１［Ｍｏ］ ・・・（１）
Ｇ＝［Ｎｂ］＋５［Ｂ］ ・・・（２）
［式（１）、（２）中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。］ - 更に、Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の鋼板。
- 更に、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％を含有する請求項１または２に記載の鋼板。
- 更に、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０２％および／またはＺｒ：０．０００３〜０．０２％を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
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