本申請是pct國際申請號為pct/jp2014/001595、申請日為2014年3月19日、國家申請號為201480018801.9、發明名稱為“具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板及其制造方法”的發明專利申請的分案申請。
本發明涉及具有低溫韌性(excellentlow-temperaturetoughness)及耐氫脆性(hydrogenembrittlementresistance)的耐磨厚鋼板(abrasionresistantsteelplate)及其制造方法，特別涉及作為布氏硬度(brinellhardness)為401以上的低溫韌性及耐氫脆性優異的耐磨厚鋼板而合適的鋼板。
背景技術：
近年來，在暴露于礦山、土木、農業機械、建設等磨損環境的產業機械的厚鋼板使用領域中，例如為了延長礦石的粉碎處理能力(grindingability)的壽命，寄希望于使用的厚鋼板的高硬度化。
但是，一般情況下鋼材存在若高硬度化則低溫韌性及耐氫脆性降低從而在鋼材的使用中發生破裂的危險性，因此，特別強烈地要求提高布氏硬度為401以上的高硬度耐磨鋼板的低溫韌性及耐氫脆性。
因此，專利文獻1、2、3、4等中已提出了通過碳當量(carbonequivalent)及淬透性指數(hardenabilityindex)的優化、硬質第二相粒子向珠光體相(pearlitephase)中的分散來改善低溫韌性及耐氫脆性等的、低溫韌性及耐氫脆性優異的耐磨厚鋼板及其制造方法。
專利文獻1：日本特開2002-256382號公報
專利文獻2：日本專利第3698082號公報
專利文獻3：日本專利第4238832號公報
專利文獻4：日本特開2010-174284號公報
技術實現要素：
然而，即使通過上述專利文獻1、2、3、4等中所記載的方法，-40℃時的夏比沖擊吸收能(charpyabsorbedenergy)也穩定地在50～100j左右達到極限，耐氫脆性也降低，因此，希望開發出低溫韌性及耐氫脆性更優異的耐磨厚鋼板及其制造方法。
本發明是鑒于上述情況而完成的，其目的在于提供布氏硬度為401以上、且低溫韌性及耐氫脆性比現有的耐磨厚鋼板更優異的耐磨厚鋼板及其制造方法。
作為使淬火后的狀態下的板條馬氏體鋼(lathmartensiticsteel)的低溫韌性及耐氫脆性提高的基本的材質設計準則，可舉出以下3個準則：將容易成為破面單元(fracturefacetsize)的大角度晶界(high-anglegrainboundaries)微細化；減少減弱晶界結合力的p、s等雜質的量；成為低溫脆性的起點的夾雜物的微細化及量的減少。
基于上述觀點，本申請的發明人為了提高耐磨厚鋼板的低溫韌性及耐氫脆性而反復進行了深入研究，結果發現，使nb系碳氮化物(nbcarbonitride)等直徑為50nm以下的微細析出物大量分散時，再加熱奧氏體晶粒的粗大化被抑制，從而實現成為破面單元的板條群(packet)的顯著微細化，由此能夠獲得具有比現有材料更優異的低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板。
本發明是基于上文所示的發現進一步加以研究而完成的，提供以下的具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板及其制造方法。
(1)一種具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板，以質量％計含有c：0.20～0.30％、si：0.05～0.5％、mn：0.5～1.5％、cr：0.05～1.20％、nb：0.01～0.08％、b：0.0005～0.003％、al：0.01～0.08％、n：0.0005～0.008％、p：0.05％以下、s：0.005％以下、o：0.008％以下，余量為fe及不可避免的雜質，所述耐磨厚鋼板中，包含50個/100μm2以上的直徑為50nm以下的微細析出物，至少從鋼板表面起到板厚的1/4厚度的深度為止具有板條馬氏體組織，所述板條馬氏體組織中的被取向差為15°以上的大角度晶界包圍的晶粒的平均粒徑為20μm以下，所述耐磨厚鋼板的布氏硬度(hbw10/3000)為401以上。
(2)如上述(1)所述的具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板，其中，以質量％計，還含有mo：0.8％以下、v：0.2％以下、ti：0.05％以下中的一種或兩種以上。
(3)如上述(1)或(2)所述的具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板，其中，以質量％計，還含有nd：1％以下、cu：1％以下、ni：1％以下、w：1％以下、ca：0.005％以下、mg：0.005％以下、rem：0.02％以下(注：rem為rareearthmetal的簡稱，為稀土類金屬)中的一種或兩種以上。
(4)如上述(1)～(3)中任一項所述的具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板，其為nb、ti、al、v的含量進一步成為0.03≤nb+ti+al+v≤0.14的耐磨厚鋼板。其中，關于所述不等式中的nb、ti、al、v，在沒有添加這些元素的情況下設為0。
(5)如上述(1)～(4)中任一項所述的具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板，其中，板厚為6～125mm。
(6)如上述(1)～(5)中任一項所述的耐磨厚鋼板，其中，-40℃時的夏比沖擊吸收能為27j以上，耐延遲破壞安全度指數(safetyindexofdelayedfractureresistance)(％)為50％以上，所述耐延遲破壞安全度指數定義為，擴散性氫量以質量計為0.5ppm時所具有的斷面收縮率(reductionofarea)相對于不含擴散性氫時所具有的斷面收縮率之比(％)。
(7)一種具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板的制造方法，所述制造方法為，鑄造具有上述(1)～(4)中任一項所述的鋼組成的鋼后，將通過熱軋而制成規定板厚的厚鋼板再加熱至ac3相變點以上，接著通過水冷從ar3相變點以上淬火至250℃以下的溫度。
(8)如上述(7)所述的具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板的制造方法，其中，進一步地，將鑄造后的板坯再加熱至1100℃以上。
(9)如上述(7)或(8)所述的具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板的制造方法，其中，進一步地，使未再結晶區的熱軋的壓下率為30％以上。
(10)如上述(7)～(9)中任一項所述的具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板的制造方法，其中，進一步地，在熱軋后通過水冷冷卻至250℃以下的溫度。
(11)如上述(7)～(10)中任一項所述的具有低溫韌性及耐氫脆性的耐磨厚鋼板的制造方法，其中，進一步地，在熱軋、水冷后的厚鋼板的再加熱時以1℃/s以上的速度再加熱至ac3相變點以上。
發明的效果
根據本發明，能夠獲得布氏硬度為401以上的、低溫韌性及耐氫脆性極其優異的耐磨厚鋼板及其制造方法，在產業上極其有用。
具體實施方式
對本發明中的微觀組織的限定理由進行說明。
本發明涉及的耐磨厚鋼板為鋼板的組織至少從鋼板表面起到板厚的1/4厚度的深度為止具有板條馬氏體組織的板條馬氏體鋼，板條馬氏體鋼中的被取向差為15°以上的大角度晶界包圍的晶粒的平均粒徑為20μm以下，優選為10μm以下，更優選為5μm以下。
大角度晶粒作為滑移(slip)堆積的部位而發揮功能。因此，大角度晶粒的微細化會減輕由滑移向晶界的堆積而引起的應力集中，變得不容易發生脆性破壞的龜裂，因此，能夠提高低溫韌性及耐氫脆性。粒徑小的情況下，低溫韌性及耐氫脆性的提高效果變得更大，通過使被取向差為15°以上的大角度晶界包圍的晶粒的平均粒徑為20μm以下，可顯著地觀察到上述效果。上述平均粒徑優選為10μm以下，更優選為5μm以下。
晶體取向的測定如下進行：利用ebsp(electronbackscatteringpattern；電子背散射圖案)法來分析例如100μm見方的區域內的晶體取向，將取向差為15°以上的晶界定義為大角度，測定被該晶界包圍的粒徑，求出簡單平均值。
本發明中，設定包含50個/100μm2以上的直徑為50nm以下、優選為20nm以下、更優選為10nm以下的微細析出物。
關于微細析出物，主要確認了nb系碳氮化物、ti系碳氮化物、al系氮化物、v系碳化物的效果，但只要滿足大小，則并不限定于此，也包含氧化物等。微細析出物的直徑小、且密度大的情況下，通過釘扎效應(pinningeffect)來抑制結晶的粗大化的效果高，若包含至少50個/100μm2以上的直徑為50nm以下、優選為20nm、更優選為10nm以下的微細析出物，則晶粒微細化，低溫韌性及耐氫脆性提高。
關于微細析出物的平均粒徑，例如，對通過碳萃取復型法(carbonextractionreplicamethod)制作的試樣進行tem觀察，拍攝照片，通過圖像分析，求出50點以上的微細析出物的平均粒徑，作為簡單平均值。
使布氏硬度為在耐磨性能方面效果高的401以上。關于板厚，設為通常用作耐磨厚鋼板的6～125mm，但由于本技術也能應用于其他板厚，因此并不限定于該板厚范圍。板條馬氏體組織并非必須在厚鋼板內的所有部位得到，根據用途，可以例如僅從厚鋼板表面起到板厚的1/4為止為板條馬氏體組織，在其他的與表面相距板厚的1/4～3/4的深度中為例如下貝氏體或上貝氏體組織。
作為具有上述微觀組織的耐磨厚鋼板而優選的成分組成和制造條件的限定理由如下所述。
[成分組成]
表示化學成分組成的“％”均為“質量％”。
c：0.20～0.30％
c是為了確保馬氏體硬度及淬透性而含有的，但碳含量小于0.20％時，該效果不充分，另一方面，碳含量大于0.30％時，母材及焊接熱影響區的韌性劣化，并且焊接性顯著劣化。因此，將c含量限定為0.20～0.30％。其中，碳含量大于0.25％時，熱影響區的韌性及焊接性稍微劣化，因此優選使c含量為0.20～0.25％。
si：0.05～0.5％
si是作為煉鋼階段的脫氧材料及確保淬透性的元素而含有的，但其含量小于0.05％時，該效果不充分，另一方面，其含量大于0.5％時，晶界脆化，低溫韌性及耐氫脆性劣化。因此，將si含量限定為0.05～0.5％。
mn：0.5～1.5％
mn是作為確保淬透性的元素而含有的，但其含量小于0.5％時，該效果不充分，另一方面，含量大于1.5％時，晶界強度降低，低溫韌性及耐氫脆性劣化。因此，將mn含量限定為0.5～1.5％。
cr：0.05～1.20％
cr是作為確保淬透性的元素而含有的，但其含量小于0.05％時，該效果不充分，另一方面，含量大于1.20％時，焊接性劣化。因此，將cr含量限定為0.05～1.20％。
nb：0.01～0.08％
nb以nb系碳氮化物的微細析出物的形態釘扎加熱奧氏體晶粒，從而抑制晶粒的粗大化。含量小于0.01％時，該效果不充分，另一方面，大于0.08％的添加使焊接熱影響區的韌性劣化。因此，將nb含量限定為0.01～0.08％。
b：0.0005～0.003％
b是作為確保淬透性的元素而含有的，但其含量小于0.0005％時，該效果不充分，大于0.003％時，韌性劣化。因此，將b含量限定為0.0005～0.003％。
al：0.01～0.08％
al作為脫氧材料而添加，同時具有如下效果：以al系氮化物的微細析出物的形態釘扎加熱奧氏體晶粒從而抑制晶粒的粗大化的效果；以及通過將游離n以al系氮化物的形態固定來抑制b系氮化物的生成從而將游離b有效地利用于淬透性的提高的效果，因此，本發明中最重要的是控制al含量。al含量小于0.01％時，該效果不充分，因此需要含有0.01％以上的al?？梢院袃炦x為0.02％以上、更優選為0.03％以上的al。另一方面，含量大于0.08％時，容易產生鋼板的表面缺陷。因此，將al含量限定為0.01～0.08％。
n：0.0005～0.008％
n是由于具有下述效果而添加的：n與nb、ti、al等形成氮化物從而形成微細析出物，釘扎加熱奧氏體晶粒從而抑制晶粒的粗大化，提高低溫韌性及耐氫脆性。若為小于0.0005％的添加，則不能充分帶來組織的微細化效果，另一方面，在大于0.008％的添加的情況下，由于固溶n量增加，所以損害母材及焊接熱影響區的韌性。因此，將n含量限定為0.0005～0.008％。
p：0.05％以下
雜質元素p容易在晶界偏析，其含量大于0.05％時，會降低相鄰晶粒的接合強度，使低溫韌性及耐氫脆性劣化。因此，將p含量限定為0.05％以下。
s：0.005％以下
雜質元素s容易在晶界偏析，并且容易生成非金屬夾雜物mns。其含量大于0.005％時，相鄰晶粒的接合強度降低，夾雜物的量增多，使低溫韌性及耐氫脆性劣化。因此，將s含量限定為0.005％以下。
o：0.008％以下
o通過與al等形成氧化物而對材料的加工性產生影響。含量大于0.008％時，夾雜物增加，損害加工性。因此，將o含量限定為0.008％以下。
本發明的耐磨厚鋼板是由上述基本成分和余量的fe及不可避免的雜質構成的。
本發明中，根據所期望的特性，還可以含有以下成分。
mo：0.8％以下
mo具有提高淬透性的作用，但其含量小于0.05％時，該效果不充分，優選添加0.05％以上。但是，大于0.8％的添加在經濟性方面差。因此，添加mo的情況下，將其含量限定為0.8％以下。
v：0.2％以下
v具有提高淬透性的作用，并且以v系碳化物的微細析出物的形態釘扎加熱奧氏體晶粒，從而抑制晶粒的粗大化，但其含量小于0.005％時，該效果不充分，優選添加0.005％以上。但是，大于0.2％的添加會使焊接熱影響區的韌性劣化。因此，添加v的情況下，將其含量限定為0.2％以下。
ti：0.05％以下
ti具有下述效果：以ti系碳氮化物的微細析出物的形態釘扎加熱奧氏體晶粒從而抑制晶粒的生長的效果；以及通過將游離n以ti系氮化物的形態固定來抑制b系氮化物的生成從而將游離b有效地利用于淬透性的提高的效果，但其含量小于0.005％時，該效果不充分，優選添加0.005％以上。但是，大于0.05％的添加會使焊接熱影響區的韌性劣化。因此，添加ti的情況下，將其含量限定為0.05％以下。
nd：1％以下
nd具有下述作用：將s作為夾雜物而攝入，減少s的晶界偏析量，提高低溫韌性及耐氫脆性。但是，含量小于0.005％時，該效果不充分，優選添加0.005％以上。但是，大于1％的添加會使焊接熱影響區的韌性劣化。因此，添加nd的情況下，將其含量限定為1％以下。
cu：1％以下
cu具有提高淬透性的作用。但是，含量小于0.05％時，該效果不充分，優選添加0.05％以上。但是，cu含量大于1％時，在鋼板坯加熱時、焊接時容易產生熱裂(hottearing)。因此，添加cu的情況下，將其含量限定為1％以下。
ni：1％以下
ni具有提高韌性及淬透性的作用。但是，含量小于0.05％時，該效果不充分，優選添加0.05％以上。但是，ni含量大于1％時，經濟性差。因此，添加ni的情況下，將其含量限定為1％以下。
w：1％以下
w具有提高淬透性的作用，但其含量小于0.05％時，該效果不充分，優選添加0.05％以上。但是，含量大于1％時，焊接性劣化。因此，添加w的情況下，將其含量限定為1％以下。
ca：0.005％以下
ca具有控制硫化物系夾雜物的形態的作用，即以不容易因軋制而延展的球狀夾雜物cas來代替容易因軋制而延展的夾雜物mns。但是，含量小于0.0005％時，該效果不充分，優選添加0.0005％以上。但是，含量大于0.005％時，清潔度降低，從而韌性等性能劣化。因此，添加ca的情況下，將其含量限定為0.005％以下。
mg：0.005％以下
mg有時作為鐵水脫硫材料使用。但是，含量小于0.0005％時，該效果不充分，優選添加0.0005％以上。但是，大于0.005％的添加會導致清潔度的降低。因此，添加mg的情況下，將其添加量限定為0.005％以下。
rem：0.02％以下
rem通過在鋼中以rem(o、s)的形態生成氧硫化物，從而減少晶界的固溶s量，改善耐sr裂紋特性(srcrackingresistancecharacteristics)。但是，含量小于0.0005％時，該效果不充分，優選添加0.0005％以上。但是，大于0.02％的添加使得rem硫化物在沉淀晶帶顯著聚集，導致材質的劣化。因此，添加rem的情況下，將其添加量限定為0.02％以下。
0.03≤nb+ti+al+v≤0.14
nb、ti、al、v以nb系碳氮化物、ti系碳氮化物、al系氮化物、v系碳化物的微細析出物的形態釘扎加熱奧氏體晶粒，從而抑制晶粒的粗大化。詳細研究了這些元素與粒徑的關系，結果表明，滿足0.03≤nb+ti+al+v≤0.14時，特別能夠實現晶粒的微細化，且低溫韌性及耐氫脆性提高。因此，優選設為0.03≤nb+ti+al+v≤0.14。其中，nb、ti、al、v表示以質量％計的含量，在不含這些元素的情況下，設為0。
[制造條件]
本發明涉及的耐磨厚鋼板也能夠應用于管、型鋼及棒鋼等各種形狀，并不限定于厚鋼板。制造條件中的溫度規定及加熱速度規定是針對鋼材中心部而言，采用鋼板時為板厚中心，采用型鋼時為賦予本發明涉及的特性的部位的板厚中心，采用棒鋼時為徑向的中心。但是，由于中心部附近幾乎為同樣的溫度歷程，所以并不嚴格地限定于正中心。
鑄造條件
本發明對于在任何鑄造條件下制造的鋼材均有效，因此無需特別限定鑄造條件。并不特別規定由鋼液制造鑄鋼的方法、軋制鑄鋼從而制造鋼板坯的方法?？梢岳猛ㄟ^轉爐法(convertersteelmakingprocess)/電爐法(electricsteelmakingprocess)等熔煉的鋼、通過連續鑄造(continuouscasting)/鑄錠法(ingotcasting)等制造的板坯。
再加熱淬火
將通過熱軋而制成規定板厚的厚鋼板再加熱至ac3相變點以上，接著通過水冷從ar3相變點以上淬火至250℃以下的溫度，從而生成板條馬氏體組織。
再加熱溫度小于ac3相變點時，殘留有一部分未相變的鐵素體，因此無法通過接下來的水冷而滿足目標硬度。在水冷前冷卻至小于ar3相變點時，由于一部分奧氏體在水冷前相變為鐵素體，所以也無法通過接下來的水冷而滿足目標硬度。此外，若在高于250℃的溫度停止水冷，則有時一部分奧氏體相變為板條馬氏體以外的貝氏體等組織。因此，將再加熱溫度限定為ac3相變點以上，將水冷開始溫度限定為ar3相變點以上，將水冷停止溫度限定為250℃以下。
本發明中，并不特別規定計算ac3相變點(℃)及ar3相變點(℃)的式子，例如為ac3＝854-180c+44si-14mn-17.8ni-1.7cr、ar3＝910-310c-80mn-20cu-15cr-55ni-80mo。式中，各元素為以質量％計的鋼中含量。
本發明中，可以根據所期望的特性進一步限定以下的制造條件。
熱軋條件
管理板坯的再加熱溫度時，優選設為1100℃以上。更優選為1150℃以上，進一步優選為1200℃以上。這是為了使板坯中生成的nb系等的結晶物更多地在板坯內固溶，從而有效地確保微細析出物的生成量。
管理熱軋時，優選使未再結晶區的壓下率為30％以上。更優選為40％以上，進一步優選為50％以上。這是為了通過進行壓下率為30％以上的未再結晶區軋制，利用nb系碳氮化物等的應變誘導析出(strain-inducedprecipitation)而生成微細的析出物。
冷卻
在熱軋結束后實施水冷時，優選強制冷卻至250℃以下的溫度。這是為了抑制在軋制時應變誘導析出的微細析出物的生長。
再加熱時的升溫速度
進一步地管理再加熱淬火時的再加熱溫度時，優選以1℃/s以上的速度再加熱至ac3相變點以上。這是為了抑制在再加熱前生成的微細析出物及在再加熱過程中生成的微細析出物的生長。關于加熱方式，只要能達成需要的升溫速度，則可以為感應加熱(inductionheating)、電加熱(electricalheating)、紅外線輻射加熱(infraredradiationheating)、氣氛加熱(atmosphericheating)等中的任一種方式。
通過以上條件，晶粒微細化，可獲得低溫韌性及耐氫脆性優異的耐磨厚鋼板。
實施例
熔煉表1所示的化學成分的鋼a～k并鑄造板坯，通過表2所示的條件制造厚鋼板。對于板的溫度測定，通過插入至板厚中心部的熱電偶來實施。
鋼板的組織、被取向差為15°以上的大角度晶界包圍的晶粒的平均粒徑、直徑為50nm以下的微細析出物密度、及得到的鋼板的布氏硬度、-40℃時的夏比沖擊吸收能、耐延遲破壞安全度指數示于表2。
鋼板的組織可如下確定：采集與軋制方向垂直的截面的樣品，將截面研磨至鏡面后，用硝酸甲醇溶液進行腐蝕，使用光學顯微鏡以400倍觀察距鋼板表面0.5mm的部位及板厚1/4的部位。
晶體取向的測定如下進行：利用ebsp(electronbackscatteringpattern；電子背散射圖案)法來分析包含板厚1/4的部位的100μm見方的區域內的晶體取向，將取向差為15°以上的晶界定義為大角度，測定被該晶界包圍的粒徑，求出簡單平均值。
微細析出物的單位面積的個數密度如下測定：對從板厚1/4的部位通過碳萃取復型法制作的試樣進行tem觀察，拍攝照片，計數直徑為50nm以下的微細析出物的個數，得到每100μm2的個數密度。
布氏硬度如下求出：針對距鋼板表面0.5mm的部位，按照jisz2243(2008)，使用壓頭直徑為10mm的超硬合金球，以3000kgf的試驗力求出(hbw10/3000)。-40℃時的夏比沖擊吸收能如下算出：按照jisz2242(2005)，使用從板厚1/4的部位沿與軋制方向垂直的方向采集的實際大小(fullsize)的v型缺口試驗片(charpyv-notchspecimen)求出，針對各個條件分別采集3個數據，算出平均值。
此外，對于耐延遲破壞安全度指數，使用棒狀試驗片，利用陰極充氫法填充氫，使得試驗片中的擴散性氫量為約0.5massppm后，對試驗片表面實施鋅鍍從而將氫封入，然后，以1×10-6/s的應變速度進行拉伸試驗，計算斷裂后的試驗片的斷面收縮率，另一方面，也以同樣的應變速度進行未經氫填充的試驗片的拉伸試驗，根據下式進行評價。
耐延遲破壞安全度指數(％)＝100×(x1/x0)
其中，x0：實質上不含擴散性氫的試驗片的斷面收縮率
x1：含有擴散性氫的試驗片的斷面收縮率
作為目標值(本發明范圍)，布氏硬度為401以上，-40℃時的夏比沖擊吸收能為27j以上，耐延遲破壞安全度指數為50％以上。
表2所示的鋼板no.1～7、10、11、14～16，其化學成分及制造條件中的任一個均滿足本發明的要件，平均粒徑、微細析出物密度也滿足本發明的要件，布氏硬度、ve-40℃、耐延遲破壞安全度指數中的任一個均滿足本發明范圍的目標。
此外，鋼板no.10、14滿足本發明的要件，分別與鋼板no.1、5相比，升高了加熱溫度，因此，粒徑的微細化、微細析出物密度增加，可確認到ve-40℃、耐延遲破壞安全度指數的提高。
鋼板no.11滿足本發明的要件，與鋼板no.2相比，提高了未再結晶區壓下率，可確認到粒徑的微細化、微細析出物密度的增加、ve-40℃、耐延遲破壞安全度指數的提高。
鋼板no.15滿足本發明的要件，與鋼板no.6相比，在軋制后進行了水冷，可確認到粒徑的微細化、微細析出物密度的增加、ve-40℃、耐延遲破壞安全度指數的提高。
鋼板no.16滿足本發明的要件，與鋼板no.7相比，提高了再加熱升溫速度，可確認到粒徑的微細化、微細析出物密度的增加、ve-40℃、耐延遲破壞安全度指數的提高。
另一方面，鋼板no.8中的nb及(nb+ti+al+v)的含量超出本發明范圍的下限，no.9中的nb的含量超出本發明范圍的下限，平均粒徑、微細析出物密度、ve-40℃、耐延遲破壞安全度指數中的任一個均沒有達到目標值。
就鋼板no.12而言，由于再加熱溫度低至ac3以下，所以在從表面起到板厚1/4的深度中形成鐵素體及馬氏體的兩相組織，沒有充分形成板條馬氏體組織，因此布氏硬度沒有達到本發明的要件。
就鋼板no.13而言，由于水冷開始溫度低至ar3以下，所以在從表面起至板厚1/4的深度中形成鐵素體及馬氏體的兩相組織，沒有充分形成板條馬氏體組織，因此布氏硬度沒有達到本發明的要件。
另一方面，鋼板no.17、18中的al含量超出本發明范圍的下限，平均粒徑、微細析出物密度、ve-40℃、耐延遲破壞安全度指數中的任一個均沒有達到目標值。