JPS62202057A

JPS62202057A - 多層容器用Ｃｒ−Ｍｏ鋼板

Info

Publication number: JPS62202057A
Application number: JP4474486A
Authority: JP
Inventors: Haruo Kaji; 梶　晴男; Mutsuo Hiromatsu; 広松　睦生; Shoji Tone; 登根　正二; Akihito Nishijima; 西島　明史
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1986-03-01
Filing date: 1986-03-01
Publication date: 1987-09-05

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は、多層容器用Ｃｒ　−Ｍ　ｏ鋼板に関する。

［従来の技術］Ｃｒ　−Ｍ　ｏ鋼板は、一般に、高温における強度や耐
酸化性にすぐれるため、従来より、石油精製をはじめと
する化学工業プラントにおける中・高温圧力容器や、発
電プラントにおける給水加熱器等として広く用いられて
いる。

一般に多層容器は、第３図に示すように、内筒１に半円
又は３分円状の多層板２を締め付け、！１目３に長手溶
接４を行ない、このようにして、所要枚数を巻き多して
単位円筒５を構成する０次いで、第４図に示すように、
この単位円筒５の必要数を同軸的に組み合わせ、この単
位円筒の円周に沿って円周溶接６を施して接合し、更に
、両端にフランジ７又は鏡板を溶接することによって製
作される。

従゛来のＣｒ　−Ｍ　ｏ鋼板は、通常、Ｃ含有量が０．
１５％程度と高く、且つ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金成分を多
量に含有しているために、溶接割れ感受性組成を示す指
標であるＰＣＭが高い。

従って、その溶接施工に当たっては、低温割れ防止のた
めに、通常、１５０〜３５０℃程度での高温の予熱を必
要としている。

［発明が解決しようとする問題点］多層容器の製作において、前記単位円筒を長手溶接にて
製作するに際して、高温にて予熱を施すときは、熱膨張
のために開先部の精度が著しく低下し、前層との間に空
隙間を生じ、長手溶接が非常に困難となる。また、仮に
溶接ができたとしても、溶接欠陥を生じやすく、健全な
継手部を選ることが困難である。このために、Ｃｒ−Ｍ
ｏ鋼板は、高温材料としてすぐれた特性を有しているに
もかかわらず、多層容器への適用は実用化されていない
。

他方において、低温割れ感受性を低めて溶接性を改善す
るためには、ＰＣＭを低減すること、特にｃｌを下げる
ことが有効であることは既によく知られている。Ｃｒ−
Ｍｏ’ａ４１Ｆｉにおいても、かかる手段によって溶接
性を改善することは可能であるが、Ｃ量を低減すれば、
強度や靭性の低下、高温クリープ強度の低下等の問題を
生じる。特に、多層容器の製作に用いられる鋼板自体は
、その板厚は３２　ｍ　ｍ以下と薄いものの、これを積
層した単位の円筒の肉厚はｌＯＯ〜５００ｍｍ程度にも
達するため、圧力容器の組み立て時の円周溶接後のＳＲ
は、１００〜５００　ｍ　ｍの肉厚に基づいて実施され
る。従って、多層容器の製作に用いられる°Ｃｒ−Ｍｏ
鋼板は、それぞれの板厚が３２　ｍ　ｍ以下であっても
、板厚１００〜５００ｍｍ材に相当するＳＲ後にも、所
定の強度及び靭性を保持していることが要求される。従
って、単にＣ量を低減するのみでは、多層円筒容器の製
作に適用し得るＣｒ−Ｍｏを得ることができない。

また２合金元素Ｂは、従来、焼入れ焼戻しを行なう調質
鋼については広く利用されている。

近年では焼ならし鋼乃至焼ならし焼戻し鋼にも微量のＢ
を添加することにより、鋼の焼入れ性の増加を図り１強
度を増加させる方法が実用化されている。

しかし、Ｃｒ　−Ｍ　ｏ鋼に関しては、Ｂ添加は、＃Ｓ
Ｒ脆化特性の付与及び高強度高靭性化、熱間加工性の改
善等の目的に限られており、Ｃ含有量が、約０．１１％
以上であるＣ　ｒ　−Ｍ　ｏ鋼では、大幅な溶接性の改
善は実現されていない。

［発明の目的］本発明は、すぐれた耐溶接割れ性を有し、溶接施工時に
予熱なしにて溶接が可能であり、そのうえ、高温長時間
のＳＲ熱処理後にも、高強度高靭性を有する焼ならし焼
戻し型の多層容器用Ｃｒ　−Ｍ　ｏ鋼板を提供すること
を目的とする。

［発明の概要］出願に係る第１の発明は、Ｃ０．０２〜ｏ、ｉｏ％ＳＬ　　　０．０２〜１．００％Ｍ　ｎ　　　０　、２０　ＮＯ、９０％Ｐ　　　　０．
０２０％以下ｓ　　　　ｏ、ｏｉｏ％以下Ｃｕ　　　　　０．０５〜０．３５％Ｎｉ　　　　　０．０５〜０．３５％Ｃｒ　　　　　１．６５〜３．５０％Ｍ　ｏ　　　　　０　　、　７５〜！、　　、　　２５
％Ｂ　　　　　　０．０００２−０，００２０％ｓｏｌ
　　Ａｎ　　　０　．００２〜０　．１００％Ｓｎ　　
　０．０１０％以下ｓｂ　　　ｏ、ｏｉｏ％以下Ａｓ　　　０．０１０％以下残部が、鉄及び不可避的不純物よりなり、４４Ｃ−７Ｓ
ｉ−７Ｍｎ（１）≧Ｏを満足すると共に、で定義されるＰＣＭが０．３３％以下であることを特徴
とする多層容器用Ｃｒ　−Ｍ　ｏ鋼板である。

また、本出願に係る第２の発明は、上記した化学成分に
加えて、Ｔ　ｉ　　　０　、００５〜０．０７％Ｎｂ　　　０．
００５〜０．０７％Ｖ　　　　０．００５〜０．０７％、及びＣａ　　　０
．０００５〜０．００７０％よりなる群から選ばれる少
なくとも１種の元素を含有することを特徴とする。

以下に本発明について詳細に説明する。

本発明によるＣ　ｒ　−Ｍ　Ｏ鋼において、Ｂは、オー
ステナイト中に固溶し、納品粒界に偏析して、フェライ
ト変態を抑制するため、鋼の焼入れ性を向上させる。し
かし、他方において、Ｂは、鋼中のＮと結合しやすく、
ＢがＢＮを生成すると、鋼中におけるＢの有効量が減少
し、焼入れ性を低下させる。従って、本発明鋼において
は、鋼の焼入れ性を向上させるべく、Ｂの有効量を確保
するために、鋼中のＮ量を低減すると共に、Ａｕによっ
てＮを固定する。しかし、Ｂを過多に添加するときは、
オーステナイト粒界にＢ化合物が析出し、却って焼入れ
性を低下させるので、本発明においては、Ｂを適正量を
添加することが必要である。

しかし、本発明鋼のように、低Ｃ鋼においては、Ｂの焼
入れ性向上効果を利用するだけでは、強度、靭性ほか目
的とする望ましい特性を得ることは困難である。ここに
おいて、本発明者らは、研究を瓜ねた結果、低Ｃ鋼にお
いて、Ｂを適正量添加して、その焼入れ性向上効果を利
用すると共に、Ｃｕ及びＮｉを複合添加することにより
、鋼の焼入れ性を一層向上させると・同時に、Ｂの焼入
れ性向上効果その相乗効果によって、低Ｃの成分系にも
かかわらず鋼組織はベイナイトとなり、同時に、微細な
炭窒化物が結晶粒内に析出し、強度及び靭性を向上させ
ることを見出した。更に、ベイナイトは、各合金元素の
その固溶限が高いために、納品粒界に析出物を生じ難い
性質を有しており、その結果として、ＳＲ後の特性及び
クリープ破断強度が改善されることも見出した。

ここに、上記の効果を確実に得るためには、熱処理時の
オーステナイ化を十分に行ない、合金元素を十分に固溶
させることが必要である。

合金元票の固溶が十分である場合は、仮に熱処理後に十
分な強度及び靭性が得られたとしても、高温長時間のＳ
Ｒ後には、析出物の凝集と粗大化によって、特に、靭性
が著しく低下する。更に、本発明鋼におけるように、低
Ｃ鋼の場合は、ｃｌの低減に伴って、オーステナイト化
のための温度、即ち、Ａｃ３点が上昇するので１通常の
オーステナイト化温度である９１０〜９３０℃の温度へ
の加熱によっては、充分なオーステナイト化が困難とな
る。しかし、オーステナイト化温度を上昇させることは
、結晶粒が粗大化し、靭性を劣化させるので、避けるべ
きである。更に、鋼板製造の実操業時においては、オー
ステナイト化温度を高くすることは、熱処理炉の損傷を
激しくし、他の鋼材との同時装入も制限されることとな
るために、これも避けるべきである。

そこで、本発明者らは、Ａ（ｌ変態点に影響を与える元
素について詳細な研究を重ねた結果、Ｃｒ　−Ｍ　ｏ鋼
における化学組成を限定すると共に、その組１ＩｔＸ囲
内において、ｃ量に応じてＳｉ及びＭ　ｎ　Ｑを規制す
ることによって、オーステナイト化温度を高める必要な
しに、通常のオーステナイト化温度にて十分にオーステ
ナイト化を達成し得ることを見出した。

更に、ＳＲによる鋼の脆化要因としては、上述した析出
物の凝集及び粗大化とは別に、ＳＲ処理時の冷却速度が
遅いために生じる焼戻し脆化をも考慮する必要がある。

この焼戻し脆化は、ＳＲ処理時に５５０〜３５０℃の温
度域を緩慢に冷却されるため、結晶粒界にＰ、Ｓｎ。

Ｓｂ、Ａｓ等の不純物が偏析し、粒界を脆化させるため
に生じる０本発明者らは、これらを防ぐためには、上記
した不純物元素量の低減規制が有効であることを見出し
た。

また、高温長時間のＳＲ後にもすぐれた靭性を確保する
ためには、ＳＲ前の状態でできる限り高い靭性値を得る
必要があることも見出した。

本発明は、上記した新しい知見に基づいて完成されたも
のである。

Ｃは、鋼の強度を確保するために、発明鋼においては、
０．０２％以上を添加することが必要であるが、反面、
Ｃｉの増加と共に溶接性、靭性が低下するので、添加量
の上限は００ｌＯ％とする。

Ｓｉは、強度の確保及び耐酸化性の向上のために有効で
あるが、焼戻し脆化感受性を高めるので、添加量は０．
０２〜１．００の範囲とする。

Ｍｎは、鋼の強度と延性を高めるのに有効であるが、過
多に添加すると、溶接性が低下するので、添加量は０．
２０〜０．９０％の範囲とする。

ただし、ＳｔとＭｎは、前述したように、ＳＲ処理後の
靭性を確保する観点からＣ量に応じて添加量を制御する
必要がある。

第１図に、本発明で規定する範囲の化学成分を有する板
厚９〜３２ｍｍのＣｒ　−Ｍ　ｏ鋼板について、４４Ｇ
　−７Ｓｉ＋７Ｍｎ（＄）と衝撃特性の関係を示す、焼
きならし焼戻しの状態では、すべて良好な靭性を有して
いるが、６９０℃で２７時間（７）ＳＲ処理後ハ４４Ｃ
−７Ｓｉ÷７Ｍｎ（＄）カ０　％　Ｊ：　！Ｊ　モ小さ
い場合にはＶＥＯが急激に低下すると同時に、破面遷移
温度ＶＴ　ｒ　ｓも大幅に上昇していル、コレニ対し［
，４４Ｃ−７ＳｉＳｉＨ２（＄）が０％以上であるとき
は、ＳＲ処理も、ｖＥｏは２０ｋｇｆ１１ｍ以上、ｖＴ
　ｒ　ｓも−２０”０以下で良好な靭性を示している。

従って、Ｃ，Ｓｉ及びＭｎは、４４Ｃ−７Ｓｉ＋７Ｍｎ（＄）≧０−−−−−（１）の
関係を満足するように添加する。

Ｐは、鋼中に不純物として含有されるが、靭性及び溶接
性を損なうばかりでなく、焼戻し脆化感受性を高めるた
め、極力低減することが望ましい、従って、本発明にお
いては、Ｐの含有量が０．０２０％以下とする。

Ｓも鋼中に不純物として含有されるが、鋼の靭性を著し
く損なうので、極力低減することが望ましく、含有量は
０．０１０％以下とする。

Ｃｕは、固溶強化及び析出強化に有効な成分であり、か
かる効果を有効に発揮させるためには、少なくとも０．
０５％を添加する必要がある。一方、０．３５％を越え
て過多に添加すると、熱間加工性及び溶接性が劣化する
ので、Ｃｕの添加量は０．０５〜０．３５％の範囲とす
る。

Ｎｉは、鋼の焼入れ性を増し、且つ、高温におけるオー
ステナイト粒界へのＣｕの析出による亀甲割れを防止す
るのに有効な元素である。

かかる効果を有効に発現させるためには、０．０５％以
上を添加する必要がある。

Ｃｒは、高温における耐酸化性と強度を確保するのに有
効であるが、過度に添加すると溶接性が劣化する。従っ
て、添加量は１．６５〜３．５０％とする。

ＭＯは、鋼の焼入れ性、特にＢと共存した場合の焼入性
を高めるのに不可欠な元素であり、また、焼戻し軟化抵
抗を高め、高温強度の向」−にも有効であって、０．７
５％以上添加する必要があるが、高価な元素であるので
、その添加量は０．７５〜１，２５％の範囲とする。

Ｂは、前述したように、焼入れ性を高め、強度上昇に有
効であるので１本発明鋼においては、０．０００２％以
上を添加することが必要である。しかし、０．００２０
％を越えて過剰に添加するときは、Ｂ化合物を生成し、
焼入れ性を低下させると同時に靭性の劣化を伴う。

、従って、添加量の上限は０．００２０％とする。

、。＋Ａｌｌは、Ｎを固定し、また、組織を微細化する
作用があるが、その含有量が０゜００２％よりも少ない
ときは、上記の効果が期待できず、一方含有量が０．１
０％を越えると、鋼塊表面割れの原因となることから、
その含有量は０．００２〜ｏ、ｉｏｏ％の範囲とする。

Ｓｎ、Ｓｂ及びＡｓは、ＳＲ処理時の冷却過程において
結晶粒界に偏析し、靭性を損なうので、含有量はそれぞ
れ０．０１０％以下とすることが必要である。

前記ｐｃｓは、よく知られているように、溶接時の低温
割れ感受性を示す指標であり、溶接施工時に予熱なしに
て割れを生じることなく溶接を可能とするためには、こ
の値を極力低く抑える必要がある。そのため、ＰＣＮを
０．３３％以下とする。

本発明によれば、第２の発明によるＣｒ−Ｍｏ鋼板は、前記した元素に加えて、Ｔｉ、Ｎｂ
、Ｖ及びＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種以
上の元素を含有する。

Ｔｉは、高温まで安定してＮを固定し、且つ、組織を微
細化する効果を有する。かかる効果を有効に発揮させる
ためには、少なくともｏ　、ｏｏｓ％を添加する必要が
あるが、０゜０７％を越えて過多に添加するときは、靭
性を劣化させるので、添加量が０．００５〜０．０７％
の範囲とする。

Ｎｂ、Ｖは共に、結晶粒を微細化して強度を向上させる
のに有効であるが、それぞれ０゜００５％未満ではその
効果が期待できず、一方、それぞれ０．０７％を越える
ときは、靭性及び溶接性を劣化させるのみならず、経済
性の点からも好ましくない、従って、その添加量は、そ
れぞれ０．００５〜０．０７％の範囲とする。

Ｃａは、靭性を改善し、且つ、溶接継手及びボンド部の
靭性を向上させ、更に、板厚方向の特性を改善する。か
かる効果を有効に発揮させるには、少なくとも０．００
０５％を添加することが必要である。しかし、０．００
７０％を越えて過多に添加するときは、非金属介在物の
量が増して、延性を低下させる。従って、本発明鋼にお
いては、その添加量をｏ、ｏｏｏｓ〜０．００７０％の
範囲とする。

上記Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＣａは必要に応じて適当に組み
合わせて使用されるが、■を添加する場合も、ＰＣＨを
前述した値以下に抑える必要がある。

尚、不純物として含有されるＮは、その量が余りに多い
ときは、前述したように、ＢＮを生成しやすくなり、そ
の結果、焼入れ性に有効なり量を減少させ、鋼の焼入れ
性を低下させるので、本発明においては、Ｎ量は０．０
０７％以下とすることが好ましい。

本発明によるＣ　ｒ　−Ｍ　ｏ鋼板は、常法に従って前
記所定の化学成分を有する鋼塊又は鋼片を熱間圧延し、
その後、引続いて熱処理を行なえばよい、板厚を３２ｍ
ｍ以下としたのは、３２ｍｍを超えると溶接時に予熱が
必要となるからである。

し実施例］以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定させるものではない。

（実施例）第１表に本発明による多層容器用Ｃｒ−Ｍ。

鋼板Ａ−Ｆ及び比較例としてのＣｒ　−Ｍ　ｏ鋼板Ｇ−
にの化学成分、ＰＣＭ及び前記式（１）の値を示し、第
２表にこれら鋼板の板厚、熱処理条件、その引張特性、
衝撃特性及び溶接性を示す。

本発明によるＣ　ｒ　−Ｍ　ｏ鋼板は、いずれも、従来
型の高Ｃ量Ｃｒ−Ｍｏ鋼板に比較して、Ｃ量を著しく低
減しているためにｐｃ−が低い。

その結果、斜めＹ形溶接割れ試験ＪＩＳＺ３１５８にお
けるルート割れ防止予熱温度が室温であることから、本
発明鋼は全て予熱なしに°溶接が可能である。

更に、本発明鋼板においては、焼きならし焼戻しのまま
は勿論、前記（１）式値を０５以上としているため、６
９０℃で２７時間という条件のような高温長時間のＳＲ
処理を実施した後でも、５０　ｋｇｆ／ｍゴ以上の引張
強さが得られる。

また衝撃特性においても、０℃における吸収エネルギー
ｖｌＥｏは２０　ｋｇｆ、ｍ以上である。

一方比較例においては比較鋼Ｇ及びＨは従来型のＣｒ　
−Ｍ　ｏ鋼板であり、Ｃｌが多いので、斜めＹ形溶接割
れ試験におけるルート割れ防止予熱温度はそれぞれ１７
５℃、２００℃である。従って、これらの鋼板を溶接す
る際には、低温割れの発生を防止するために、予熱を施
すことが必要不可欠であるので、前述した理由によって
、これらの鋼板を多層容器の製造に適用することができ
ない。

また、比較鋼Ｉ、Ｊ及びＫはＣ量を低減しているために
、溶接性は多層容器用鋼板としての要求を満たしている
。しかし、比較鋼重はＢ無添加鋼板であり、また、比較
鋼ＪはＣｕ及びＮｉ無添加鋼板であるので、いずれも６
９０℃で２７時間のＳＲ処理後、引張強さが５０　ｋｇｆ／ｍゴ以下となり、多層容器用鋼板として
は強度が不足している。

比較鋼には、前記（１）式値が−０，６０％であって、
本発明で規定する範囲になく、焼きならし焼戻しままで
は、高強度高靭性を有するが、６９０℃で２７時間のＳ
Ｒ処理後は、ｖｌＥｏが５　、３ｋｇｆ−ｍテあッテ、
靭性の劣化が著しい。

以上のように、本発明Ｃｒ　−Ｍ　ｏ鋼板によれば、予
熱なしに溶接が可能であり、板厚５００ａｚｎ材に要求
されるＳＲ条件である６９０℃で２７時間のような高温
時間のＳＲ処理を施しても、すぐれた強度と靭性とを保
持している。

多層容器が４５０℃以上のクリープ領域で使用される場
合には、使用される鋼板は、十分なりリープ破断強度を
有していなければならない０本発明鋼板Ａのクリープ破
断強度を従来型の鋼板（Ｃ量０．１１〜０．１６％）と
比較して第２図に示す、第２図において、横軸［Ｐ］は
、Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅ　ｒパラメータを示し、Ｔ
は試験温度（Ｋ）、ｔは試験時間（ｈ、　）である０本
発明鋼の破断強度は、従来型のそれと比較して同等以上
である。これは、本発明鋼によれば、クリープ温度域に
おいて、ポンド発生の核となる結晶粒界上の炭化物の析
出が少ないうえに、粒界と粒内の強度差が小さいため、
粒界に歪の集中が起こり難いことによるものである。

［発明の効果］以上のように、本発明によれば、Ｃ量を著しく低減して
、耐低温割れ感受性を低め、予熱なしにて溶接が可能で
あるのみならず、Ｂと共にＣｕ及びＮｉを複合添加し、
更に、Ｃ，Ｓｔ及びＭ　ｎ　ｉを相対的に制御すると共
に、不純物Ｐ　、　Ｓ　、　Ｓ　ｎ、　、　Ｓ　ｂ及び
Ａｓ量を低減することによって、高温長時間のＳＲ処理
後にもすぐれた強度及び靭性を保持し、従って、特に、
多層容器の製造に好適に適用し得る厚さ３２ｍｍのＣｒ
　−Ｍ　ｏ鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明で規定する範囲の化学成分を有する鋼
板について、（４４Ｃ−７Ｓｉ＋７Ｍｎ）（％）と０℃
における吸収エネルギーｖＥｏ及び破面遷移温度ｙ　Ｔ
　ｒ　ｓとの関係を示すグラフ、第２図は、本発明鋼板
及び比較鋼板の高温クリープ破断強度を示すグラフ、第
３図は、多層容器の製作に用いられる単位容器を示す斜
視図、第４図は、多層容器の一例を示す断面図である。第１図（４４Ｃ−７７５ｉ　−７Ｍｎ）　　（’１０）第２図破断時間　（ｈ）１５．０　１６．○　＋７．０　　１８．０　１’Ｌ０
　２ＣＬ０　２１０Ｌａｒｓａｎ−Ｘｉ　ｌ１ｅｒパラ
メータ　［Ｐ］　＝　Ｔ　（Ｑｔ＋２０）Ｘ１０−’Ｔ
：試験温度（Ｋ）ｔ：破断時間（ｈ）

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ｃ　０．０２〜０．１０％Ｓｉ　０．０２〜１．００％Ｍｎ　０．２０〜０．９０％Ｐ　０．０２０％以下Ｓ　０．０１０％以下Ｃｕ　０．０５〜０．３５％Ｎｉ　０．０５〜０．３５％Ｃｒ　１．６５〜３．５０％Ｍｏ　０．７５〜１．２５％Ｂ　０．０００２〜０．００２０％ｓｏｌＡｌ　０．００２〜０．１００％Ｓｎ　０．０１０％以下Ｓｂ　０．０１０％以下Ａｓ　０．０１０％以下残部が、鉄及び不可避的不純物よりなり、４４Ｃ−７Ｓｉ＋７Ｍｎ（％）≧０を満足すると共に、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／
２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）
で定義されるＰ＿Ｃ＿Ｍが０．３３％以下であり、且つ
組織がベイナイトであって、予熱なしに溶接が可能であ
り、高温長時間の応力除去焼なまし処理後にも高強度高
靭性を有する板厚３２ｍｍ以下の多層容器用Ｃｒ−Ｍｏ
鋼板。
（２）Ｃ　０．０２〜０．１０％Ｓｉ　０．０２〜１．００％Ｍｎ　０．２０〜０．９０％Ｐ　０．０２０％以下Ｓ　０．０１０％以下Ｃｕ　０．０５〜０．３５％Ｎｉ　０．０５〜０．３５％Ｃｒ　１．６５〜３．５０％Ｍｏ　０．７５〜１．２５％Ｂ　０．０００２〜０．００２０％ｓｏｌＡｌ　０．００２〜０．１００％Ｓｎ　０．０１０％以下Ｓｂ　０．０１０％以下Ａｓ　０．０１０％以下を含有し、更に、Ｔｉ　０．００５〜０．０７％Ｎｂ　０．００５〜０．０７％Ｖ　０．００５〜０．０７％、及びＣａ　０．０００５〜０．００７０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
残部が鉄および不可避的不純物よりからなり、４４Ｃ−７Ｓｉ＋７Ｍｎ（％）≧０を満足すると共に、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／
２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）
で定義されるＰ＿Ｃ＿Ｍが０．３３％以下であり、且つ
組織がベイナイトであって、予熱なしにて溶接が可能で
あり、高温長時間の応力除去焼なまし処理後にも高強度
高靭性を有する板厚３２ｍｍ以下の多層容器用Ｃｒ−Ｍ
ｏ鋼板。