(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．６０〜３．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０１０％、
Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．６０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｍｎ／Ｎｉ≧１１．６およびＭｎ／Ｍｏ≧８．７を満たすことを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度高靭性鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００３５％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下
の一種または二種以上を更に加えたことを特徴とする請求項１に記載の５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度高靭性鋼板。
【請求項３】
請求項１あるいは請求項２に記載の化学成分の鋼片を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱後、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延をし、７２０℃以上７７６℃以下で熱間圧延を完了させた後、７００℃以上７３４℃以下の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却することを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度高靭性鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項３で得られた鋼板を再加熱し、４００〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度高靭性鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は生産性に優れ、かつ靭性の優れた海洋構造物などの高強度厚鋼板とその製造法に関するものである。また、本発明は建築、橋梁、造船、建機といった分野にも広く適用できる。
【背景技術】
【０００２】
厚鋼板の高強度化を達成するための手法の一つとして合金元素の添加が挙げられ、例えば、Ｃをはじめ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金添加によって高強度厚鋼板が製造されてきた。強度確保に最も効果的かつ安価であるＣは、多量添加により溶接性を損なうため０．１％以上の添加は望ましくなく、Ｃ以外の合金を添加することで強度を確保している。
【０００３】
Ｎｉの添加は、強度確保に有効であるもののコストが高く、所要の強度を得るために必要な量までＮｉを添加すると大きなコスト増となり、製造コストの観点から望ましくない。また、Ｃｕの添加は凝固割れを回避するためＮｉの添加が必須となり、Ｎｉ添加によるコストアップを招く。ＣｒやＭｏ添加は、加工性を害することがあり、多量の添加は避ける必要がある。
【０００４】
一方、Ｍｎは他の合金元素に比べて安価で焼入性を高めることができるため、強度確保に有効であり、さらに適量の添加で靭性を改善する効果もある。
【０００５】
しかしながら、高濃度のＭｎが添加された溶鋼は連続鋳造にて製造する際、凝固の際に中心偏析が生じ材質に影響を及ぼすため避けられてきた。近年の製鋼技術の進歩により、中心偏析は改善されているものの、中心偏析に対するＭｎの認識は変わっておらず、高Ｍｎ化は適用されていない。
【０００６】
一方、高強度高靭性鋼板は、焼入れ焼戻しプロセスにて製造されている（例えば、特許文献１参照）。これは、高強度鋼板にて溶接性が要求される場合、低合金化によって溶接性を損なわず強度を確保するためである。特に、溶接熱影響部の低温靭性が要求される海洋構造物用鋼などでは、これまで焼入れ焼戻しプロセスを用いることで合金元素の添加を抑えつつ、強度・靭性バランスを確保する必要があった。
【０００７】
しかしながら、焼入れ焼戻しを適用したプロセスで製造する場合、焼戻しのための製造工期増が必要となるため、最終的な製造工期が長くなるという問題がある。また、プロセス増による製造コストの増加も問題となる。
【０００８】
【特許文献１】特公昭６１−２３７１５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
短工期でかつ低コスト製造できる、溶接性および靭性に優れた５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度厚鋼板とその製造法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【００１１】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．６０〜３．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０１０％、
Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．６０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｍｎ／Ｎｉ≧１１．６およびＭｎ／Ｍｏ≧８．７を満たすことを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度高靭性鋼板。
【００１２】
（２）  上記（１）に記載の化学成分を含有し、質量％で、さらに、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００３５％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下
の一種または二種以上を加えたことを特徴とする上記（１）に記載の５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度高靭性鋼板。
【００１３】
（３）  上記（１）あるいは（２）に記載の化学成分の鋼片を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱後、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延をし、７２０℃以上７７６℃以下で熱間圧延を完了させた後、７００℃以上７３４℃以下の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却することを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度高靭性鋼板の製造方法。
【００１４】
（４）  上記（３）で得られた鋼板を再加熱し、４００〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度高靭性鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば生産性を阻害せずに、母材靭性およびＨＡＺ靭性が極めて安定な高水準の鋼材が得られるため、産業上極めて有用なものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
本発明は、前記した課題を解決するために、比較的合金コストの低いＭｎを多量添加することによって、低コストでかつ強度靭性を確保しながら、熱処理を適用せずに５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度高靭性鋼を製造しようとする技術である。
【００１７】
合金元素の一つであるＮｉは、偏析の影響が小さく高強度化を図ることが可能な元素である。ただし、Ｍｎと同様の強度を得るためにはＭｎ添加量の約２倍のＮｉ添加が必要となる。Ｎｉはコストアップを招く元素の一つであり、コストの観点からできる限り添加を避けたい元素である。
【００１８】
一方、高強度材の母材靭性を向上させるため、従来焼入れ焼戻し処理による製造が適用されてきた。これは高強度を得るために焼入れ処理を施した場合、焼入れままでは転位密度の増加に起因した靭性劣化を引き起こすためである。焼戻し処理を行うことで、転位の回復が起こり、母材靭性が向上する。また、焼入れ焼戻し処理による製造は、低合金にて高い強度を得ることができる方法であり、溶接熱影響部の低温靭性を確保する手段として有効である。しかしながら、焼戻し処理は製造工期およびコスト増を引き起こしてしまう。
【００１９】
焼戻し処理をすることなく、高い靭性を確保するための方法として、圧延後の冷却において変態終了後の比較的高温で冷却を停止し、鋼板の顕熱によって焼戻しと同等の効果を得るといった方法が考えられる。そのため、高い焼入性を確保することが高温での冷却停止で強度を確保することがポイントであり、ＭｎやＭｏといった鋼の焼入性を高める元素の添加が有効と考えられる。しかしながら、Ｍｏは非常にコストが高く、コストの観点からできる限り添加を避けたい元素である。本願発明者ら研究により、焼入性を向上させる元素であるＭｎとＭｏについて、Ｍｎ添加量を増加し適量のＭｏと複合的に添加することで、多量Ｍｏの単独添加と同等の焼入性を確保できることを見出した。このことにより、Ｍｏ添加量を最小限に抑えることができる。
【００２０】
さらに、本発明者らは１．６％以上のＭｎ添加によって、溶接熱影響部における粒内フェライト（ＩＧＦ）の生成が促進し、細粒化が達成できることを見出した。
【００２１】
以上のことから、Ｍｎ添加量を１．６％以上に高めることでＮｉおよびＭｏの添加を限りなく抑えながら５７０Ｎ／ｍｍ２級の高強度高靭性厚鋼板を製造することができる。
【００２２】
Ｍｎ添加量の増加に伴いＭｎＳの生成能は向上する。粗大なＭｎＳができる場合、破壊の起点となりうるため、避けるべきである。ただし、ＭｎＳはＩＧＦの核生成サイトとなることがわかっており、ＭｎＳを完全に生成させないようにする必要はない。本願者らの研究により、０．０１０％以下であれば粗大なＭｎＳの生成が起こらないことを見出した。
【００２３】
また、高Ｍｎ化のさらなる効果として、スラブに発生する表面疵の抑制効果が上げられる。これまでは、多量のＮｉ添加鋼で顕在していた問題であり、その観点からＮｉを低減する必要があった。今回Ｍｎ添加量の増加が可能となったため、Ｎｉの添加量を減らすことができ、表面疵の発生の抑制を達成することができる。
【００２４】
以下に本発明の限定理由について説明する。まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。以下の組成についての％は、質量％を意味する。
【００２５】
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．０３％以上の添加が必要であるが、多量の添加はＨＡＺの靭性低下を招くおそれがあるために、その上限値を０．１２％とする。
【００２６】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは脱酸剤として、また固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．０５％未満の含有量ではそれらの効果が少なく、０．５０％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Ｓｉは０．０５〜０．５０％に限定した。
【００２７】
Ｍｎ：１．６０〜３．００％
Ｍｎは、鋼の強度を増加するため高強度化には有効な元素である。またＭｎはＳと結合してＭｎＳを形成するが、これがＩＧＦの生成核となり溶接熱影響部の有効結晶粒径微細化を促進することで、ＨＡＺ靭性の劣化を抑制する。そのため、高い強度を維持しながら溶接熱影響部の靭性を確保するためには１．６０％以上の含有量が必要である。ただし、３．００％を超えるＭｎを添加すると靭性が劣化する。このため、Ｍｎは１．６０〜３．００％に限定した。
【００２８】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靭性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、０．０１５％まで許容できるため、０．０１５％以下に限定した。
【００２９】
Ｓ：０．００１〜０．０１０％
Ｓは、主にＭｎＳを形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の組織を微細にする作用を有するが、０．０１０％以上の含有は、粗大なＭｎＳが生成し破壊の起点となるとともに、板厚方向の靭性・延性を低下させる。このため、Ｓは０．０１０％以下であることが必須である。また、ＭｎＳをＩＧＦの生成核として用い細粒化効果を得るためには、Ｓは０．００１％以上の添加が必要である。そのため、Ｓは０．００１〜０．０１０％に限定した。
【００３０】
Ｃｕ：０．０５〜０．３０％
Ｃｕは、固溶強化および析出強化にて鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、０．０５％以上の含有量が必要であるが、０．３０％以上の添加は熱間加工性を低下させるおそれがある。このため、Ｃｕは０．０５〜０．３０％に限定した。
【００３１】
Ｎｉ：０．０５〜０．６０％
Ｎｉは、鋼板の強度確保に有効であり０．０５％以上の含有量が必要であるが、非常にコストの高い元素であるため、０．０６％以上の添加は大幅なコストアップを招くことになり、さらに表面疵の発生が顕著となる。このため、Ｎｉは０．０５〜０．６０％に限定した。
【００３２】
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸上必要な元素であるが、０．００１％未満では脱酸が充分に行われず、０．０５０％を超える過度の添加はＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Ａｌは０．００１〜０．０５０％に限定した。
【００３３】
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％
Ｍｏは、析出強化や固溶強化で鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、０．０５％以上の含有量が必要であるが、０．３０％以上の添加は加工性を損ないかつ大幅なコストアップとなる。このためＭｏは０．０５〜０．３０％に限定した。
【００３４】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるために、０．００５％以上の添加が望まれる。ただし、０．０３０％を超えてＴｉを添加すると、脆化要因となるＴｉＣの生成が促進され、靭性を低下させるおそれがある。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０３０％に限定した。
【００３５】
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶域を拡大して、フェライトの細粒化を促進する効果があるとともに、Ｎｂ炭化物を生成し強度の確保を図ることができる元素であるため、０．００５％以上が必要である。しかしながら、０．１００％を超えるＮｂを添加すると、Ｎｂ炭化物によるＨＡＺ脆化が生じやすくなるため、Ｎｂは０．００５〜０．１００％に限定した。
【００３６】
Ｎ：０．００２５〜０．００６０％
Ｎは、Ｔｉと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるために、０．００２５％以上の添加が必要である。ただし、Ｎは固溶強化元素としても非常に大きな効果があるため、多量に添加するとＨＡＺ靭性を劣化するおそれが考えられる。そのため、ＨＡＺ靭性に大きな影響を与えずＴｉＮの効果を最大限に得られるように、Ｎの上限を０．００６０％とした。
【００３７】
以上が本願発明における必須の元素であり、これらの効果を損なわない範囲で以下の元素を添加することも有効である。
【００３８】
Ｖ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｂ：０．００２０％以下の一種または二種以上を添加
Ｖ、Ｃｒは、いずれも焼入れ性向上に有効な元素であり、ＴｉＮによる組織細粒化効果を最適とするため、必要に応じ一種または二種以上を選択して含有できる。なかでもＶは、ＴｉＮとともにＶＮでの組織微細化効果を最適化することができ、ＶＮによる析出強化を促進させる効果を有する。また、Ｖ、Ｃｒの含有によりＡｒ３点が低下することから、フェライト粒の微細化効果がさらに大きくなることが期待される。また、Ｃａを添加により、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性がさらに向上させるため、厳しいＨＡＺ特性を要求される場合は選択して添加できる。さらに、Ｍｇは、ＨＡＺにおけるオーステナイトの粒成長を抑制し細粒化させる作用があり、その結果ＨＡＺ靭性が向上することから、特にＨＡＺ靭性が厳しい場合には選択して添加できる。Ｂは、少量添加で焼入性を大きく向上させる元素であるため、極厚手鋼板のように冷却速度を確保するのが困難な場合には、選択して添加できる。
【００３９】
一方、０．５０％を超えるＣｒを添加した場合、溶接性や靭性を損ないかつコストも上昇することが考えられ、０．０３％を超えるＶを添加した場合、溶接性や靭性を損なうため、これらを上限とした。また、０．００３５％を超えるＣａの添加では、鋼の清浄度を損ない、靭性の劣化や水素誘起割れ感受性を高めてしまうので、０．００３５％を上限とした。Ｍｇは０．００５％を超える添加では、オーステナイト細粒化効果代が小さくコスト上得策ではないため、０．００５％を上限とした。Ｂは、０．００２０％を超える添加では靭性を損なうことから、０．００２０％を上限とした。
【００４０】
Ｍｎ／Ｎｉ≧１１．６とする理由については、Ｍｎ／Ｎｉ＜１１．６の場合では、今回指定したＭｎ添加量の範囲でＮｉ添加量が過剰となり、逆に靭性劣化を引き起こすからである。本願発明者らの研究により、Ｍｎ／Ｎｉ＝１１．６が本願のＭｎ添加量範囲に対して靭性を確保できる最大のＮｉ添加量であることを見出した。上記理由のため、Ｍｎ／Ｎｉ≧１１．６とした。
【００４１】
Ｍｎ／Ｍｏ≧８．７とする理由については、Ｍｎ／Ｍｏ＜８．７の場合では、今回指定したＭｎ添加量の範囲でＭｏ添加量が過剰となり、焼入性過剰による大量の島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成が靭性劣化を引き起こすからである。本願発明者らの研究により、Ｍｎ／Ｍｏ＝８．７が本願のＭｎ添加量範囲に対してＭＡの生成を抑えることができる最大のＭｏ添加量であることを見出した。上記理由のため、Ｍｎ／Ｍｏ≧８．７とした。
【００４２】
次に、本発明鋼材の製造条件限定の理由について説明する。
加熱温度については、１０５０℃以上１２００℃以下の温度であることが必要である。この理由は、１０５０℃未満の加熱では、凝固中に生成した靭性に悪影響を及ぼす粗大な介在物が溶けずに残る可能性があるためである。また、高温加熱すると冷却速度を制御して造り込んだ析出物を再溶解させてしまう可能性があるからである。上述を踏まえると、相変態を完了させる意味での加熱温度としては１２００℃以下で十分であり、そのときに生じると考えられる結晶粒の粗大化も、あらかじめ防ぐことができるからである。以上より、加熱温度を１０５０℃以上１２００℃以下に限定した。
【００４３】
未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行う必要がある。その理由として、未再結晶温度域における圧下量の増加は、圧延中のオーステナイト粒の微細化に寄与し、結果としてフェライト粒を微細化し機械的性質を向上させる効果があるからである。このような効果は、未再結晶域での累積圧下率が４０％以上で顕著になる。このため、未再結晶域での累積圧下量を４０％以上に限定した。
【００４４】
また、鋼片は８００℃以上で熱間圧延を完了させた後、７２０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却する必要がある。７００℃以上から冷却する理由として、７００℃未満より冷却を開始すると焼入れ性の観点から不利となり、所要の強度が得られない可能性があるからである。また、冷却速度が５℃／ｓ未満では、均一なミクロ組織を有した鋼を得ることが期待できないため、結果的に加速冷却の効果が小さい。また、一般に４００℃以下まで冷却すれば、変態は充分に完了している。さらに、本発明鋼においては、５℃／ｓ以上の冷却速度にて４００℃以下まで冷却を続けた場合でも、得られた鋼板には十分な靭性を確保できるため、特に焼戻し処理を施さずに鋼材として使用できる。上記の理由により、鋼片は７２０℃以上で熱間圧延を完了させた後、７００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することに限定した。また、夫々の上限温度は、実施例では熱間圧延完了（終了）温度の上限が７７６℃、冷却開始温度の上限が７３４℃である。
【００４５】
以上は焼戻しを必要としない前提で述べてきたが、特に、高靭性が要求される場合は、更に焼戻し処理を行っても良い。焼戻し処理を施す場合は、焼戻し処理温度は４００〜６５０℃であることが必要である。焼戻し処理を行う場合、焼戻し処理温度が高温になるほど結晶粒成長の駆動力が大きくなるが、６５０℃を超えるとそれが顕著になる。また、４００℃未満の焼戻し処理では、靭性改善効果が十分に得られないことが考えられる。これらの理由により、熱間圧延後に焼戻し処理をする場合は、４００〜６５０℃の焼戻し処理条件にて行うことに限定した。
【実施例】
【００４６】
次に、本発明の実施例について述べる。
【００４７】
表１の化学成分を有する鋳片を表２に示す条件にて熱間圧延を行い鋼板とした後、機械的性質を評価するために試験を行った。引張試験片は各鋼板の板厚の１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、ＹＳ（０．２％耐力）、ＴＳ、Ｅｌを評価した。母材靭性は各鋼板の板厚１／４部位よりＪＩＳ２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い得られる衝撃吸収エネルギー値にて評価した。ＨＡＺ靭性は、溶接入熱５ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクル試験を実施した鋼材を、−４０℃でのシャルピー衝撃試験により得られる衝撃吸収エネルギー値によって評価した。
【００４８】
【表１】
0004673785.tif 000002
【００４９】
【表２】
0004673785.tif 000003
【００５０】
表３は、各鋼における機械的性質をまとめたものを示す。鋼１〜２０−ａは本発明の例である鋼板について示したものである。表１および表２から明らかなようにこれらの鋼板は化学成分と製造条件の各要件を満足しており、表３に示すように、母材特性は優れ、５ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接においても−４０℃でのＨＡＺのシャルピー衝撃エネルギー値は１５０Ｊ以上と高靭性を有していることがわかる。また、規定範囲内であれば、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂを添加しても、焼戻し処理を施しても良好な靭性が得られることがわかる。
【００５１】
【表３】
0004673785.tif 000004
【００５２】
一方、鋼１〜２０−ｂは表１および表２から明らかなように化学成分は満足しているものの、製造条件にて本発明から逸脱したものである。これらの鋼は、それぞれ再加熱温度（鋼６−ｂ、鋼１０−ｂ、鋼１２−ｂ、鋼１４−ｂ、鋼１７−ｂ）、累積圧下率（鋼５−ｂ、鋼９−ｂ）、圧延終了温度（鋼３−ｂ、鋼１８−ｂ）、冷却開始温度（鋼１−ｂ、鋼８−ｂ、鋼１１−ｂ、鋼１３−ｂ、鋼１６−ｂ、鋼１９−ｂ）、冷却速度（鋼４−ｂ、鋼１５−ｂ）、焼戻し温度（鋼２−ｂ、鋼７−ｂ、鋼２０−ｂ）の条件が発明のものと異なっているため、母材強度あるいは母材靭性が劣っている。
【００５３】
さらに、鋼２１〜４０は表１から明らかなように、化学成分について本発明から逸脱した比較例を示したものである。これらの鋼は、それぞれＣ量（鋼２１）、Ｓｉ量（鋼２２）、Ｍｎ量（鋼２３、３８）、Ｐ量（鋼２４）、Ｓ量（鋼２５）、Ｃｕ（鋼２６）、Ｎｉ（鋼２７）、Ｍｏ量（鋼２９）、Ａｌ量（鋼２８）、Ｔｉ量（鋼３０）、Ｎｂ量（鋼３１）、Ｖ量（鋼３３）、Ｃｒ量（鋼３４）、Ｃａ量（鋼３５）、Ｍｇ量（鋼３６）、Ｂ量（鋼３７）、Ｎ量（鋼３２）、Ｍｎ／Ｎｉ（鋼２７、鋼３９）、Ｍｎ／Ｍｏ（鋼４０）の条件が発明のものと異なっているため、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣っているといえる。また、鋼２７は多量のＮｉを含んでいるため、スラブでの表面疵が発生した。