TWI806170B

TWI806170B - 鋼板

Info

Publication number: TWI806170B
Application number: TW110135450A
Authority: TW
Inventors: 荒尾亮; 田圭治; 友澤方成; 中島孝一
Original assignee: 日商杰富意鋼鐵股份有限公司
Priority date: 2020-09-30
Filing date: 2021-09-24
Publication date: 2023-06-21
Also published as: KR20230051276A; TW202217019A; WO2022070873A1; JP7272471B2; BR112023004211A2; JPWO2022070873A1; CN116171335A

Abstract

本發明的目的在於提供一種於焊接入熱量20.0 kJ/mm以上的大入熱量焊接熱影響部中具有優良的韌性的鋼板。該鋼板的成分組成以質量%計含有C：0.030%～0.120%、Si：0.01%～0.15%、Mn：0.80%～2.00%、P：0.020%以下、S：0.0005%～0.0050%、Al：0.005%～0.100%、Ti：0.005%～0.030%、N：0.0030%～0.0080%、Ca：0.0005%～0.0030%、O：0.0040%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，並以滿足下式(1)的方式含有S、Ca、O，且TiN析出物中以圓相當直徑計超過0.1 μm的析出物以質量比例計為40%以上。 0＜(Ca–(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S＜1 …(1) 其中，各元素符號表示各元素的含量（質量%）。

Description

鋼板

本發明是有關於一種船舶或建築/土木等領域中的各種鋼結構物中所使用的鋼材，尤其是有關於一種即便於實施焊接入熱量超過20.0 kJ/mm的大入熱量焊接的情況下亦具有優良的焊接熱影響部韌性的鋼板。

伴隨鋼材的高強度化、厚壁化，於焊接施工中，潛弧焊（submerged arc welding）、電氣焊（electrogas welding）及電渣焊（electroslag welding）等生產能率優良的大入熱量焊接的應用要求增加。由於大入熱量焊接後的焊接熱影響部（以下，有時稱為HAZ（heat-affected zone，熱影響區））的韌性降低，因此提出有各種大入熱量焊接用鋼。例如，使氮化鈦（TiN）微細分散到鋼中來抑制焊接熱影響部的沃斯田鐵晶粒的粗大化的技術、以及作為焊接熱影響部中的鐵氧體相變核來利用的技術已得到實用化。

利用TiN析出物抑制組織粗大化於經濟上亦有用而被廣泛利用。另一方面，於焊接熱影響部中，在TiN熔解的程度的高溫區域，並沒有獲得該些效果，更因熔解的TiN而固熔Ti及固熔N過剩，因此存在坯料組織脆化，韌性顯著降低的問題。

因此，專利文獻1提出如下技術：使在焊接熱影響部的高溫區域亦難以熔解的Ti氧化物中粒度5 μm以下的TiO _x（其中x為0.65～1.3）微細分散到鋼中，作為焊接熱影響部的針狀鐵氧體的生成核來利用，從而提高焊接熱影響部的韌性。專利文獻2提出如下技術：調整成分組成中的B、N及sol. Al量，積極地析出使焊接熱影響部微細化的BN，從而提高焊接熱影響部的韌性。

另外，專利文獻3提出如下技術：在成分組成中以HAZ韌性成為高韌性區域的方式調整Ti-B-N量，並添加Ca或Ce，從而賦予基於夾雜物的形態控制的韌性改善效果。專利文獻4亦提出如下技術：將成分組成設為低N-低Ti系，添加在焊接的接合部亦形成穩定的硫化物/氧化物的稀土金屬（Rare Earth Metal，REM），以改善大入熱量焊接部的韌性。又，專利文獻5揭示如下技術：藉由適當控制Ca、O、S含量，使成為相變核且促進焊接熱影響部中的鐵氧體相變的Ca系非金屬夾雜物微細分散到鋼中，從而提高超過20.0 kJ/mm的大入熱量焊接的焊接熱影響部韌性。 [現有技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利申請公開第昭57-51243號公報專利文獻2：日本專利申請公開第昭62-170459號公報專利文獻3：日本專利申請公開第昭60-204863號公報專利文獻4：日本專利發明公告第平4-14180號公報專利文獻5：日本專利第3546308號公報

[發明所欲解決之課題]

但是，所述專利文獻1中所記載的利用Ti氧化物的技術存在如下課題：尤其是於大量製造中，難以使氧化物均勻地微細分散，無法穩定地確保焊接熱影響部的韌性。於專利文獻2記載的技術中，有時在鑄造時會生成以氮化物主體的夾雜物為起點的裂紋。另外，於專利文獻3～專利文獻4的技術中，由於難以藉由超過20.0 kJ/mm的大入熱量焊接充分抑制焊接熱影響部的沃斯田鐵的晶粒成長，因此存在接縫的韌性不穩定的課題。另外，專利文獻5記載的技術存在難以確保穩定的韌性的課題。

本發明是鑒於所述實際情況而成，目的在於提供一種於焊接入熱量為20.0 kJ/mm以上的大入熱量焊接熱影響部中具有優良的韌性的鋼板。 [解決課題之手段]

發明者等為了解決所述課題而反覆進行了各種研究，獲得了以下見解。

為了利用工業生產性優良的TiN析出物抑制焊接熱影響部中的組織粗大化，重要的是適當控制母材鋼板中TiN析出物的大小。即，藉由將即便暴露於熱力學上計算的熔融溫度以上的高溫下亦產生熔化殘留般的大小的TiN析出物確保為一定量以上，可穩定地抑制焊接熱影響部中的組織粗大化，獲得於焊接熱影響部中具有優良韌性的鋼板。另外，於本發明中，除了控制TiN析出物以外，亦控制S、Ca及O的量，藉此可抑制焊接熱影響部中的組織的粗大化，獲得於焊接熱影響部中具有優良的韌性的鋼板。

本發明是基於所述獲得的見解進一步進行研究而完成者，其主旨為如下所述。 [1]一種鋼板，其成分組成以質量%計含有碳（C）：0.030%～0.120%、矽（Si）：0.01%～0.15%、錳（Mn）：0.80%～2.00%、磷（P）：0.020%以下、硫（S）：0.0005%～0.0050%、鋁（Al）：0.005%～0.100%、鈦（Ti）：0.005%～0.030%、氮（N）：0.0030%～0.0080%、鈣（Ca）：0.0005%～0.0030%、氧（O）：0.0040%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，並以滿足下式(1)的方式含有S、Ca、O，且TiN析出物中以圓相當直徑計超過0.1 μm的析出物以質量比例計為40%以上， 0＜(Ca–(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S＜1 …(1) 其中，各元素符號表示各元素的含量（質量%）。 [2]如[1]所述的鋼板，其成分組成更以質量%計含有選自銅（Cu）：1.00%以下、鎳（Ni）：1.50%以下、鉻（Cr）：1.00%以下、鉬（Mo）：0.50%以下、釩（V）：0.50%以下、以及鈮（Nb）：0.05%以下中的一種以上。 [3]如[1]或[2]所述的鋼板，其成分組成更以質量%計含有選自硼（B）：0.0025%以下、鎂（Mg）：0.0050%以下、鋯（Zr）：0.0200%以下、稀土金屬（REM）：0.0200%以下中的一種以上。 [發明的效果]

根據本發明，可獲得於焊接入熱量20.0 kJ/mm以上的大入熱量焊接熱影響部具備優良的韌性的鋼板，於產業上極其有用。

以下，對本發明的實施形態進行詳細說明。首先，對本發明的鋼板應具有的成分組成進行說明。於以下的說明中，與化學成分相關的%表述全部是指質量%。

C：0.030%～0.120% C為提高鋼材強度的元素，為了確保作為結構用鋼所需的強度，須含有0.030%以上。因此，C含量的下限設為0.030%。C含量較佳0.040%以上，更佳0.050%以上，再佳0.060%以上。另一方面，若C超過0.120%，則於焊接熱影響部中容易生成島狀麻田散鐵（以下有時亦稱MA），導致韌性降低，因此上限設為0.120%。C含量較佳0.100%以下，更佳0.090%以下，再佳為0.085%以下。

Si：0.01%～0.15% Si為作為將鋼熔煉時的脫氧劑而添加的元素，須含0.01%以上。因此，Si含量設為0.01%以上，較佳0.02%以上，更佳0.03%以上，再佳0.04%以上，最佳0.06%以上。然而，若超過0.15%，則除了母材韌性降低外，於大入熱量焊接熱影響部中生成島狀麻田散鐵的傾向提高，有時會使韌性降低。因此，Si含量設為0.15%以下，較佳0.13%以下，更佳0.10%以下，再佳0.09%以下。

Mn：0.80%～2.00% 關於Mn，為了確保母材的強度，Mn含量設為0.80%以上。Mn含量較佳1.00%以上，更佳1.20%以上，再佳1.40%以上，最佳1.50%以上。另一方面，若Mn含量超過2.00%，則會使HAZ的韌性顯著劣化，因此設為2.00%以下。再者，Mn含量較佳1.90%以下，更佳1.85%以下，再佳1.80%以下，最佳1.70%以下。

P：0.020%以下由於P會促進接合部附近的HAZ中的MA生成而使韌性大幅降低，因此P含量設為0.020%以下。P含量較佳0.015%以下，更佳0.012%以下。再者，P含量的下限並無特別限定。其中，由於過度的脫P會導致成本的增加，因此P含量較佳0.002%以上。

S：0.0005%～0.0050% S是為了形成作為鐵氧體的核生成點發揮作用的MnS或CaS而所需的元素。因此，S含量設為0.0005%以上。S含量較佳為0.0010%以上，更佳為0.0015%以上。但是，若過度含有S，則會導致母材韌性的降低，因此S含量設為0.0050%以下。S含量較佳為0.0040%以下，更佳為0.0035%以下，進而佳為0.0030%以下。

Al：0.005%～0.100% Al是為了鋼的脫氧而含有的元素，Al含量設為0.005%以上。Al含量較佳為0.010%以上，更佳0.020%以上，再佳為0.030%以上。然而，若超過0.100%而含有，則不僅會降低母材的韌性，而且亦會降低焊接金屬的韌性。因此，Al含量設為0.100%以下。Al含量較佳為0.085%以下，更佳0.070%以下，再佳為0.065%以下。

Ti：0.005%～0.030% Ti於鋼液凝固時成為TiN並於母材中析出，抑制沃斯田鐵晶粒的粗大化，而有助於提高母材韌性。又於焊接時在焊接熱影響部中，TiN抑制組織粗大，同時成為鐵氧體的相變核，有助於高韌性化。為獲得所述效果，須含有0.005%以上。因此，Ti含量設為0.005%以上。Ti含量較佳0.008%以上，更佳0.011%以上，再佳為0.015%以上。另一方面，若超過0.030%而含有Ti，則析出的TiN過於粗大化，無法獲得所述效果。因此，Ti含量設為0.030%以下。Ti含量較佳0.027%以下，更佳0.024%以下，再佳0.020%以下。

N：0.0030%～0.0080% N生成TiN並有助於韌性提高，因此N含量設為0.0030%以上。N含量較佳為0.0035%以上，更佳為0.0040%以上。另一方面，若超過0.0080%，則在因焊接熱循環而於高溫下受到保持且TiN熔解的情況下，坯料組織中的固熔N過剩，有可能使韌性劣化。根據以上，N含量設為0.0080%以下。N含量較佳為0.0070%以下，更佳為0.0065%以下，進而佳為0.0070%以下。

Ca：0.0005%～0.0030% Ca具有固定S並改善韌性的效果。為獲得該效果，Ca含量設為0.0005%以上。Ca含量較佳0.0010%以上，更佳0.0015%以上。另一方面，若Ca含量超過0.0030%，則效果飽和，因此Ca含量設為0.0030%以下。Ca含量較佳0.0025%以下，更佳0.0020%以下。

O：0.0040%以下 O對在CaS上析出MnS而成的複合硫化物的生成間接造成影響，因此O含量設為0.0040%以下。O含量較佳0.0030%以下，更佳0.0025%以下。再者，O含量的下限無特別限定。其中，由於過度的氧量減低會導致成本增加，因此O含量較佳0.0003%以上。

另外，本發明中，S、Ca、O需要滿足以下的式(1)。 0＜(Ca–(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S＜1 …(1) 其中，各元素符號表示各元素的含量（質量%）。於式(1)中的「(Ca–(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S」的值（以下，稱為A值）為0以下的情況下，CaS並不結晶，S作為MnS單質析出，於鋼板製造時沿壓延方向伸長，使母材韌性降低。另外，於焊接熱影響部，MnS熔融，因此無法獲得優良的韌性。因此，A值設為超過0。A值較佳為0.1以上，更佳為0.2以上，進而佳為0.3以上。另一方面，於A值為1以上的情況下，S幾乎未由Ca固定，成為鐵氧體生成核的MnS不在CaS上析出，因此於焊接熱影響部中不生成鐵氧體，無法獲得韌性提高效果。因此，A值設為小於1。A值較佳為0.8以下，更佳為0.7以下。

以上為本發明的基本成分組成，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。

於本發明中，除了含有所述成分以外，以提高強度等為目的，亦可於下述範圍內進而含有選自Cu、Ni、Cr、Mo、V及Nb中的一種以上作為選擇性元素。

Cu：1.00%以下 Cu為對鋼板的高強度化有效的元素，但若過剩添加則會助長所鑄造的鋼錠的裂紋，有可能使鋼板的韌性降低。因此，於含Cu的情況下，Cu含量設為1.00%以下。Cu含量較佳0.50%以下，更佳0.30%以下。另一方面，為了獲得所述效果，於含Cu的情況下，Cu含量較佳設為0.03%以上。Cu含量更佳設為0.04%以上。

Ni：1.50%以下 Ni提高鋼板韌性，亦使強度上升，但過剩的添加會使母材及HAZ的韌性降低，又壓迫製造成本。因此，於含Ni的情況下，含量設為1.50%以下。Ni含量較佳1.0%以下，更佳0.50%以下，再佳0.30%以下。另一方面，為了獲得所述效果，於含Ni的情況下，Ni含量較佳設為0.03%以上。Ni含量更佳設為0.04%以上。

Cr：1.00%以下 Cr為對鋼板的高強度化有利的元素，但過剩的含有會使母材及HAZ的韌性降低。因此，於含有Cr的情況下，Cr含量設為1.00%以下。Cr含量較佳為0.80%以下，更佳為0.50%以下，進而佳為0.30%以下。另一方面，為了獲得所述效果，於含有Cr的情況下，Cr含量較佳為設為0.02%以上。Cr含量更佳為設為0.03%以上。

Mo：0.50%以下 Mo為對鋼板的高強度化有利的元素，但過剩的含有會使母材及HAZ的韌性降低。因此，於含有Mo的情況下，Mo含量設為0.50%以下。Mo含量較佳為0.40%以下，更佳0.30%以下，再佳為0.20%以下。另一方面，為了獲得所述效果，於含有Mo的情況下，Mo含量較佳設為0.003%以上。Mo含量更佳設為0.004%以上。

V：0.50%以下 V為對鋼板的高強度化有利的元素，但過剩的含有會使母材及HAZ的韌性降低。因此，於含有V的情況下，V含量設為0.50%以下。V含量較佳為0.40%以下，更佳為0.30%以下，進而佳為0.20%以下。另一方面，為了獲得所述效果，於含有V的情況下，V含量較佳為設為0.003%以上。V含量更佳為設為0.004%以上。

Nb：0.05%以下 Nb雖然對鋼板的強度提高大有幫助，但過剩的含有有時會成為於焊接熱影響部組織中上部變韌鐵或島狀麻田散鐵增加的原因，從而導致韌性降低。因此，於含Nb的情況下，Nb含量設為0.05%以下。Nb含量較佳0.04%以下，更佳0.03%以下，再佳0.02%以下。另一方面，為了獲得所述效果，於含有Nb的情況下，Nb含量較佳設為0.002%以上。Nb含量更佳設為0.003%以上。

另外，本發明的鋼材除了含有上述成分以外，亦可於下述範圍內更含有選自B、Mg、Zr及REM中的一種以上作為選擇性元素。

B：0.0025%以下 B於焊接熱影響部生成BN，減低固熔N，另外，成為鐵氧體相變核，生成鐵氧體，提高韌性。為了獲得所述效果，於含有B的情況下，B含量設為0.0003%以上。B含量較佳為0.0005%以上，更佳為0.0008%以上。然而，若超過0.0025%而含有B，則會導致母材及HAZ的韌性降低。因此，於含有B的情況下，B含量設為0.0025%以下。B含量較佳為0.0020%以下，更佳為0.0018%以下。

Mg：0.0050%以下、Zr：0.0200%以下、REM：0.0200%以下 Mg、Zr及REM均為具有基於氧化物的分散的韌性改善效果的元素。為了顯現出此種效果，於含有Mg、Zr及REM的情況下，Mg含量較佳設為0.0005%以上，Zr含量及REM含量較佳分別設為0.0010%以上。Mg含量更佳為設為0.0010%以上，Zr含量及REM含量更佳為分別設為0.0015%以上。另一方面，即便超過0.0050%而含有Mg、分別超過0.0200%而含有Zr及REM，其效果亦只會飽和。因此，於含有該些元素的情況下，Mg含量設為0.0050%以下，Zr含量及REM含量分別設為0.0200%以下。較佳為Mg含量為0.0030%以下，Zr含量及REM含量分別為0.01%以下。

接著，對本發明的鋼板的組織進行說明。

TiN析出物中以圓相當直徑計超過0.1 μm的析出物以質量比例計為40%以上關於鋼板中的TiN析出物，藉由使總析出量中以圓相當直徑計超過0.1 μm的析出物以質量比例（以下，亦稱為P值）計為40%以上，即便於實施超過20.0 kJ/mm的大入熱量焊接的情況下，TiN亦產生熔化殘留。結果，抑制其後的沃斯田鐵的晶粒成長，有助於提高熱影響部及鋼板的韌性。因此，TiN析出物的總析出量中以圓相當直徑計超過0.1 μm的析出物設為以質量比例計為40%以上。TiN析出物的總析出量中以圓相當直徑計超過0.1 μm的析出物設為以質量比例計較佳為45%以上、更佳為50%以上。另一方面，若尺寸（圓相當直徑）大的析出物的質量比例過於增大，則析出物粗大化，有可能成為破裂的起點，因此TiN析出物的總析出量中以圓相當直徑計超過0.1 μm的析出物較佳為設為以質量比例計為98%以下。TiN析出物的總析出量中以圓相當直徑計超過0.1 μm的析出物以質量比例計更佳為98%以下，進而佳為95%以下。另外，由於以圓相當直徑計超過2.0 μm的析出物有可能成為脆性破裂的起點，因此理想的是極力減低。

為了控制以圓相當直徑計超過0.1 μm的析出物比例，例如，於鑄造時以自1450℃至1300℃為止的平均冷卻速度為0.5℃/秒以下的方式進行調整，藉此可藉由析出後的奧士華（Ostwald）成長將以圓相當直徑計超過0.1 μm的析出物的質量比例設為40%以上。於所述冷卻速度大於0.5℃/秒的情況下，以圓相當直徑計為0.1 μm以下的析出物的比例增加，在超過20.0 kJ/mm的大入熱量焊接時，TiN的大部分會熔解，無法充分抑制其後的晶粒生長。

接著，對本發明的鋼板的製造方法進行說明。

本發明之鋼板，關於除了所述鑄造時的平均冷卻速度以外的製造方法，可用先前公知的方法製造。例如，可利用RH脫氣體等對利用轉爐或電爐等熔煉後的鋼進行二次精煉，將鋼成分調整為所述適當範圍後，經由連續鑄造或鑄錠-分錠步驟製成板坯等鋼原材料。再者，於連續鑄造或鑄錠時，只要控制平均冷卻速度即可。繼而，對所述鋼原材料進行再加熱，進行熱軋，製成期望的尺寸的鋼板後，經過進行放置冷卻的步驟，或者於所述熱軋後，經過加速冷卻、直接淬火-回火、再加熱淬火-回火、再加熱正火-回火等步驟來製造。本發明中所獲得的板厚範圍為9 mm～50 mm。

本發明的鋼板於焊接入熱量為20.0 kJ/mm以上的大入熱量影響部中有優良的韌性。具體而言，於焊接入熱量20.0 kJ/mm以上的大入熱量影響部中，在進行–40℃下的Charpy衝擊試驗的情況下，可獲得超過100 J的衝擊吸收值（vE _–40 _℃）。實施例

以下說明本發明的實施例。再者，本發明的鋼板及其製造方法並不限定於實施例。

使用150 kg的高頻熔解爐，熔煉具有表1所示的成分組成的No.1～No.18的鋼，以表2所示的平均冷卻速度進行鑄造而製成鋼錠後，進行熱軋，製成厚度為50 mm的鋼板。對於所獲得的鋼板，使用全帕斯（QUANPASS）法（參照日本專利特開2010-12778號公報）進行TiN析出物的定量。具體而言，自鋼板的板厚的1/4位置切出10 mm見方的板狀金屬試樣，對該金屬試樣於電解液中進行電解，提取析出物等，進行按照尺寸使過濾及定量分析重覆的試驗。根據定量結果，將所有TiN析出物中以圓相當直徑計超過0.1 μm的大小的TiN析出物的質量比例設為P值。

另外，為了評價焊接熱影響部的韌性，進行模擬大入熱量焊接的再現熱循環試驗。自鋼板的板厚1/4位置採集寬度80 mm×長度80 mm×厚度15 mm的試驗片，實施加熱到1450℃後於800℃～500℃間以300秒冷卻的再現熱循環後，自該些試驗片採集2 mm V槽口夏氏試驗片。對於所獲得的夏氏試驗片，於試驗溫度：-40℃下進行夏氏衝擊試驗，評價韌性。將3根的試驗結果的平均衝擊吸收值（vE _-40 _℃）超過100 J者設為良好的結果。所述再現熱循環條件相當於對板厚50 mm下的1道次焊接進行模擬的入熱量30.0 kJ/mm的電氣焊時的接合部的熱歷程。

於表2中一併示出鑄造時的自1450℃至1300℃為止的平均冷卻速度、P值及焊接熱影響部的韌性的試驗結果。

表1

	質量（%）
鋼No.	C	Si	Mn	P	S	Al	Ti	N	Ca	O	Cu	Ni	Cr	Mo	V	Nb	B	Mg	Zr	REM	式(1)	備註
1	0.050	0.10	1.95	0.010	0.0012	0.032	0.008	0.0035	0.0016	0.0010	0.20	0.20									0.8	適合鋼
2	0.081	0.08	1.48	0.012	0.0018	0.055	0.012	0.0049	0.0018	0.0019						0.018					0.5	適合鋼
3	0.066	0.12	1.56	0.008	0.0012	0.035	0.010	0.0045	0.0020	0.0023											0.7	適合鋼
4	0.056	0.05	1.55	0.011	0.0014	0.042	0.014	0.0050	0.0015	0.0029							0.0010				0.2	適合鋼
5	0.072	0.06	1.66	0.006	0.0018	0.025	0.016	0.0055	0.0010	0.0015											0.2	適合鋼
6	0.064	0.09	1.40	0.005	0.0035	0.020	0.011	0.0041	0.0025	0.0019			0.20	0.10	0.10						0.4	適合鋼
7	0.070	0.08	1.70	0.007	0.0022	0.065	0.020	0.0065	0.0024	0.0014								0.002			0.6	適合綱
8	0.075	0.08	1.60	0.007	0.0012	0.050	0.015	0.0052	0.0019	0.0020											0.7	適合鋼
9	0.035	0.04	1.85	0.014	0.0014	0.030	0.024	0.0075	0.0017	0.0028									0.0015		0.3	適合鋼
10	0.110	0.07	1.20	0.004	0.0010	0.070	0.008	0.0035	0.0016	0.0016										0.002	0.8	適合鋼
11	0.140	0.09	1.91	0.006	0.0018	0.030	0.016	0.0064	0.0020	0.0015											0.6	比較鋼
12	0.076	0.10	1.84	0.009	0.0026	0.036	0.035	0.0043	0.0008	0.0019											0.1	比較鋼
13	0.042	0.04	1.54	0.007	0.0014	0.028	0.011	0.0025	0.0016	0.0014											0.6	比較鋼
14	0.058	0.07	1.90	0.010	0.0045	0.041	0.009	0.0060	0.0005	0.0035											-0.1	比較鋼
15	0.059	0.06	1.46	0.012	0.0032	0.021	0.013	0.0068	0.0012	0.0020											0.1	適合鋼
16	0.064	0.15	1.53	0.011	0.0020	0.041	0.002	0.0088	0.0018	0.0021											0.4	比較鋼
17	0.106	0.11	1.31	0.013	0.0048	0.065	0.006	0.0037	0.0029	0.0046											0.1	比較鋼
18	0.075	0.10	1.49	0.005	0.0017	0.045	0.017	0.0056	0.0016	0.0019		0.23					0.0012				0.4	適合鋼

式(1)=(Ca–(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S [注釋1] 下劃線表示為本發明範圍外。

表2

鋼板No.	鋼No.	鑄造時的自1450℃至 1300℃為止的平均冷卻速度（℃/秒）	P值（%）	再現熱循環 vE _-40 _℃（J）	備註
1	1	0.34	51	156	發明例
2	2	0.15	70	189	發明例
3	3	0.31	54	142	發明例
4	4	0.26	59	121	發明例
5	5	0.31	63	164	發明例
6	6	0.38	47	121	發明例
7	7	0.30	54	134	發明例
8	8	0.22	62	155	發明例
9	9	0.42	70	160	發明例
10	10	0.40	46	123	發明例
11	11	0.48	41	12	比較例
12	12	0.31	61	35	比較例
13	13	0.21	40	31	比較例
14	14	0.45	43	55	比較例
15	15	0.65	35	45	比較例
16	16	0.33	49	33	比較例
17	17	0.38	49	61	比較例
18	18	0.32	67	170	發明例

[注釋1] 下劃線表示為本發明範圍外。作為發明例的鋼板No.1～No.10、No.18於大入熱量焊接熱影響部中顯示出優良的韌性。另一方面，於鋼的成分組成或P值為本發明範圍外的鋼板No.11～No.17中，大入熱量焊接熱影響部的韌性比發明例低。

Claims

一種鋼板，其成分組成以質量%計含有碳：0.030%~0.120%、矽：0.01%~0.15%、錳：0.80%~2.00%、磷：0.020%以下、硫：0.0005%~0.0050%、鋁：0.005%~0.100%、鈦：0.005%~0.030%、氮：0.0030%~0.0080%、鈣：0.0005%~0.0030%、氧：0.0040%以下，剩餘部分為鐵及不可避免的雜質，又以滿足下述式(1)的方式含有硫、鈣、氧，且氮化鈦析出物中以圓相當直徑計超過0.1μm且在2.0μm以下的析出物以質量比例計為40%以上98%以下，0<(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S<1…(1)其中，各元素符號表示各元素的含量(質量%)。
如請求項1所述的鋼板，其成分組成更以質量%計含有選自銅：1.00%以下、鎳：1.50%以下、鉻：1.00%以下、鉬：0.50%以下、釩：0.50%以下，以及鈮：0.05%以下中的一種以上。
如請求項1或2所述的鋼板，其成分組成更以質量%計含有選自硼：0.0025%以下、鎂：0.0050%以下、鋯：0.0200%以下、稀土金屬：0.0200%以下中的一種以上。