CN114761595B - 钢板及其制造方法 - Google Patents

钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114761595B
CN114761595B CN202080082601.5A CN202080082601A CN114761595B CN 114761595 B CN114761595 B CN 114761595B CN 202080082601 A CN202080082601 A CN 202080082601A CN 114761595 B CN114761595 B CN 114761595B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
steel sheet
percent
content
cooling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202080082601.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN114761595A (zh
Inventor
高山直树
荒尾亮
植田圭治
秋吉进典
山村直一
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN114761595A publication Critical patent/CN114761595A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN114761595B publication Critical patent/CN114761595B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明提供例如供于在能源运输船中用于容纳液化气体的储存用容器的氨应力腐蚀断裂性及低温韧性优异的钢板。所述钢板具有以下成分组成：含有C：0.05％以上且0.15％以下、Si：0.50％以下、Mn：0.50％以上且2.00％以下、Al：0.060％以下、N：0.0010％以上且0.0100％以下、Ti：0.005％以上且0.100％以下、P：0.020％以下、S：0.010％以下、以及O：0.0100％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，所述钢板具有如下微观组织：距钢板的表面1mm深度的回火马氏体及回火贝氏体的总体积率为90％以上，上述钢板的板厚1/2处的铁素体及贝氏体的总体积率为60％以上且90％以下，而且岛状马氏体的体积率为10％以下。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及韧性及耐腐蚀性优异的钢板、特别是供于混合装载液化石油气(以下表示为LPG)及液氨的多用途容器的低温韧性及氨应力腐蚀断裂性优异的钢板及其制造方法。
随着近年能源需求的增加，利用能源运输船进行的液化气体的运送正在盛行。为了能源运输船的高效运用，有时在容器中不仅运送LPG，还一起运送液氨。
由于这些液化气体在低温下运送，因此对用于这些液化气体的储存用容器的钢板要求优异的很高的低温韧性。
另外，近年正在进行了容器的大型化，对钢板要求490MPa以上的高拉伸强度(TS)。此外，已知液氨会引起应力腐蚀断裂，为了避免由氨导致的应力腐蚀断裂，同时要求440MPa以下的屈服强度(YS)。
在专利文献1及2中记载了如上所述的用于具有液化气体储存用容器所需的低温韧性且满足强度范围的技术，通过对热轧后冷却的厚钢板多次进行热处理、或者对热轧后水冷的厚钢板多次进行热处理的方法来实现高的低温韧性及给定的强度特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利3802626号
专利文献2：日本专利3848415号
发明内容
发明所要解决的问题
在上述的专利文献1及2所记载的方法中，需要实施多次热处理，为此所用的设备、能量的成本很高，结果存在经济上的问题。另外，在第一次的淬火温度高的情况下，成为1/4t时的韧性提高少的结果，因此，存在长时间暴露于高温的钢板的表层部的韧性变得不稳定的隐患。
本发明的目的在于解决上述的问题，提供例如供于在能源运输船中用于容纳液化气体的储存用容器的氨应力腐蚀断裂性及低温韧性优异的钢板及其制造方法。
解决问题的方法
为了实现上述目的，本发明人等使用在线加热冷却装置反复进行了关于对钢板的低温韧性、强度特性的各种因素的深入研究。其结果是得到了以下见解：如果以给定量以上添加C、Si、Mn、Ti等元素，并控制为距钢板的表面1mm深度的回火马氏体及回火贝氏体的总体积率为90％以上、距上述钢板的表面板厚1/2深度的铁素体及贝氏体的总体积率为60～90％、且岛状马氏体的体积率为10％以下的微观组织，则能够发挥期望的低温韧性及强度特性，省略耗费成本的热处理。
本发明是基于上述见解并进一步进行研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。
1.一种钢板，其具有以下成分组成：
以质量％计含有
C：0.05％以上且0.15％以下、
Si：0.50％以下、
Mn：0.50％以上且2.00％以下、
Al：0.060％以下、
N：0.0010％以上且0.0100％以下、
Ti：0.005％以上且0.100％以下、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、以及
O：0.0100％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质，
所述钢板具有如下微观组织：距钢板的表面1mm深度的回火马氏体及回火贝氏体的总体积率为90％以上，所述钢板的板厚1/2处的铁素体及贝氏体的总体积率为60％以上且90％以下，而且岛状马氏体的体积率为10％以下。
2.根据上述1所述的钢板，其中，
所述成分组成以质量％计还含有选自以下元素中的一种以上：
Cu：2.00％以下、
Ni：2.00％以下、
Cr：1.00％以下、
Mo：1.00％以下、
V：1.00％以下、
W：1.00％以下、
Co：1.00％以下、
Nb：0.100％以下、
B：0.0100％以下、
Ca：0.0200％以下、
Mg：0.0200％以下、以及
REM：0.0200％以下。
3.一种钢板的制造方法，该方法包括：
对钢原材料实施结束温度为Ar3点以上的热轧，然后从Ar3点以上的温度开始冷却，以平均冷却速度10℃/秒以上冷却至距钢板表面1mm深度的温度达到600℃以下，暂时停止冷却，以10秒钟～600秒钟的期间中断该冷却，接着，进行钢板的板厚1/2处的平均冷却速度为5～50℃/秒的冷却，在板厚中心部的温度为200℃以上且450℃以下的温度范围结束该冷却，
所述钢原材料具有以下成分组成：
以质量％计含有
C：0.05％以上且0.15％以下、
Si：0.50％以下、
Mn：0.50％以上且2.00％以下、
Al：0.060％以下、
N：0.0010％以上且0.0100％以下、
Ti：0.005％以上且0.100％以下、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、以及
O：0.0100％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质。
4.根据上述3所述的钢板的制造方法，其中，
所述成分组成以质量％计还含有选自以下元素中的一种以上：
Cu：2.00％以下、
Ni：2.00％以下、
Cr：1.00％以下、
Mo：1.00％以下、
V：1.00％以下、
W：1.00％以下、
Co：1.00％以下、
Nb：0.100％以下、
B：0.0100％以下、
Ca：0.0200％以下、
Mg：0.0200％以下、以及
REM：0.0200％以下。
发明的效果
根据本发明，能够廉价地提供低温下的耐冲击特性及氨应力腐蚀断裂性优异、并且适于在低温且腐蚀气体氛围的环境中使用的容器的钢板，因此，在工业上发挥显著的效果。
具体实施方式
接下来，对本发明的钢板具体地进行说明。在本发明中，重要的是供于钢板及其制造的钢原材料具有上述成分组成。因此，首先对在本发明中如上所述地限定钢的成分组成的理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，则与成分组成相关的“％”是指“质量％”。
[成分组成]
C：0.05％以上且0.15％以下
C(碳)是具有增加钢的淬火性的作用的元素，是为了实现高强度必须添加的重要元素之一。为了得到上述效果，将C含量设为0.05％以上。此外，从减少其它合金元素的含量、以更低的成本进行制造的观点考虑，优选将C含量设为0.07％以上。另一方面，如果C含量超过0.15％，则强度过度提高，而韧性、焊接性降低。因此，将C含量设为0.15％以下。此外，从抑制韧性、焊接性的降低的观点考虑，优选将C含量设为0.13％以下。
Si：0.50％以下
Si(硅)是作为脱氧剂而发挥作用的元素，但另一方面，是导致韧性、焊接性的降低的元素。因此，期望尽可能降低含量，在为0.50％以下时是可以允许的。需要说明的是，钢的脱氧也可以利用Al、Ti等来充分地进行，因此Si含量的下限没有特别限定，可以为0％。从韧性、焊接性的观点考虑，优选设为0.40％以下，更优选设为0.30％以下。
Mn：0.50％以上且2.00％以下
Mn(锰)是具有增加钢的淬火性的作用的元素，是为了满足高强度必须添加的重要元素之一。为了得到上述效果，将Mn含量设为0.50％以上。此外，从减少其它合金元素的含量、以更低的成本进行制造的观点考虑，将Mn含量设为0.70％以上，更优选设为0.90％以上。另一方面，如果Mn含量超过2.00％，则强度过度提高，而韧性、焊接性降低，而且合金成本也过度增高。因此，将Mn含量设为2.00％以下。此外，从抑制韧性及焊接性的降低的观点考虑，优选将Mn含量设为1.80％以下，更优选设为1.60％以下。
Al：0.060％以下
Al(铝)是作为脱氧剂而发挥作用、且具有将晶粒微细化的作用的元素。为了得到这些效果，优选将Al含量设为0.010％以上。另一方面，如果Al含量超过0.060％，则氧化物类夹杂物增加，洁净度降低，因此，韧性降低。因此，将Al含量设为0.060％以下。需要说明的是，优选将Al含量设为0.050％以下，更优选设为0.040％以下。
N：0.0010％以上且0.0100％以下
N(氮)与Ti键合而以TiN的形式析出，有助于组织的微细化，提高韧性。为了得到该效果，将N含量设为0.0010％以上。优选为0.0020％以上。另一方面，如果N含量超过0.0100％，则反而导致韧性的降低。因此，从抑制韧性、焊接性的降低的观点考虑，设为0.0100％以下。优选将N含量设为0.0080％以下，更优选设为0.0060％以下。
Ti：0.005％以上且0.100％以下
Ti(钛)形成氮化物的倾向强，是具有将N固定而减少固溶N的作用的元素。因此，通过添加Ti，能够提高母材及焊接部的韧性。为了得到该效果，将Ti含量设为0.005％以上。优选将Ti含量设为0.012％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.100％，则反而韧性降低。因此，将Ti含量设为0.100％。优先将Ti含量设为0.090％以下，进一步优选设为0.080％以下。
P：0.020％以下
P(磷)是作为不可避免的杂质而含有的元素，由于在晶界发生偏析而带来韧性、焊接性降低等不良影响。因此，期望尽可能降低P含量，但如果为0.020％以下，则可以允许。需要说明的是，P含量的下限没有特别限定，可以为0％，但通常P作为杂质是钢中不可避免地含有的元素，因此，在工业上可以超过0％。另外，过度降低会导致精炼成本的增高，因此优选将P含量设为0.0005％以上。
S：0.010％以下
S(硫)是作为不可避免的杂质而含有的元素，以MnS等硫化物类夹杂物的形式存在于钢中，是带来成为发生破坏的起点等不良影响的元素。因此，期望尽可能降低S含量，但如果为0.010％以下，则可以允许。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，可以为0％。由于通常S作为杂质是钢中不可避免地含有的元素，因此在工业上可以超过0％。即，过度降低会导致精炼成本的增高，因此，从成本的观点考虑，优选将S含量设为0.0005％以上。
O：0.0100％以下
O(氧)是作为不可避免的杂质而含有的元素，是形成氧化物而带来成为发生破坏的起点等不良影响的元素，因此，将其限制为0.0100％以下。优选将O含量设为0.0050％以下，更优选设为0.0030％以下。另一方面，O含量的下限没有特别限定，可以为0％，但由于通常O作为杂质是钢中不可避免地含有的元素，因此，在工业上可以超过0％。即，过度降低会导致精炼成本的增高，因此，从成本的观点考虑，优选将O含量设为0.0020％以上。
包含以上的成分且余量为Fe及不可避免的杂质的成分组成是本发明中的基本成分组成。出于进一步提高强度特性或韧性的目的，该基本成分组成可以进一步任意地含有选自下述成分中的一种以上：Cu：2.00％以下、Ni：2.00％以下、Cr：1.00％以下、Mo：1.00％以下、V：1.00％以下、W：1.00％以下、Co：1.00％以下、Nb：0.100％以下、B：0.0100％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、以及REM：0.0200％以下。
Cu：2.00％以下
Cu(铜)是具有增加钢的淬火性而提高钢板的强度的作用的元素，可以任意地添加。在添加Cu的情况下，为了得到上述效果，优选将Cu含量设为0.01％以上，更优选为0.20％以上。另一方面，如果Cu含量超过2.00％，则导致韧性变差、合金成本升高。因此，在添加Cu的情况下，将Cu含量设为2.00％以下，更优选为1.00％以下。
Ni：2.00％以下
Ni(镍)与Cu同样地是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任意地添加。在添加Ni的情况下，为了得到上述效果，优选将Ni含量设为0.01％以上，更优选为0.20％以上。另一方面，如果Ni含量超过2.00％，则导致焊接性变差、合金成本升高。因此，在添加Ni的情况下，将Ni含量设为2.00％以下，更优选为1.00％以下。
Cr：1.00％以下
Cr(铬)与Cu同样地是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，优选将Cr含量设为0.01％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，如果Cr含量超过1.00％，则导致焊接性变差、合金成本升高。因此，在添加Cr的情况下，将Cr含量设为1.00％以下。更优选为0.50％以下。
Mo：1.00％以下
Mo(钼)与Cu同样地是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，优选将Mo含量设为0.01％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，如果Mo含量超过1.00％，则导致焊接性变差、合金成本升高。因此，在添加Mo的情况下，将Mo含量设为1.00％以下，更优选为0.50％以下。
V：1.00％以下
V(钒)与Cu同样地是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，优选将V含量设为0.01％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，如果V含量超过1.00％，则导致焊接性变差、合金成本升高。因此，在添加V的情况下，将V含量设为1.00％以下，更优选为0.50％以下。
W：1.00％以下
W(钨)与Cu同样地是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，优选将W含量设为0.01％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，如果W含量超过1.00％，则导致焊接性变差、合金成本升高。因此，在添加W的情况下，将Mo含量设为1.00％以下，更优选为0.50％以下。
Co：1.00％以下
Co(钴)与Cu同样地是具有提高钢板的强度的作用的元素，可以任意地添加。为了得到上述效果，优选将Co含量设为0.01％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，如果Co含量超过1.00％，则导致焊接性变差、合金成本升高。因此，在添加Co的情况下，将Co含量设为1.00％以下，更优选为0.50％以下。
Nb：0.100％以下
Nb(铌)是通过以碳氮化物的形式析出而具有减小原奥氏体粒径、并提高韧性的效果的元素。在添加Nb的情况下，为了得到上述效果，优选将Nb含量设为0.005％以上。进而，Nb含量为0.007％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.100％，则NbC大量析出，韧性降低。因此，在添加Nb的情况下，将Nb含量设为0.100％以下。Nb含量优选设为0.080％以下，更优选设为0.060％以下，进一步优选设为0.045％以下。
B：0.0100％以下
B(硼)是具有微量添加也能够显著提高淬火性的作用的元素。因此，能够提高钢板的强度。为了得到上述效果，在添加B的情况下，优选将B含量设为0.0001％以上。更优选将B含量设为0.0005％以上，进一步优选设为0.0010％以上。另一方面，如果B含量超过0.0100％，则焊接性降低。因此，在添加B的情况下，将B含量设为0.0100％以下。优选将B含量设为0.0050％以下，进一步优选设为0.0030％以下。
Ca：0.0200％以下
Ca(钙)是具有与S结合而抑制在轧制方向上伸长的MnS等的形成的作用的元素。因此，通过添加Ca，能够进行形态控制，使得硫化物类夹杂物呈现球状，提高焊接部等的韧性。为了得到上述效果，在添加Ca的情况下，优选将Ca含量设为0.0005％以上。更优选为0.0020％以上。另一方面，如果Ca含量超过0.0050％，则钢的洁净度降低。洁净度的降低会导致由表面瑕疵的增加引起的表面性状变差、以及弯曲加工性降低。因此，在添加Ca的情况下，将Ca含量设为0.0050％以下，更优选为0.0100％以下。
Mg：0.0200％以下
Mg(镁)与Ca同样地是具有与S键合而抑制在轧制方向上伸长的MnS等的形成的作用的元素。因此，通过添加Mg，能够进行形态控制，使得硫化物类夹杂物呈现球状，提高焊接部等的韧性。为了得到上述效果，在添加Mg的情况下，优选将Mg含量设为0.0005％以上。更优选为0.0020％以上。另一方面，如果Mg含量超过0.0050％，则钢的洁净度降低。洁净度的降低会导致由表面瑕疵的增加引起的表面性状变差、以及弯曲加工性降低。因此，在添加Mg的情况下，将Mg含量设为0.0050％以下，更优选为0.0100％以下。
REM：0.0200％以下
REM(稀土类金属)与Ca、Mg同样地是具有与S键合而抑制在轧制方向上伸长的MnS等的形成的作用的元素。因此，通过添加REM，能够进行形态控制，使得硫化物类夹杂物呈现球状，提高焊接部等的韧性。为了得到上述效果，在添加REM的情况下，优选将REM含量设为0.0005％以上。更优选为0.0020％以上。另一方面，如果REM含量超过0.0050％，则钢的洁净度降低。洁净度的降低会导致由表面瑕疵的增加引起的表面性状变差、以及弯曲加工性降低。因此，在添加REM的情况下，将REM含量设为0.0080％以下。更优选为0.0100％以下。
本发明的钢板除了具有上述成分组成以外，还具有如下微观组织：距钢板的表面1mm深度的回火马氏体及回火贝氏体的总体积率为90％以上，距上述钢板的表面板厚1/2深度的铁素体及贝氏体的总体积率为60～90％，而且岛状马氏体的体积率为10％以下。以下，对如上所述地限定钢的微观组织的理由进行说明。
[微观组织]
对本发明的钢板的微观组织进行说明。
[距钢板的表面1mm深度的回火马氏体及回火贝氏体的总体积率为90％以上]
通常，对于在热轧后继续进行冷却而得到的钢板而言，冷却速度最快的表面的组织成为马氏体或贝氏体。在本发明中，如后所述地设置钢板的制造条件，通过暂时中断热轧后的冷却，有意地仅对钢板表层部进行回火，从而防止钢板表面的过度硬化，满足给定的强度特性，并且提高低温下的韧性。因此，距钢板的表面1mm深度(以下也称作表层部)的组织中，回火马氏体及回火贝氏体的总体积率为90％以上。如果回火马氏体或回火贝氏体以外的剩余组织达到10％以上，则回火马氏体或回火贝氏体与剩余组织之间的强度差增大，变得无法满足强度特性或者低温下的韧性降低，因此，将回火马氏体及回火贝氏体的总体积率设为90％以上。回火马氏体及回火贝氏体的体积率越高越好，因此，该体积率的上限没有特别限定，可以为100％。需要说明的是，回火马氏体及回火贝氏体各自的比率不需要特别限定，优选回火马氏体为80％以上。
另一方面，作为剩余组织，其种类没有特别限定，铁素体、珠光体、奥氏体、贝氏体、马氏体等组织可以混合存在，但将它们的总体积率设为小于10％。剩余组织中的各组织的百分率不需要特别限定，从韧性的观点考虑，优选与回火马氏体或回火贝氏体的硬度差小，因此，优选剩余组织为贝氏体。
需要说明的是，上述回火马氏体及回火贝氏体的体积率为距钢板的表面1mm深度的位置的值。其原因是为了提高表层部的韧性。另外，各种微观组织的体积率可以通过后述的实施例中记载的方法来测定。
[钢板的板厚1/2处的铁素体及贝氏体的总体积率为60％以上且90％以下，而且岛状马氏体的体积率为10％以下]
钢板的板厚1/2(以下也称作板厚中心部)的组织中，铁素体及贝氏体的总体积率为60％以上且90％以下，剩余部分所包含的岛状马氏体的体积率为10％以下。即，如果铁素体及贝氏体的总体积率小于60％，则除此以外的马氏体、珠光体、奥氏体的体积分率增加，无法获得足够的强度和/或韧性，不能满足机械特性。另一方面，如果上述组织的总体积率超过90％，则马氏体、珠光体、奥氏体等的体积分率变得过低，因此无法满足强度特性。
这里，上述铁素体是在未进行回火等的冷却过程中生成的铁素体，而且上述贝氏体是在未进行回火的冷却过程中生成的贝氏体。另外，限定板厚中心部的微观组织是为了对板厚的1/2的强度特性造成影响。需要说明的是，铁素体及贝氏体各自的比率不需要特别限定，从进一步提高强度特性的观点考虑，期望包含强度不同的多个组织，更优选铁素体为10％以上。
上述铁素体及贝氏体以外的剩余部分可以存在珠光体、奥氏体等微观组织，但是在剩余组织中包含超过10％的岛状马氏体的情况下，韧性大幅降低，因此，将岛状马氏体的体积率设为10％以下，优选为5％以下，当然可以为0％。即，与通常的马氏体相比，剩余组织中的岛状马氏体的强度更高而韧性更低，因而会成为破坏的起点，所以限定组织的体积分率。
另一方面，以体积率计占10％以上且40％以下的剩余组织除了珠光体及奥氏体以外，还可以包含马氏体。剩余组织中的各组织的百分率不需要特别限定，优选剩余组织为珠光体。
需要说明的是，各种微观组织的体积率可以通过后述的实施例中记载的方法来测定。
接下来，对本发明的钢板的制造方法进行说明。
对具有上述的成分组成的钢原材料进行加热，实施热轧而制成热轧钢板，进行开始温度为Ar3相变点以上的冷却，制成钢板。以下，对各制造条件详细地进行说明。
首先，钢原材料的制造条件不需要特别限定，优选通过转炉等公知的熔炼方法对具有上述成分组成的钢液进行熔炼，通过连续铸造法等公知的铸造方法制成给定尺寸的钢坯等钢原材料。需要说明的是，通过铸锭-开坯轧制法而制成给定尺寸的钢坯等钢原材料也没有任何问题。
对于得到的钢原材料，不进行冷却而直接进行热轧，或者暂时进行加热后进行热轧。热轧在Ar3点以上的温度下进行，然后从Ar3点以上的温度开始冷却，以平均冷却速度10℃/秒以上冷却(第一次冷却)至距热轧板表面1mm深度的温度达到600℃以下的温度为止，在上述的温度达到600℃以下的阶段，暂时停止冷却，放置10～600秒钟后，接着，以板厚中心部的温度计进行5～50℃/秒的平均冷却速度的冷却(第二次冷却)，在板厚中心部的温度为200℃以上且450℃以下的温度范围结束该冷却。需要说明的是，如果第一次冷却停止时的板厚中心的温度低于600℃，则有时不会回热且表层未被回火，因此，在板厚中心期望为600℃以上，进一步期望为650℃以上。
(a)钢原材料的加热温度：950℃以上且1250℃以下
钢原材料的加热温度没有特别限定，如果加热温度低于950℃，则加热温度过低，变形阻力增高，对热轧机的负担增大，存在热轧变得困难的隐患。另一方面，如果为超过1250℃的高温，则氧化变得显著，氧化损失增大，存在成品率降低的隐患。基于这样的情况，优选将加热温度设为950℃以上且1250℃以下。需要说明的是，更优选为1000℃以上且1150℃以下。
(b)热轧温度：Ar3相变点以上
加热至上述温度后，开始热轧，在Ar3相变点以上的温度下结束轧制。即，如果轧制温度低于Ar3相变点，则会生成铁素体，生成的铁素体受到加工的影响，因此，韧性变差。此外，对热轧机的负担增大。因此，将热轧温度设为Ar3相变点以上，优选为Ar3相变点+20℃以上。
另一方面，如果轧制温度超过950℃，则存在组织粗大化而韧性变差的隐患，因此，优选设为950℃以下，更优选为930℃以下。
这里，Ar3相变点例如可以通过下式求出。
Ar3(℃)＝910－273×C－74×Mn－57×Ni－16×Cr－9×Mo－5×Cu
其中，各元素表示该元素的含量(质量％)。
(c)冷却开始温度：Ar3相变点以上
接着，对热轧后的钢板从Ar3相变点以上开始进行冷却。如果冷却开始温度低于Ar3相变点，则会在钢板表层部生成铁素体，与强度差大的马氏体组织或贝氏体组织共存，其结果是韧性降低。因此，冷却开始温度设为Ar3相变点以上。
(d)第一次冷却的速度：距钢板表面1mm深度的冷却速度为10℃/秒以上
第一次冷却的速度设为10℃/秒以上。其原因在于，由于生成与回火贝氏体或回火贝氏体的硬度差大的铁素体，无法确保低温韧性。优选为10℃/秒以上。冷却速度的上限没有特别限定，但如果进行过度的冷却，则冷却成本增加，因此，优选设为200℃/秒以下。
(e)第一次冷却停止温度：距钢板表面1mm深度的温度为600℃以下
为了使表层部的组织成为合计90％以上的马氏体和/或贝氏体，第一次冷却的停止温度设为600℃以下。如果冷却停止温度超过600℃，则大量生成铁素体，韧性降低。因此，冷却停止温度设为600℃以下。另一方面，冷却停止温度的下限没有限定，由于实质上无法达到冷却水的温度以下，因此为5℃以上。然而，如果表层部的冷却停止温度过低，则与其相接的板厚中心部也会被过度冷却，因此，优选为100℃以上，更优选为200℃以上。
(f)冷却停止时间：10秒钟以上且600秒钟以下
在上述的第一次冷却后，暂时在10秒钟以上且600秒钟以下的期间停止冷却。通过停止冷却，利用来自板厚中心部侧的回热对在表层部生成的马氏体或贝氏体的组织进行回火。如果停止时间小于10秒钟，则回火的效果变得不充分，韧性降低，并且强度过度增高。另一方面，如果超过600秒钟，则开始发生在板厚中心部的相变，大量生成铁素体组织，进而组织变得粗大，因此，强度及韧性降低。
(g)第二次冷却速度：板厚中心部的冷却速度为5℃/秒以上且50℃/秒以下
在上述冷却停止后，再次开始冷却。为了使铁素体或马氏体达到给定的体积率，将此时的冷却速度设为5℃/秒以上且50℃/秒以下。即，如果冷却速度小于5℃/秒，则铁素体或贝氏体组织的体积率变得过多，无法满足强度特性。另一方面，如果冷却速度超过50℃/秒，则马氏体的体积率变得过多，韧性降低。
(h)第二次冷却结束温度：板厚中心部的冷却结束温度为200℃以上且450℃以下
为了在板厚中心部以给定的体积率得到铁素体及贝氏体的组织，第二次的冷却的结束温度设为200℃以上且450℃以下。如果冷却结束温度超过450℃，板厚中心部的铁素体及贝氏体的总体积率超过90％，无法满足强度特性。另一方面，如果冷却结束温度为低于200℃的温度，则岛状马氏体的体积率变得过多，强度过度增高，而且韧性降低。
通过按照上述的制造条件制造具有上述成分组成的钢原材料，能够得到具有上述组织的钢板。这样得到的钢板具备优异的强度特性和韧性。这里，优异的强度特性是指，屈服强度YS(存在屈服点时为屈服点YP，不存在时为0.2％屈服强度σ0.2)为440MPa以下，并且拉伸强度(TS)为490MPa以上。其中，屈服强度YS与氨应力腐蚀断裂性密切相关，作为液化气体散装船的结构构件，按照基于国际海事组织的IMO气体编号、船级规则，为了使氨应力腐蚀断裂的危险性为最小限度，将屈服点限定为440MPa以下。因此，可以认为在YS为440MPa以下时，具有优异的氨应力腐蚀断裂性。
钢板的拉伸强度(TS)基本上越高越好，但如果超过620MPa，则在加工性方面产生问题的可能性增高。或者，大量添加合金，成本增高的可能性高。另外，变得无法兼顾用于确保氨应力腐蚀断裂性的屈服强度YS(存在屈服点时为屈服点YP，不存在时为0.2％屈服强度σ0.2)为440MPa以下，因此，期望将钢板的拉伸强度(TS)设为620MPa以下。需要说明的是，本发明中得到的钢板的拉伸强度(TS)实质上为620MPa以下。
实施例
对表1所示的成分组成的钢液进行熔炼，制成钢原材料(钢坯)。对这些钢原材料(钢坯)实施了表2所示的条件下的热轧及冷却。
对得到的钢板实施了距钢板表面1mm深度(表层部)及距钢板表面板厚1/2(板厚中心部)的微观组织中的组织分率的测定、拉伸特性及韧性的评价。各试验方法如下所述。
[表层部及板厚中心部的微观组织分率的测定]
以距该钢板表面1mm深度的位置成为观察面的方式，从得到的各钢板采取了样品。对上述样品的表面进行镜面抛光，进一步进行硝酸酒精腐蚀，然后，使用扫描电子显微镜(SEM)对10mm×10mm的范围进行拍摄。对于拍摄到的图像，使用图像分析装置进行分析，由此求出微观组织的分率，将该值作为体积率。
进一步，以板厚中心部成为观察面的方式从得到的各钢板采取样品，对板厚中心部的微观组织进行了调查。即，对上述样品进行镜面抛光，进一步进行了硝酸酒精腐蚀后，使用扫描电子显微镜(SEM)对10mm×10mm的范围进行拍摄。对于拍摄到的图像，使用图像分析装置进行分析，由此求出微观组织的面分率。在微观组织的各向异性小的情况下，面分率与体积率相当，因此，在本发明中，将面分率作为体积率。
在任意情况下，求出微观组织的分率时，各组织的判断如下所述地进行。对钢材进行镜面抛光，进行硝酸酒精腐蚀，使组织显现，放大500～3000倍，通过SEM进行观察。铁素体为不包含各向同性地生长的碳化物且晶粒内呈黑色的组织，珠光体为铁素体(黑色)与碳化物(白色)呈条纹图案(条带状)的组织。贝氏体为具有细长生长的板条状的铁素体组织、且以等效圆直径计包含0.05μm以上的碳化物的组织，进而，在包含1.0×104个/mm2以上的碳化物的情况下，定义为回火贝氏体。在回火后的组织中，碳化物被分割，例如在贝氏体的板条间出现的细长的碳化物成为圆形的多个碳化物，因此，容易通过观察碳化物来区分。马氏体为具有与贝氏体相同的细长生长的板条状的铁素体组织、且以等效圆直径计包含0.05μm以下的碳化物的组织，进而，在包含1.0×104个/mm2以上的碳化物的情况下，定义为回火马氏体。需要说明的是，碳化物呈白色的点状。另外，奥氏体定义为存在于贝氏体或马氏体组织之间且不是以等效圆直径计为0.50μm以上的碳化物的组织。
[强度特性]
从各钢板的总厚度中，沿着与轧制方向正交的方向采取JIS Z 2201的1B号试验片，按照JIS Z 2241进行拉伸试验，对屈服强度YS(存在屈服点时为屈服点YP，不存在时为0.2％屈服强度σ0.2)及拉伸强度(TS)进行了测定。而且，将屈服强度为440MPa以下的钢板评价为氨应力腐蚀断裂性优异的钢板，将拉伸强度为490MPa以上的钢板评价为拉伸强度优异的钢板。需要说明的是，屈服强度YS与氨应力腐蚀断裂性密切相关，作为液化气体散装船的结构构件，按照IMO气体编号、船级规则，为了使氨应力腐蚀断裂的危险性为最小限度，将屈服点限定为440MPa以下。因此，如上所述，将YS440MPa以下的钢板判定为氨应力腐蚀断裂性优异的钢板。
[韧性]
另外，从将各钢板的表面侧切削了1mm后的部位沿着轧制方向采取JIS Z2202的V缺口试验片，按照JIS Z 2242进行夏比冲击试验，测定了vTrs。并且，将vTrs为-60℃以下的钢板评价为韧性优异的钢板。
将这样得到的评价结果一起记载于表2。
根据表1及2可知，发明例均得到了具有440MPa以下的屈服强度YS和490MPa以上的拉伸强度TS、且韧脆转变温度为-60℃以下的低温下的韧性及氨应力腐蚀断裂性优异的钢板。
另一方面，相当于比较例的钢板No.5、7、9、11、12、14、17、18、20、21、24、25、51的表层部的微观组织及板厚中心部的微观组织与发明例不同，屈服强度YS、拉伸强度TS、或低温下的韧性比发明例差。另外，在相当于比较例的钢板No.38中，碳量低，拉伸强度TS比发明例差。在钢板No.39中，碳量高，屈服强度YS比发明例高，氨应力腐蚀断裂性差，低温下的韧性也比发明例差。在钢板No.40、43、44、45、49、50中，各种元素的添加量比发明例多，低温下的韧性比发明例差。在钢板No.41中，锰量低，拉伸强度TS比发明例差。在钢板No.42中，锰量高，屈服强度YS比发明例高，氨应力腐蚀断裂性差，低温下的韧性也比发明例差。在钢板No.46、48中，氮或钛量低，低温下的韧性比发明例差。

Claims (6)

1.一种钢板，其具有以下成分组成：
以质量％计含有
C：0.05％以上且0.15％以下、
Si：0.50％以下、
Mn：0.50％以上且2.00％以下、
Al：0.060％以下、
N：0.0010％以上且0.0100％以下、
Ti：0.005％以上且0.100％以下、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、以及
O：0.0100％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质，
所述钢板具有如下微观组织：距钢板的表面1mm深度的回火马氏体及回火贝氏体的总体积率为90％以上，所述钢板的板厚1/2处的铁素体及贝氏体的总体积率为60％以上且90％以下，而且岛状马氏体的体积率为10％以下，
所述钢板的屈服强度YS为440MPa以下，拉伸强度TS为490MPa以上且620MPa以下，韧脆转变温度vTrs为-60℃以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，
所述成分组成以质量％计还含有选自以下元素中的一种以上：
Cu：2.00％以下、
Ni：2.00％以下、
V：1.00％以下、
W：1.00％以下、
Co：1.00％以下、
Nb：0.100％以下、
B：0.0100％以下、
Ca：0.0200％以下、
Mg：0.0200％以下、以及
REM：0.0200％以下。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，
所述成分组成以质量％计还含有：
Cr：1.00％以下、或
Mo：1.00％以下。
4.一种钢板的制造方法，该方法包括：
对钢原材料实施结束温度为Ar3点以上的热轧，然后从Ar3点以上的温度开始冷却，以平均冷却速度10℃/秒以上冷却至距钢板表面1mm深度的温度达到600℃以下，暂时停止冷却，以10秒钟～600秒钟的期间中断该冷却，接着，进行钢板的板厚1/2处的平均冷却速度为5～50℃/秒的冷却，在板厚中心部的温度为200℃以上且450℃以下的温度范围结束该冷却，
所述钢原材料具有以下成分组成：
以质量％计含有
C：0.05％以上且0.15％以下、
Si：0.50％以下、
Mn：0.50％以上且2.00％以下、
Al：0.060％以下、
N：0.0010％以上且0.0100％以下、
Ti：0.005％以上且0.100％以下、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、以及
O：0.0100％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质，
所述钢板的屈服强度YS为440MPa以下，拉伸强度TS为490MPa以上且620MPa以下，韧脆转变温度vTrs为-60℃以下。
5.根据权利要求4所述的钢板的制造方法，其中，
所述成分组成以质量％计还含有选自以下元素中的一种以上：
Cu：2.00％以下、
Ni：2.00％以下、
V：1.00％以下、
W：1.00％以下、
Co：1.00％以下、
Nb：0.100％以下、
B：0.0100％以下、
Ca：0.0200％以下、
Mg：0.0200％以下、以及
REM：0.0200％以下。
6.根据权利要求4或5所述的钢板的制造方法，其中，所述成分组成以质量％计还含有：
Cr：1.00％以下、或
Mo：1.00％以下。
CN202080082601.5A 2019-11-27 2020-10-01 钢板及其制造方法 Active CN114761595B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-214650 2019-11-27
JP2019214650 2019-11-27
PCT/JP2020/037483 WO2021106368A1 (ja) 2019-11-27 2020-10-01 鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN114761595A CN114761595A (zh) 2022-07-15
CN114761595B true CN114761595B (zh) 2023-08-01

Family

ID=76130461

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080082601.5A Active CN114761595B (zh) 2019-11-27 2020-10-01 钢板及其制造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP7147960B2 (zh)
KR (1) KR102691589B1 (zh)
CN (1) CN114761595B (zh)
WO (1) WO2021106368A1 (zh)

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113122770B (zh) * 2019-12-31 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 低碳低成本超高强复相钢板/钢带及其制造方法
JP7538784B2 (ja) 2021-07-20 2024-08-22 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
CN118434899A (zh) * 2022-02-24 2024-08-02 杰富意钢铁株式会社 钢板及其制造方法
WO2023162522A1 (ja) * 2022-02-24 2023-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
KR20240124990A (ko) * 2022-02-24 2024-08-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그의 제조 방법
KR20240134964A (ko) * 2022-04-20 2024-09-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
WO2023203702A1 (ja) * 2022-04-20 2023-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5843704A (ja) * 1981-09-08 1983-03-14 川辺農研産業株式会社 作物の栽培床の形成のための耕起装置
JPS6320413A (ja) * 1986-07-14 1988-01-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性高張力鋼板の製造法
JP3802626B2 (ja) 1996-11-12 2006-07-26 新日本製鐵株式会社 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法
JP3848415B2 (ja) 1996-12-11 2006-11-22 新日本製鐵株式会社 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法
JP4951938B2 (ja) * 2005-10-31 2012-06-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高靭性高張力鋼板の製造方法
IN2015DN00772A (zh) * 2012-09-13 2015-07-03 Jfe Steel Corp
BR112015023632B1 (pt) 2013-04-04 2020-04-28 Jfe Steel Corp chapa de aço laminada a quente e método para produção da mesma
JP6123713B2 (ja) * 2014-03-17 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉熱延鋼帯およびその製造方法
JP6048436B2 (ja) * 2014-03-28 2016-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 調質高張力厚鋼板及びその製造方法
KR101989262B1 (ko) * 2015-04-01 2019-06-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
KR20180073207A (ko) * 2016-12-22 2018-07-02 주식회사 포스코 저온인성과 암모니아 응력부식균열(scc) 저항성이 우수한 고강도 저항복비 강재 및 그 제조방법
JP6834550B2 (ja) * 2017-02-08 2021-02-24 日本製鉄株式会社 タンク用鋼材及びその製造方法
KR102379985B1 (ko) 2017-09-19 2022-03-29 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강관 및 강판

Also Published As

Publication number Publication date
KR102691589B1 (ko) 2024-08-05
JPWO2021106368A1 (ja) 2021-12-02
WO2021106368A1 (ja) 2021-06-03
CN114761595A (zh) 2022-07-15
JP7147960B2 (ja) 2022-10-05
KR20220030288A (ko) 2022-03-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN114761595B (zh) 钢板及其制造方法
JP6691219B2 (ja) 耐水素誘起割れ（ｈｉｃ）性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法
CN103108974B (zh) 韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
JP7219882B6 (ja) 圧力容器用鋼材及びその製造方法
CN111051553B (zh) 高Mn钢及其制造方法
CN109923237B (zh) 具有优异的抗氢致开裂性的压力容器钢及其制造方法
CN112236539B (zh) 极低温用高张力厚钢板及其制造方法
CN113166903B (zh) 具有优异的抗氢致开裂性的钢材及其制造方法
JP5428999B2 (ja) Ｌｐｇ・アンモニア混載用鋼材の製造方法
CN112912529A (zh) 形状优良的超低温用奥氏体高锰钢材及其制造方法
CN113840933B (zh) 厚钢板及其制造方法
JP7323091B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP6947330B2 (ja) 鋼およびその製造方法
KR102714307B1 (ko) 강 및 그 제조 방법
CN118434899A (zh) 钢板及其制造方法
KR102683673B1 (ko) 강 및 그의 제조 방법
CN114008232B (zh) 具有优异耐腐蚀性的结构用高强度钢及其制造方法
CN118434898A (zh) 钢板及其制造方法
CN118647744A (zh) 钢板及其制造方法
WO2023166934A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN118541503A (zh) 钢板和钢板的制造方法
CN115279933A (zh) 厚钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant