JP2002212670A - 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、降伏強度が４６０ＭＰａ以上であ
り、ＨＡＺにおける−１０℃でのＣＴＯＤが０．２ｍｍ
以上である厚鋼板を提供することを目的とする。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ａ
ｌ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０
００３〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５
％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡ
ｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴ
ｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、かつ、酸化物
と硫化物が複合した形態で０．３重量％以上のＭｎを含
有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ2以上存
在することを特徴とする、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性
に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板。
り、ＨＡＺにおける−１０℃でのＣＴＯＤが０．２ｍｍ
以上である厚鋼板を提供することを目的とする。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ａ
ｌ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０
００３〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５
％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡ
ｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴ
ｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、かつ、酸化物
と硫化物が複合した形態で０．３重量％以上のＭｎを含
有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ2以上存
在することを特徴とする、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性
に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接熱影響部（Ｈｅ
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）のＣＴＯ
Ｄ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚
鋼板に関するものであり、その用途は主に海洋構造物用
として用いられるが、同様の強度とＨＡＺ靭性（ＣＴＯ
Ｄ特性）が要求されるその他の溶接構造物へも適用でき
る。
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）のＣＴＯ
Ｄ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚
鋼板に関するものであり、その用途は主に海洋構造物用
として用いられるが、同様の強度とＨＡＺ靭性（ＣＴＯ
Ｄ特性）が要求されるその他の溶接構造物へも適用でき
る。
【０００２】
【従来の技術】北海で使用される海洋構造物の溶接継ぎ
手には−１０℃でのＣＴＯＤ特性が要求される。このよ
うな厳格なＨＡＺ靭性が要求される鋼材として、例えば
Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒ
ｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭ
ＡＥ，１９９３，Ｇｌａｓｇｏｗ，ＵＫ，ＡＳＭＥ，Ｖ
ｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ，ｐｐ．２０７−２１４に記載さ
れているように、Ｔｉオキサイド鋼が使用されている。
ＨＡＺの溶融線近傍は１４００℃以上に加熱されるた
め、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が消失してオーステ
ナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、ＨＡＺ組織が
粗大化して靭性が劣化する。このような問題点を解決す
る鋼として上述のＴｉオキサイド鋼は開発された。
手には−１０℃でのＣＴＯＤ特性が要求される。このよ
うな厳格なＨＡＺ靭性が要求される鋼材として、例えば
Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒ
ｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭ
ＡＥ，１９９３，Ｇｌａｓｇｏｗ，ＵＫ，ＡＳＭＥ，Ｖ
ｏｌｕｍｅＩＩＩ−Ａ，ｐｐ．２０７−２１４に記載さ
れているように、Ｔｉオキサイド鋼が使用されている。
ＨＡＺの溶融線近傍は１４００℃以上に加熱されるた
め、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が消失してオーステ
ナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、ＨＡＺ組織が
粗大化して靭性が劣化する。このような問題点を解決す
る鋼として上述のＴｉオキサイド鋼は開発された。
【０００３】この技術は、例えば特開昭６３−２１０２
３５号公報や特開平０６−０７５５９９号公報に記載さ
れているように、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が消失
して粗大化したγ粒の粒内において、熱的に安定なＴｉ
酸化物を変態核として生成する針状フェライトを利用す
ることでＨＡＺ組織の微細化をはかった鋼である。粗大
なγ粒を効果的に微細化するこの針状フェライトは粒内
変態フェライト（Ｉｎｔｒａ Ｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅ
ｒｒｉｔｅ：ＩＧＦ）と呼ばれる。
３５号公報や特開平０６−０７５５９９号公報に記載さ
れているように、ＴｉＮ粒子によるピン止め効果が消失
して粗大化したγ粒の粒内において、熱的に安定なＴｉ
酸化物を変態核として生成する針状フェライトを利用す
ることでＨＡＺ組織の微細化をはかった鋼である。粗大
なγ粒を効果的に微細化するこの針状フェライトは粒内
変態フェライト（Ｉｎｔｒａ Ｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅ
ｒｒｉｔｅ：ＩＧＦ）と呼ばれる。
【０００４】しかしながら、このＴｉオキサイド鋼の降
伏強度は４２０ＭＰａ級までであり、それ以上の降伏強
度を有しつつＨＡＺのＣＴＯＤ特性を保証するような厚
鋼板は開発されていない。一方で、海洋構造物を軽量化
することで建造コストの低減をはかる動きが活発化しつ
つあり、海洋構造物を軽量化するために降伏強度の高い
厚鋼板が求められている。つまり、従来よりも高強度で
ある４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有しつつ、ＣＴＯＤ
特性を保証できるようなＨＡＺ靭性の優れた厚鋼板が強
く望まれている。
伏強度は４２０ＭＰａ級までであり、それ以上の降伏強
度を有しつつＨＡＺのＣＴＯＤ特性を保証するような厚
鋼板は開発されていない。一方で、海洋構造物を軽量化
することで建造コストの低減をはかる動きが活発化しつ
つあり、海洋構造物を軽量化するために降伏強度の高い
厚鋼板が求められている。つまり、従来よりも高強度で
ある４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有しつつ、ＣＴＯＤ
特性を保証できるようなＨＡＺ靭性の優れた厚鋼板が強
く望まれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、降伏強度が
４６０ＭＰａ以上であり、ＨＡＺにおける−１０℃での
ＣＴＯＤが０．２ｍｍ以上である厚鋼板を提供すること
を目的とする。
４６０ＭＰａ以上であり、ＨＡＺにおける−１０℃での
ＣＴＯＤが０．２ｍｍ以上である厚鋼板を提供すること
を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍ
ｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．
００１〜０．００５％、Ａｌ：０．００１〜０．０１
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５
〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．
０１％を含有し、さらに必要に応じて質量％で、Ｃａ：
０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜
０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｕ：
０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００１〜０．
００３％の１種以上を含有し、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの和
が０．０２％以下であり、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和
が３．０％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物
からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌからなる酸化物を
内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個
／ｍｍ2以上存在し、かつ、酸化物と硫化物が複合した
形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０
μｍの粒子が１０個／ｍｍ2以上存在することを特徴と
する、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰ
ａ以上の降伏強度を有する厚鋼板である。
Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍ
ｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．
００１〜０．００５％、Ａｌ：０．００１〜０．０１
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５
〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．
０１％を含有し、さらに必要に応じて質量％で、Ｃａ：
０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜
０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｕ：
０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００１〜０．
００３％の１種以上を含有し、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの和
が０．０２％以下であり、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和
が３．０％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物
からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌからなる酸化物を
内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個
／ｍｍ2以上存在し、かつ、酸化物と硫化物が複合した
形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０
μｍの粒子が１０個／ｍｍ2以上存在することを特徴と
する、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰ
ａ以上の降伏強度を有する厚鋼板である。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
【０００８】図１（ａ）〜（ｄ）は、ＨＡＺ組織制御の
考え方を模式的に示す図である。図１（ａ）は、従来の
Ｔｉオキサイド鋼に係るＨＡＺ組織を説明する図で、図
１（ｄ）は、本発明鋼のＨＡＺ組織を説明する図であ
る。図１中において、１は溶接金属、２は溶接熱影響部
（ＨＡＺ）、３は溶接線を示している。また、ＨＡＺ組
織中の４はγ粒界、ＧＢＦは粒界フェライト、ＦＳＰは
フェライトサイドプレート、ＩＧＦは粒内変態フェライ
ト、Ｂｕは上部ベイナイト、そして、ＭＡはマルテンサ
イト・オーステナイト混合相を示している。
考え方を模式的に示す図である。図１（ａ）は、従来の
Ｔｉオキサイド鋼に係るＨＡＺ組織を説明する図で、図
１（ｄ）は、本発明鋼のＨＡＺ組織を説明する図であ
る。図１中において、１は溶接金属、２は溶接熱影響部
（ＨＡＺ）、３は溶接線を示している。また、ＨＡＺ組
織中の４はγ粒界、ＧＢＦは粒界フェライト、ＦＳＰは
フェライトサイドプレート、ＩＧＦは粒内変態フェライ
ト、Ｂｕは上部ベイナイト、そして、ＭＡはマルテンサ
イト・オーステナイト混合相を示している。
【０００９】Ｔｉオキサイド鋼の降伏強度を合金元素の
添加によって現行の４２０ＭＰａ級から４６０ＭＰａ以
上の５００ＭＰａ級、さらには５５０ＭＰａ級へと高め
ていくと、溶融線近傍ＨＡＺが硬化して十分なＣＴＯＤ
特性を確保することが難しくなる。このときのＨＡＺ組
織を模式的に図１の（ａ）に示す。ＨＡＺが脆化する第
一の原因は、粒内変態フェライト（ＩＧＦ）の生成によ
って粗大なγ粒の内部を微細化しても、粗大なγ粒の粒
界に沿って生成する粗大な粒界フェライト（Ｇｒａｉｎ
Ｂｏｕｎｄａｒｙ Ｆｅｒｒｉｔｅ：ＧＢＦ）やフェ
ライトサイドプレート（Ｆｅｒｒｉｔｅ Ｓｉｄｅ Ｐ
ｌａｔｅ：ＦＳＰ）が、ＨＡＺの硬化に伴って脆性破壊
の発生に対する敏感性を高めるからである。従って、こ
れらのＧＢＦやＦＳＰを微細化することで脆性破壊の発
生に対する感受性を小さくする必要がある。第二の脆化
原因は、高強度化のために合金元素の添加量を増加させ
ることでＨＡＺの焼入性が高まり、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎ
ｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎ
ｔ）と呼ばれる微視的な脆化相が多く生成し、これが脆
性破壊の発生を促すからである。従って、４６０ＭＰａ
以上の降伏強度を達成する場合においても、ＭＡを可能
な限り低減する必要がある。以上から、高い降伏強度の
もとで良好な継ぎ手ＣＴＯＤ特性を達成するためには、
Ｔｉオキサイド鋼の金属学的効果（ＩＧＦ効果）を維持
しつつ、上記の二つの脆化原因を取り除くことが指針と
なる。つまり、本発明の要点はＨＡＺ組織を下記の三つ
の視点から同時に制御することである。 （１）溶融線近傍ＨＡＺのγ粒界に沿って生成するＧＢ
ＦやＦＳＰを微細化する。 （２）溶融線近傍ＨＡＺのγ粒内をＩＧＦの生成によっ
て微細化する。 （３）溶融線近傍ＨＡＺのＭＡ生成量を低減する。
添加によって現行の４２０ＭＰａ級から４６０ＭＰａ以
上の５００ＭＰａ級、さらには５５０ＭＰａ級へと高め
ていくと、溶融線近傍ＨＡＺが硬化して十分なＣＴＯＤ
特性を確保することが難しくなる。このときのＨＡＺ組
織を模式的に図１の（ａ）に示す。ＨＡＺが脆化する第
一の原因は、粒内変態フェライト（ＩＧＦ）の生成によ
って粗大なγ粒の内部を微細化しても、粗大なγ粒の粒
界に沿って生成する粗大な粒界フェライト（Ｇｒａｉｎ
Ｂｏｕｎｄａｒｙ Ｆｅｒｒｉｔｅ：ＧＢＦ）やフェ
ライトサイドプレート（Ｆｅｒｒｉｔｅ Ｓｉｄｅ Ｐ
ｌａｔｅ：ＦＳＰ）が、ＨＡＺの硬化に伴って脆性破壊
の発生に対する敏感性を高めるからである。従って、こ
れらのＧＢＦやＦＳＰを微細化することで脆性破壊の発
生に対する感受性を小さくする必要がある。第二の脆化
原因は、高強度化のために合金元素の添加量を増加させ
ることでＨＡＺの焼入性が高まり、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎ
ｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎ
ｔ）と呼ばれる微視的な脆化相が多く生成し、これが脆
性破壊の発生を促すからである。従って、４６０ＭＰａ
以上の降伏強度を達成する場合においても、ＭＡを可能
な限り低減する必要がある。以上から、高い降伏強度の
もとで良好な継ぎ手ＣＴＯＤ特性を達成するためには、
Ｔｉオキサイド鋼の金属学的効果（ＩＧＦ効果）を維持
しつつ、上記の二つの脆化原因を取り除くことが指針と
なる。つまり、本発明の要点はＨＡＺ組織を下記の三つ
の視点から同時に制御することである。 （１）溶融線近傍ＨＡＺのγ粒界に沿って生成するＧＢ
ＦやＦＳＰを微細化する。 （２）溶融線近傍ＨＡＺのγ粒内をＩＧＦの生成によっ
て微細化する。 （３）溶融線近傍ＨＡＺのＭＡ生成量を低減する。
【００１０】まず（１）を達成する手段を説明する。脆
性破壊の発生に有害な粗大なＧＢＦやＦＳＰを微細化す
るためには、γ粒を小さくする必要がある。１４００℃
を超えて加熱される溶融線近傍ＨＡＺのγ粒成長を強力
に抑制することを狙いとして、種々の鋼成分について鋭
意検討した結果、ＭｇとＡｌを適正に制御することでＭ
ｇとＡｌからなる０．０１〜０．１μｍの超微細な酸化
物を鋼中に数多く分散させ、これを核に０．０１〜０．
５μｍのＴｉＮを複合析出させる技術を発明した。この
ような複合析出のＴｉＮ粒子は、溶融線近傍でも熱的に
安定であるため、成長したり溶解したりすることなく強
力にγ粒界の移動をピン止めできる。たとえ溶接入熱量
の大きな溶接を行っても、溶融線近傍のγ粒を１００μ
ｍ程度の大きさに保つことができる。さらに、γ粒界上
に存在するこれらのピン止め粒子自身が、ＧＢＦやＦＳ
Ｐの変態核として直接機能する場合があり、変態場所の
増加を通じることによってもＧＢＦやＦＳＰの微細化に
寄与する。このような複合析出のＴｉＮ粒子が１０００
０個／ｍｍ2以上存在することで、ＧＢＦやＦＳＰがＣ
ＴＯＤ特性に悪影響を及ぼさない大きさまで微細化され
る。このような複合析出のＴｉＮ粒子が１００００個／
ｍｍ2未満であると、γ細粒化やγ粒界上の変態核の個
数が不十分となる結果、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化
されずＣＴＯＤ特性が劣化する。この複合形態のＴｉＮ
粒子には硫化物が析出する場合もあるが、上述したピン
止め粒子や変態核としての機能に悪影響を及ぼすもので
はない。
性破壊の発生に有害な粗大なＧＢＦやＦＳＰを微細化す
るためには、γ粒を小さくする必要がある。１４００℃
を超えて加熱される溶融線近傍ＨＡＺのγ粒成長を強力
に抑制することを狙いとして、種々の鋼成分について鋭
意検討した結果、ＭｇとＡｌを適正に制御することでＭ
ｇとＡｌからなる０．０１〜０．１μｍの超微細な酸化
物を鋼中に数多く分散させ、これを核に０．０１〜０．
５μｍのＴｉＮを複合析出させる技術を発明した。この
ような複合析出のＴｉＮ粒子は、溶融線近傍でも熱的に
安定であるため、成長したり溶解したりすることなく強
力にγ粒界の移動をピン止めできる。たとえ溶接入熱量
の大きな溶接を行っても、溶融線近傍のγ粒を１００μ
ｍ程度の大きさに保つことができる。さらに、γ粒界上
に存在するこれらのピン止め粒子自身が、ＧＢＦやＦＳ
Ｐの変態核として直接機能する場合があり、変態場所の
増加を通じることによってもＧＢＦやＦＳＰの微細化に
寄与する。このような複合析出のＴｉＮ粒子が１０００
０個／ｍｍ2以上存在することで、ＧＢＦやＦＳＰがＣ
ＴＯＤ特性に悪影響を及ぼさない大きさまで微細化され
る。このような複合析出のＴｉＮ粒子が１００００個／
ｍｍ2未満であると、γ細粒化やγ粒界上の変態核の個
数が不十分となる結果、ＧＢＦやＦＳＰが十分に微細化
されずＣＴＯＤ特性が劣化する。この複合形態のＴｉＮ
粒子には硫化物が析出する場合もあるが、上述したピン
止め粒子や変態核としての機能に悪影響を及ぼすもので
はない。
【００１１】図１の（ｂ）はここで説明した（１）の技
術だけを適用したときのＨＡＺ組織の模式図である。Ｇ
ＢＦやＦＳＰは微細化するが、本技術だけではγ粒内が
上部ベイナイトと呼ばれるＭＡを含む脆化組織で覆われ
てしまい、十分なＣＴＯＤ特性が得られない。そこで、
次に説明する（２）の技術を併用しなければならない。
術だけを適用したときのＨＡＺ組織の模式図である。Ｇ
ＢＦやＦＳＰは微細化するが、本技術だけではγ粒内が
上部ベイナイトと呼ばれるＭＡを含む脆化組織で覆われ
てしまい、十分なＣＴＯＤ特性が得られない。そこで、
次に説明する（２）の技術を併用しなければならない。
【００１２】（２）を達成する手段を説明する。本発明
は上述した超微細酸化物を多数生成させるめに、Ｍｇを
意図的に添加する。Ｍｇは通常の大きさ（数μｍ）の酸
化物にも含まれるため、本発明ではこのような比較的大
きなＭｇ含有酸化物を利用してＩＧＦを生成させること
を追求した。その結果、下記の三つの条件がＩＧＦ変態
核として重要であることがわかった。 最低限の個数が存在すること。 適当な大きさであること。 Ｍｎを含有すること。
は上述した超微細酸化物を多数生成させるめに、Ｍｇを
意図的に添加する。Ｍｇは通常の大きさ（数μｍ）の酸
化物にも含まれるため、本発明ではこのような比較的大
きなＭｇ含有酸化物を利用してＩＧＦを生成させること
を追求した。その結果、下記の三つの条件がＩＧＦ変態
核として重要であることがわかった。 最低限の個数が存在すること。 適当な大きさであること。 Ｍｎを含有すること。
【００１３】の観点から、ＩＧＦ変態核は溶融線近傍
ＨＡＺにおいて安定に存在し、少なくとも１０個／ｍｍ
2以上必要である。ＩＧＦ変態核が１０個／ｍｍ2未満で
はＨＡＺ組織の微細化が不十分である。
ＨＡＺにおいて安定に存在し、少なくとも１０個／ｍｍ
2以上必要である。ＩＧＦ変態核が１０個／ｍｍ2未満で
はＨＡＺ組織の微細化が不十分である。
【００１４】また、の観点から、ＩＧＦ変態核として
有効に機能するには０．５μｍ以上の大きさが必要であ
る。粒子の大きさが０．５μｍ未満ではＩＧＦ変態核と
しての能力が著しく低下する。これらの条件を満たすた
めに、本発明では０．５μｍ以上の酸化物をＩＧＦ変態
核として利用することを検討した。しかし、１０μｍを
超える酸化物は脆性破壊の発生起点として作用するため
好ましくない。
有効に機能するには０．５μｍ以上の大きさが必要であ
る。粒子の大きさが０．５μｍ未満ではＩＧＦ変態核と
しての能力が著しく低下する。これらの条件を満たすた
めに、本発明では０．５μｍ以上の酸化物をＩＧＦ変態
核として利用することを検討した。しかし、１０μｍを
超える酸化物は脆性破壊の発生起点として作用するため
好ましくない。
【００１５】の観点から、ＩＧＦ変態核として有効に
機能するためには、０．３質量％以上のＭｎを含有する
ことが判明した。そのためには、０．５〜１０μｍの酸
化物にＭｎを含有させればよいが、本発明では（１）で
説明したピン止め粒子を生成させるためにＭｎよりも脱
酸力の強いＭｇ、Ａｌ、Ｔｉを必須とするから、これら
の元素が０．５〜１０μｍの酸化物を構成し、この中に
０．３質量％以上のＭｎを安定的に含有させることは難
しい。そこで本発明では、Ｍｎを含む硫化物をこのよう
な酸化物上に複合析出させることを考えた。このような
手段を講じれば、複合粒子中のＭｎ含有量を安定的に
０．３質量％以上にすることが可能であり、ＩＧＦ変態
核として有効に機能させることができる。そこで、酸化
物上にＭｎ含有硫化物を複合析出させるための条件を探
索した結果、酸化物中のＭｇ含有量が重要であることが
わかった。Ｍｎ含有硫化物が複合するときの酸化物中に
は１０質量％以上のＭｇが含有されていた。一方、硫化
物が複合せず単独として存在する酸化物中のＭｇ含有量
は１０質量％未満であった。つまり、０．５〜１０μｍ
の酸化物中に１０質量％以上のＭｇを含有させるこでＭ
ｎ含有硫化物を安定的に複合析出させることが可能とな
ることを見いだした。その結果として、酸化物と硫化物
が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する
０．５〜１０μｍのＩＧＦ変態核を１０個／ｍｍ2以上
確保することができる。ただし、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒが
合計で０．０２％を超えて添加されると、酸化物に複合
する硫化物中にＭｎが含有されなくなり、複合粒子中の
Ｍｎ含有量は０．３質量％未満となってしまうことに注
意が必要である。
機能するためには、０．３質量％以上のＭｎを含有する
ことが判明した。そのためには、０．５〜１０μｍの酸
化物にＭｎを含有させればよいが、本発明では（１）で
説明したピン止め粒子を生成させるためにＭｎよりも脱
酸力の強いＭｇ、Ａｌ、Ｔｉを必須とするから、これら
の元素が０．５〜１０μｍの酸化物を構成し、この中に
０．３質量％以上のＭｎを安定的に含有させることは難
しい。そこで本発明では、Ｍｎを含む硫化物をこのよう
な酸化物上に複合析出させることを考えた。このような
手段を講じれば、複合粒子中のＭｎ含有量を安定的に
０．３質量％以上にすることが可能であり、ＩＧＦ変態
核として有効に機能させることができる。そこで、酸化
物上にＭｎ含有硫化物を複合析出させるための条件を探
索した結果、酸化物中のＭｇ含有量が重要であることが
わかった。Ｍｎ含有硫化物が複合するときの酸化物中に
は１０質量％以上のＭｇが含有されていた。一方、硫化
物が複合せず単独として存在する酸化物中のＭｇ含有量
は１０質量％未満であった。つまり、０．５〜１０μｍ
の酸化物中に１０質量％以上のＭｇを含有させるこでＭ
ｎ含有硫化物を安定的に複合析出させることが可能とな
ることを見いだした。その結果として、酸化物と硫化物
が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する
０．５〜１０μｍのＩＧＦ変態核を１０個／ｍｍ2以上
確保することができる。ただし、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒが
合計で０．０２％を超えて添加されると、酸化物に複合
する硫化物中にＭｎが含有されなくなり、複合粒子中の
Ｍｎ含有量は０．３質量％未満となってしまうことに注
意が必要である。
【００１６】図１の（ｃ）は（１）の技術とここで説明
した（２）の技術を併用したときのＨＡＺ組織の模式図
である。ＧＢＦやＦＳＰの微細化に加えて多量のＩＧＦ
が生成することでＨＡＺ組織は微細化する。しかし、合
金成分の添加量が不適切な場合にはＭＡ生成量が増えて
ＣＴＯＤ特性が不十分となる。そこで、次に説明する
（３）の技術を併用することで安定的にＣＴＯＤ特性を
向上させることが必要である。
した（２）の技術を併用したときのＨＡＺ組織の模式図
である。ＧＢＦやＦＳＰの微細化に加えて多量のＩＧＦ
が生成することでＨＡＺ組織は微細化する。しかし、合
金成分の添加量が不適切な場合にはＭＡ生成量が増えて
ＣＴＯＤ特性が不十分となる。そこで、次に説明する
（３）の技術を併用することで安定的にＣＴＯＤ特性を
向上させることが必要である。
【００１７】（３）を達成する手段を説明する。ＨＡＺ
におけるＭＡ生成挙動は、焼入性と冷却速度に大きく依
存することが知られている。本発明におけるＨＡＺの焼
入性は、鋼成分に加えてγ粒径やＩＧＦ生成能の影響を
大きく受ける。従来鋼ではＨＡＺの焼入性に対してγ粒
径やＩＧＦ生成はほとんど考慮されていないが、本発明
鋼はγ粒が小さいうえにＩＧＦ生成能が高いため、γ粒
界やγ粒内でフェライトの変態場所が増加しており、鋼
成分が同一である従来鋼に対してＨＡＺの焼入性が著し
く低下する特徴を持つ。このような特徴を有する本発明
鋼に対して、海洋構造物の溶接施工時の冷却速度（８０
０℃から５００℃の冷却時間がおおよそ１５ｓ）と本発
明のＣとＭｎの範囲を前提に、ＭＡの生成状況に及ぼす
合金成分の影響を鋭意検討した。その結果、下記の２点
が明らかになった。 Ｎｂを従来より高めてもＨＡＺのＭＡ量は増えにく
い。 Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和とＨＡＺのＭＡ量の間に
非連続的な強い相関がある。
におけるＭＡ生成挙動は、焼入性と冷却速度に大きく依
存することが知られている。本発明におけるＨＡＺの焼
入性は、鋼成分に加えてγ粒径やＩＧＦ生成能の影響を
大きく受ける。従来鋼ではＨＡＺの焼入性に対してγ粒
径やＩＧＦ生成はほとんど考慮されていないが、本発明
鋼はγ粒が小さいうえにＩＧＦ生成能が高いため、γ粒
界やγ粒内でフェライトの変態場所が増加しており、鋼
成分が同一である従来鋼に対してＨＡＺの焼入性が著し
く低下する特徴を持つ。このような特徴を有する本発明
鋼に対して、海洋構造物の溶接施工時の冷却速度（８０
０℃から５００℃の冷却時間がおおよそ１５ｓ）と本発
明のＣとＭｎの範囲を前提に、ＭＡの生成状況に及ぼす
合金成分の影響を鋭意検討した。その結果、下記の２点
が明らかになった。 Ｎｂを従来より高めてもＨＡＺのＭＡ量は増えにく
い。 Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和とＨＡＺのＭＡ量の間に
非連続的な強い相関がある。
【００１８】の観点から、Ｎｂを０．０５％まで高め
てもＨＡＺのＭＡ量に大きな影響を及ぼさないことがわ
かった。従来の海構造物向け厚鋼板（継ぎ手ＣＴＯＤ保
証鋼）で実際に用いられるＮｂは、例えば、Ｐｒｏｃｅ
ｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏ
ｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ，１９
９３，Ｇｌａｓｇｏｗ，ＵＫ，ＡＳＭＥ，Ｖｏｌｕｍｅ
ＩＩＩ−Ａ，ｐｐ．２０７−２１４では４２０ＭＰａ級
の降伏強度で０．０２％のＮｂが上限であり、Ｐｒｏｃ
ｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉ
ｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ，１
９９３，Ｇｌａｓｇｏｗ，ＵＫ，ＡＳＭＥ，Ｖｏｌｕｍ
ｅＩＩＩ−Ａ，ｐｐ．１９９−２０５では４６０ＭＰａ
級の降伏強度で０．０２１％のＮｂが上限であり、Ｐｒ
ｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １３ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａ
ｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡ
Ｅ，１９９４，Ｈｏｕｓｔｏｎ，ＡＳＭＥ，Ｖｏｌｕｍ
ｅＩＩＩ、ｐｐ．３０７−３１４では４２０ＭＰａ級の
降伏強度で０．０２４％のＮｂである。このように、従
来は０．０２％程度のＮｂ量が実質的に上限とされてお
り、これに対して本発明はＮｂを０．０５％まで有効に
利用できる利点がある。
てもＨＡＺのＭＡ量に大きな影響を及ぼさないことがわ
かった。従来の海構造物向け厚鋼板（継ぎ手ＣＴＯＤ保
証鋼）で実際に用いられるＮｂは、例えば、Ｐｒｏｃｅ
ｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏ
ｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ，１９
９３，Ｇｌａｓｇｏｗ，ＵＫ，ＡＳＭＥ，Ｖｏｌｕｍｅ
ＩＩＩ−Ａ，ｐｐ．２０７−２１４では４２０ＭＰａ級
の降伏強度で０．０２％のＮｂが上限であり、Ｐｒｏｃ
ｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １２ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉ
ｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ，１
９９３，Ｇｌａｓｇｏｗ，ＵＫ，ＡＳＭＥ，Ｖｏｌｕｍ
ｅＩＩＩ−Ａ，ｐｐ．１９９−２０５では４６０ＭＰａ
級の降伏強度で０．０２１％のＮｂが上限であり、Ｐｒ
ｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ １３ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａ
ｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡ
Ｅ，１９９４，Ｈｏｕｓｔｏｎ，ＡＳＭＥ，Ｖｏｌｕｍ
ｅＩＩＩ、ｐｐ．３０７−３１４では４２０ＭＰａ級の
降伏強度で０．０２４％のＮｂである。このように、従
来は０．０２％程度のＮｂ量が実質的に上限とされてお
り、これに対して本発明はＮｂを０．０５％まで有効に
利用できる利点がある。
【００１９】の観点から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの
和が３．０％を超えるとＨＡＺのＭＡ量が急激に増える
ことがわかった。以上の知見から、４６０ＭＰａ以上、
特に５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を保ちつつ板厚
を拡大していく場合の成分設計として、できる限りＮｂ
を活用して厚手材の母材強度を稼ぎ、その反面、ＭＡ生
成を助長するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを削減することが
指針となる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの削減は合金コス
トの面からも好ましい。
和が３．０％を超えるとＨＡＺのＭＡ量が急激に増える
ことがわかった。以上の知見から、４６０ＭＰａ以上、
特に５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を保ちつつ板厚
を拡大していく場合の成分設計として、できる限りＮｂ
を活用して厚手材の母材強度を稼ぎ、その反面、ＭＡ生
成を助長するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを削減することが
指針となる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの削減は合金コス
トの面からも好ましい。
【００２０】図１の（ｄ）は（１）、（２）の技術にこ
こで説明した（３）の技術を併用したときのＨＡＺ組織
の模式図である。ＨＡＺ組織の十分な微細化に加えて安
定的にＭＡ量が低減されることで、高強度においても良
好な継ぎ手ＣＴＯＤ特性が達成される。このように、本
発明は（１）、（２）、（３）の技術を同時に発現させ
ることで実現可能となる。
こで説明した（３）の技術を併用したときのＨＡＺ組織
の模式図である。ＨＡＺ組織の十分な微細化に加えて安
定的にＭＡ量が低減されることで、高強度においても良
好な継ぎ手ＣＴＯＤ特性が達成される。このように、本
発明は（１）、（２）、（３）の技術を同時に発現させ
ることで実現可能となる。
【００２１】次に化学成分の限定理由について説明す
る。
る。
【００２２】Ｃは母材とＨＡＺの強度、靭性を確保する
ために０．０４％以上必要である。しかし、０．１４％
を超えると母材とＨＡＺの靭性が低下すると共に溶接性
が劣化するので、これが上限である。
ために０．０４％以上必要である。しかし、０．１４％
を超えると母材とＨＡＺの靭性が低下すると共に溶接性
が劣化するので、これが上限である。
【００２３】Ｓｉは脱酸のために添加することができ
る。しかし、０．４％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化す
る。本発明ではＡｌ、Ｔｉ、Ｍｇによっても脱酸は可能
であり、ＨＡＺ靭性の観点からＳｉは少ないほどよい。
ＳｉはＨＡＺのＭＡ生成を助長するので本発明では好ま
しくない元素である。
る。しかし、０．４％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化す
る。本発明ではＡｌ、Ｔｉ、Ｍｇによっても脱酸は可能
であり、ＨＡＺ靭性の観点からＳｉは少ないほどよい。
ＳｉはＨＡＺのＭＡ生成を助長するので本発明では好ま
しくない元素である。
【００２４】Ｍｎは母材とＨＡＺの強度、靭性を確保す
るために１．０％以上必要である。ＭｎはＩＧＦ変態核
を構成する硫化物を形成するうえでも重要である。しか
し、Ｍｎが２．０％を超えると母材やＨＡＺが脆化した
り、溶接性が劣化するので、これが上限である。
るために１．０％以上必要である。ＭｎはＩＧＦ変態核
を構成する硫化物を形成するうえでも重要である。しか
し、Ｍｎが２．０％を超えると母材やＨＡＺが脆化した
り、溶接性が劣化するので、これが上限である。
【００２５】Ｐは本発明において不純物元素であり、良
好な母材とＨＡＺの材質を確保するためには０．０２％
以下に低減する必要がある。
好な母材とＨＡＺの材質を確保するためには０．０２％
以下に低減する必要がある。
【００２６】Ｓは本発明に必要な元素である。ＩＧＦ変
態核として酸化物上に硫化物を複合析出させるために
０．００１％以上確保しなければならない。しかし、Ｓ
が０．００５％を超えると母材およびＨＡＺの靭性が劣
化するので、これが上限である。
態核として酸化物上に硫化物を複合析出させるために
０．００１％以上確保しなければならない。しかし、Ｓ
が０．００５％を超えると母材およびＨＡＺの靭性が劣
化するので、これが上限である。
【００２７】ＮｂはＨＡＺ靭性の劣化を最小限に抑えて
母材強度を高めることに極めて有効である。Ｎｂは母材
の組織微細化を通じて靭性を高めることにも有効であ
る。例えば７６．２ｍｍの板厚で５００ＭＰａ級の降伏
強度を達成しつつ、さらに良好な母材靭性を得るために
は、０．００５％以上のＮｂが必須である。しかし、Ｎ
ｂが０．０５％を超えるとＭＡ量の増加や析出硬化によ
ってＨＡＺ靭性が劣化するので、これが上限である。Ｎ
ｂは本発明の母材を造り込むうえで積極的に用いるべき
元素であり、０．０２％以上のＮｂを有効利用すること
が好ましい。
母材強度を高めることに極めて有効である。Ｎｂは母材
の組織微細化を通じて靭性を高めることにも有効であ
る。例えば７６．２ｍｍの板厚で５００ＭＰａ級の降伏
強度を達成しつつ、さらに良好な母材靭性を得るために
は、０．００５％以上のＮｂが必須である。しかし、Ｎ
ｂが０．０５％を超えるとＭＡ量の増加や析出硬化によ
ってＨＡＺ靭性が劣化するので、これが上限である。Ｎ
ｂは本発明の母材を造り込むうえで積極的に用いるべき
元素であり、０．０２％以上のＮｂを有効利用すること
が好ましい。
【００２８】ＡｌはＭｇと共に０．０１〜０．１μｍの
超微細酸化物を形成し、その上に複合析出するＴｉＮを
伴ってピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの
変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのた
めには０．００１％以上必要である。Ａｌが０．００１
％未満になると１００００個／ｍｍ2以上の超微細酸化
物を確保することができず、γ細粒化やγ粒界上の変態
核の個数が不十分となる結果、ＧＢＦやＦＳＰが十分に
微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化する。しかし、Ａｌが
０．０１％を超えるとＩＧＦ変態核を構成する酸化物中
のＡｌ含有量が増え、その反動として酸化物中のＭｇ含
有量が１０質量％未満となる。その結果、酸化物上にＭ
ｎ含有硫化物が析出しにくくなり、ＩＧＦ変態核として
の能力を失い、１０個／ｍｍ2以上のＩＧＦ変態核を安
定に確保することが難しくなる。このようにＩＧＦ変態
核の個数が不足するとＨＡＺ靭性は劣化する。従ってＡ
ｌの上限は０．０１％である。
超微細酸化物を形成し、その上に複合析出するＴｉＮを
伴ってピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの
変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのた
めには０．００１％以上必要である。Ａｌが０．００１
％未満になると１００００個／ｍｍ2以上の超微細酸化
物を確保することができず、γ細粒化やγ粒界上の変態
核の個数が不十分となる結果、ＧＢＦやＦＳＰが十分に
微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化する。しかし、Ａｌが
０．０１％を超えるとＩＧＦ変態核を構成する酸化物中
のＡｌ含有量が増え、その反動として酸化物中のＭｇ含
有量が１０質量％未満となる。その結果、酸化物上にＭ
ｎ含有硫化物が析出しにくくなり、ＩＧＦ変態核として
の能力を失い、１０個／ｍｍ2以上のＩＧＦ変態核を安
定に確保することが難しくなる。このようにＩＧＦ変態
核の個数が不足するとＨＡＺ靭性は劣化する。従ってＡ
ｌの上限は０．０１％である。
【００２９】ＴｉはＴｉＮを形成して超微細な（Ｍｇ、
Ａｌ）酸化物上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合
析出し、ピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰ
の変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。その
ためには０．００５％以上必要である。Ｔｉが０．００
５％未満になるとこのような複合形態のＴｉＮ粒子を１
００００個／ｍｍ2以上確保することができず、ＧＢＦ
やＦＳＰが十分に微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化す
る。ＳｉとＡｌが共に下限に近い場合は脱酸元素が不足
する場合があるため、Ｔｉに脱酸を担わせる意味で０．
０１％以上の添加が望ましい。しかし、Ｔｉが０．０３
％を超えると、ＴｉＣが析出したり、ＴｉＮが数μｍに
まで粗大化するなどして母材やＨＡＺが脆化する。ま
た、ＳｉとＡｌが少ない場合にＴｉが０．０３％を超え
ると、ＩＧＦ変態核を構成する酸化物中のＴｉ含有量が
増え、その反動として酸化物中のＭｇ含有量が１０質量
％未満となり、酸化物上にＭｎ含有硫化物が析出しにく
くなり、ＩＧＦ変態核としての能力を失ってＩＧＦ変態
核の個数が不足する。以上の理由からＴｉの上限は０．
０３％である。
Ａｌ）酸化物上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合
析出し、ピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰ
の変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。その
ためには０．００５％以上必要である。Ｔｉが０．００
５％未満になるとこのような複合形態のＴｉＮ粒子を１
００００個／ｍｍ2以上確保することができず、ＧＢＦ
やＦＳＰが十分に微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化す
る。ＳｉとＡｌが共に下限に近い場合は脱酸元素が不足
する場合があるため、Ｔｉに脱酸を担わせる意味で０．
０１％以上の添加が望ましい。しかし、Ｔｉが０．０３
％を超えると、ＴｉＣが析出したり、ＴｉＮが数μｍに
まで粗大化するなどして母材やＨＡＺが脆化する。ま
た、ＳｉとＡｌが少ない場合にＴｉが０．０３％を超え
ると、ＩＧＦ変態核を構成する酸化物中のＴｉ含有量が
増え、その反動として酸化物中のＭｇ含有量が１０質量
％未満となり、酸化物上にＭｎ含有硫化物が析出しにく
くなり、ＩＧＦ変態核としての能力を失ってＩＧＦ変態
核の個数が不足する。以上の理由からＴｉの上限は０．
０３％である。
【００３０】Ｍｇは本発明で最も重要な役割を担う。Ｍ
ｇの第一の役割は、Ａｌと共に０．０１〜０．１μｍの
超微細酸化物を形成し、その上に複合析出するＴｉＮを
伴ってピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの
変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化することであ
る。Ｍｇの第二の役割は、０．５〜１０μｍの酸化物中
に１０質量％以上含まれることで、その上にＭｎ含有硫
化物が複合析出するのを促し、ＩＧＦ変態核としての機
能を付与してＨＡＺ組織を微細化することである。これ
ら二つの役割を同時に満たすために０．０００３％以上
のＭｇが必要である。Ｍｇが０．０００３％未満である
と、酸化物中のＳｉ、Ａｌ、Ｔｉ等の含有量が増えて、
その反動として酸化物中のＭｇ含有量が１０質量％未満
となり、酸化物上にＭｎ含有硫化物が析出しにくくな
り、ＩＧＦ変態核としての能力を失ってＩＧＦ変態核の
個数が不足する。同時に、１００００個／ｍｍ2以上の
超微細（Ｍｇ、Ａｌ）酸化物を確保することも困難とな
る。しかし、Ｍｇが０．００５％を超えてもその金属学
的効果は飽和するため、これを上限とする。
ｇの第一の役割は、Ａｌと共に０．０１〜０．１μｍの
超微細酸化物を形成し、その上に複合析出するＴｉＮを
伴ってピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの
変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化することであ
る。Ｍｇの第二の役割は、０．５〜１０μｍの酸化物中
に１０質量％以上含まれることで、その上にＭｎ含有硫
化物が複合析出するのを促し、ＩＧＦ変態核としての機
能を付与してＨＡＺ組織を微細化することである。これ
ら二つの役割を同時に満たすために０．０００３％以上
のＭｇが必要である。Ｍｇが０．０００３％未満である
と、酸化物中のＳｉ、Ａｌ、Ｔｉ等の含有量が増えて、
その反動として酸化物中のＭｇ含有量が１０質量％未満
となり、酸化物上にＭｎ含有硫化物が析出しにくくな
り、ＩＧＦ変態核としての能力を失ってＩＧＦ変態核の
個数が不足する。同時に、１００００個／ｍｍ2以上の
超微細（Ｍｇ、Ａｌ）酸化物を確保することも困難とな
る。しかし、Ｍｇが０．００５％を超えてもその金属学
的効果は飽和するため、これを上限とする。
【００３１】Ｏは超微細な（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物を形成
してＨＡＺでのピン止め効果を担うと同時に、０．５〜
１０μｍのＭｇ含有酸化物を形成してＨＡＺでＩＧＦ変
態核として機能する。これら二つの役割を満たすために
は０．００１％以上のＯが必要である。Ｏが０．００１
％未満になると、１００００個／ｍｍ2以上の超微細酸
化物や１０個／ｍｍ2以上の０．５〜１０μｍ酸化物を
確保することが難しくなる。しかし、Ｏが０．００５％
を超えると１０μｍを超える粗大な酸化物が多く生成
し、これが母材やＨＡＺで脆性破壊の発生起点として作
用するため、０．００５％を上限とする。
してＨＡＺでのピン止め効果を担うと同時に、０．５〜
１０μｍのＭｇ含有酸化物を形成してＨＡＺでＩＧＦ変
態核として機能する。これら二つの役割を満たすために
は０．００１％以上のＯが必要である。Ｏが０．００１
％未満になると、１００００個／ｍｍ2以上の超微細酸
化物や１０個／ｍｍ2以上の０．５〜１０μｍ酸化物を
確保することが難しくなる。しかし、Ｏが０．００５％
を超えると１０μｍを超える粗大な酸化物が多く生成
し、これが母材やＨＡＺで脆性破壊の発生起点として作
用するため、０．００５％を上限とする。
【００３２】ＮはＴｉＮを生成して超微細な（Ｍｇ，Ａ
ｌ）酸化物上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合析
出し、ピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの
変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのた
めには０．００１％以上必要である。Ｎが０．００１％
未満になるとこのような複合形態のＴｉＮ粒子を１００
００個／ｍｍ2以上確保することができない。しかし、
Ｎが０．０１％を超えると固溶Ｎが増えて母材やＨＡＺ
が脆化したり、鋳片の表面性状が劣化したりするので、
これを上限とする。
ｌ）酸化物上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合析
出し、ピン止め粒子として、さらにはＧＢＦやＦＳＰの
変態核として機能し、ＨＡＺ組織を微細化する。そのた
めには０．００１％以上必要である。Ｎが０．００１％
未満になるとこのような複合形態のＴｉＮ粒子を１００
００個／ｍｍ2以上確保することができない。しかし、
Ｎが０．０１％を超えると固溶Ｎが増えて母材やＨＡＺ
が脆化したり、鋳片の表面性状が劣化したりするので、
これを上限とする。
【００３３】次に選択元素の限定理由を説明する。
【００３４】Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒは脱酸剤や脱硫剤とし
て添加することができる。脱酸剤としてＯ量の低減に寄
与する。脱硫剤としてＳ量の低減に寄与すると同時に、
硫化物の形態を制御する。これらの効果を通じて母材と
ＨＡＺの材質を改善するためには、それぞれ０．０００
５％以上必要である。しかし、これらの元素が多すぎる
とＩＧＦ変態核の中に混入するようになり、ＩＧＦ変態
核を構成する酸化物や硫化物の中のＭｇ含有量やＭｎ含
有量が減少してＩＧＦ変態核としての機能を失う。この
意味から、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒのそれぞれの上限は０．
００５％、０．０１％、０．０１％であり、これら三つ
の元素の和を０．０２％以下に制限する必要がある。こ
こでのＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド系の
元素をさす。
て添加することができる。脱酸剤としてＯ量の低減に寄
与する。脱硫剤としてＳ量の低減に寄与すると同時に、
硫化物の形態を制御する。これらの効果を通じて母材と
ＨＡＺの材質を改善するためには、それぞれ０．０００
５％以上必要である。しかし、これらの元素が多すぎる
とＩＧＦ変態核の中に混入するようになり、ＩＧＦ変態
核を構成する酸化物や硫化物の中のＭｇ含有量やＭｎ含
有量が減少してＩＧＦ変態核としての機能を失う。この
意味から、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒのそれぞれの上限は０．
００５％、０．０１％、０．０１％であり、これら三つ
の元素の和を０．０２％以下に制限する必要がある。こ
こでのＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド系の
元素をさす。
【００３５】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは母材の強度、靭
性、耐食性や溶接性を向上させることに利用できる。そ
のめにはいずれの元素も０．０５％以上必要である。従
来、母材の高強度化、高靭性化、板厚拡大を同時に達す
る場合にこれらの元素を積極的に利用してきたが、本発
明ではＨＡＺのＣＴＯＤ特性を確保する観点からこれら
の元素を極力低減することが好ましい。このような意味
から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの上限をそれぞれ１．５
％、３．０％、０．５％、０．５％に規制し、さらに、
これらの元素の和が３．０％以下になるように調整しな
ければならない。各元素が上限を超えたり、これらの元
素の和が３．０％を超えるとＨＡＺのＣＴＯＤ特性が著
しく劣化する。
性、耐食性や溶接性を向上させることに利用できる。そ
のめにはいずれの元素も０．０５％以上必要である。従
来、母材の高強度化、高靭性化、板厚拡大を同時に達す
る場合にこれらの元素を積極的に利用してきたが、本発
明ではＨＡＺのＣＴＯＤ特性を確保する観点からこれら
の元素を極力低減することが好ましい。このような意味
から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの上限をそれぞれ１．５
％、３．０％、０．５％、０．５％に規制し、さらに、
これらの元素の和が３．０％以下になるように調整しな
ければならない。各元素が上限を超えたり、これらの元
素の和が３．０％を超えるとＨＡＺのＣＴＯＤ特性が著
しく劣化する。
【００３６】Ｖは析出強化によって母材およびＨＡＺの
強度に有効である。そのためには０．００５％以上必要
である。しかし、Ｖが０．０５％を超えると溶接性やＨ
ＡＺ靭性が劣化するため、これを上限とする。
強度に有効である。そのためには０．００５％以上必要
である。しかし、Ｖが０．０５％を超えると溶接性やＨ
ＡＺ靭性が劣化するため、これを上限とする。
【００３７】Ｂは母材の強度、靭性を向上させるのに有
効である。そのためには０．０００１％以上必要であ
る。しかし、Ｂが０．００３％を超えると溶接性が著し
く劣化するため、これを上限とする。
効である。そのためには０．０００１％以上必要であ
る。しかし、Ｂが０．００３％を超えると溶接性が著し
く劣化するため、これを上限とする。
【００３８】本発明鋼は、鉄鋼業の製鋼工程において所
定の化学成分に調整し、連続鋳造した鋳片を再加熱して
圧延、冷却、熱処理の各工程を様々に制御して厚鋼板と
して製造される。板厚７６．２ｍｍのような厚手材にお
いて４６０ＭＰａ以上、好ましくは５００〜５５０ＭＰ
ａ級の降伏強度を得るためには、Ｎｂ量を最大限に活用
するために、圧延後の直接焼入あるいは加速冷却を適用
することが有効である。さらに、焼き戻しによって強度
と靭性を調整できる。鋳片を一旦冷やすことなくホット
チャージ圧延することも可能である。ＨＡＺ靭性は鋼成
分に加え、ピン止め粒子とＩＧＦ変態核の分散状態でき
まる。これらの粒子の分散状態は母材の製造過程で大き
く変化しない。従って、ＨＡＺ靭性は母材の製造工程に
大きく依存することはなく、どのような加熱、圧延、熱
処理の工程を適用してもよい。
定の化学成分に調整し、連続鋳造した鋳片を再加熱して
圧延、冷却、熱処理の各工程を様々に制御して厚鋼板と
して製造される。板厚７６．２ｍｍのような厚手材にお
いて４６０ＭＰａ以上、好ましくは５００〜５５０ＭＰ
ａ級の降伏強度を得るためには、Ｎｂ量を最大限に活用
するために、圧延後の直接焼入あるいは加速冷却を適用
することが有効である。さらに、焼き戻しによって強度
と靭性を調整できる。鋳片を一旦冷やすことなくホット
チャージ圧延することも可能である。ＨＡＺ靭性は鋼成
分に加え、ピン止め粒子とＩＧＦ変態核の分散状態でき
まる。これらの粒子の分散状態は母材の製造過程で大き
く変化しない。従って、ＨＡＺ靭性は母材の製造工程に
大きく依存することはなく、どのような加熱、圧延、熱
処理の工程を適用してもよい。
【００３９】本発明で規定した介在物の分散状態は、例
えば以下のような方法で定量的に測定される。
えば以下のような方法で定量的に測定される。
【００４０】ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．
０１〜０．５μｍのＴｉＮの個数は、母材鋼板の任意の
場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕
微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍
率で少なくとも１０００μｍ 2以上の面積にわたって観
察し、対象となる大きさのＴｉＮの個数を測定し、これ
を単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）に換算する。こ
のとき、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥ
Ｍに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によ
る組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解
析によって行われる。このような同定を測定するすべて
の複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的に
は次の手順による。まず、四角い形状の介在物をＴｉＮ
とみなし、対象となる大きさのＴｉＮの内部に介在物が
存在するものの個数を測定する。次に、このような方法
で個数を測定した複合析出ＴｉＮのうち、少なくとも１
０個以上について上記の要領で詳細な同定を行い、（Ｍ
ｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮが複合する割合を求める。そ
して、はじめに測定された複合析出ＴｉＮの個数にこの
割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察
を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物
を凝集・粗大化させ、対象となる複合介在物の観察を容
易にすることができる。
０１〜０．５μｍのＴｉＮの個数は、母材鋼板の任意の
場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕
微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍
率で少なくとも１０００μｍ 2以上の面積にわたって観
察し、対象となる大きさのＴｉＮの個数を測定し、これ
を単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）に換算する。こ
のとき、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥ
Ｍに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によ
る組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解
析によって行われる。このような同定を測定するすべて
の複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的に
は次の手順による。まず、四角い形状の介在物をＴｉＮ
とみなし、対象となる大きさのＴｉＮの内部に介在物が
存在するものの個数を測定する。次に、このような方法
で個数を測定した複合析出ＴｉＮのうち、少なくとも１
０個以上について上記の要領で詳細な同定を行い、（Ｍ
ｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮが複合する割合を求める。そ
して、はじめに測定された複合析出ＴｉＮの個数にこの
割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察
を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物
を凝集・粗大化させ、対象となる複合介在物の観察を容
易にすることができる。
【００４１】酸化物とＭｎ含有硫化物が複合した０．５
〜１０μｍの粒子の個数は、次のような方法で測定でき
る。まず、母材鋼板の任意の場所から小片試料を切り出
して鏡面研磨試料を作製し、これを光学顕微鏡を用いて
１０００倍の倍率で少なくとも３ｍｍ2以上の面積にわ
たって観察し、対象となる大きさの粒子の個数を測定
し、これを単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）に換算
する。続いて、同一試料を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）
に付属の波長分散型Ｘ線分光法装置（ＷＤＳ）を用い
て、対象となる大きさの粒子を少なくとも１０個以上を
ランダムに組成分析する。このとき、粒子の分析値に地
鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外し
て粒子の組成を求める。こうして測定した粒子のうち、
ＯとＳが同時に検出されてＭｎを０．３質量％以上含む
粒子がＩＧＦ変態核として有効であるとみなし、０．５
〜１０μｍの粒子に占めるＩＧＦ変態核の割合を求め
る。そして、はじめに光学顕微鏡で測定された個数にこ
の割合を掛け合わせる。簡易的には、上記試料について
元素マッピングを行い、Ｏ、Ｓ、Ｍｎの三つが共存する
０．５〜１０μｍの粒子の個数を測定する。
〜１０μｍの粒子の個数は、次のような方法で測定でき
る。まず、母材鋼板の任意の場所から小片試料を切り出
して鏡面研磨試料を作製し、これを光学顕微鏡を用いて
１０００倍の倍率で少なくとも３ｍｍ2以上の面積にわ
たって観察し、対象となる大きさの粒子の個数を測定
し、これを単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）に換算
する。続いて、同一試料を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）
に付属の波長分散型Ｘ線分光法装置（ＷＤＳ）を用い
て、対象となる大きさの粒子を少なくとも１０個以上を
ランダムに組成分析する。このとき、粒子の分析値に地
鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外し
て粒子の組成を求める。こうして測定した粒子のうち、
ＯとＳが同時に検出されてＭｎを０．３質量％以上含む
粒子がＩＧＦ変態核として有効であるとみなし、０．５
〜１０μｍの粒子に占めるＩＧＦ変態核の割合を求め
る。そして、はじめに光学顕微鏡で測定された個数にこ
の割合を掛け合わせる。簡易的には、上記試料について
元素マッピングを行い、Ｏ、Ｓ、Ｍｎの三つが共存する
０．５〜１０μｍの粒子の個数を測定する。
【００４２】
【実施例】表１に連続鋳造した鋼の化学成分を、表２に
鋼板の板厚、製造法、ピン止め粒子とＩＧＦ変態核の個
数、母材材質、溶接条件、ＨＡＺ靭性を示す。
鋼板の板厚、製造法、ピン止め粒子とＩＧＦ変態核の個
数、母材材質、溶接条件、ＨＡＺ靭性を示す。
【００４３】本発明鋼は３８．１〜７６．２ｍｍの板厚
で、母材の降伏強度（ＹＳ）が５１０〜５７０ＭＰａで
あり、溶接入熱量が３．５〜１０．０ｋＪ／ｍｍのサブ
マージアーク溶接による多層盛り継ぎ手ボンド部（ＣＧ
ＨＡＺ）において−１０℃で０．２ｍｍを超える良好な
ＣＴＯＤを有する。
で、母材の降伏強度（ＹＳ）が５１０〜５７０ＭＰａで
あり、溶接入熱量が３．５〜１０．０ｋＪ／ｍｍのサブ
マージアーク溶接による多層盛り継ぎ手ボンド部（ＣＧ
ＨＡＺ）において−１０℃で０．２ｍｍを超える良好な
ＣＴＯＤを有する。
【００４４】一方、比較鋼は化学成分が適正でないため
に、７６．２ｍｍの板厚で母材あるいはＨＡＺの材質が
劣っている。鋼１１はＳが少なすぎるためにＩＧＦ変態
核の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１２は
Ｓが多すぎるために母材とＨＡＺの靭性が劣っている。
鋼１３はＮｂが少なすぎるために母材の強度と靭性が劣
っている。鋼１４はＮｂが多すぎるためにＨＡＺ靭性が
劣っている。鋼１５はＡｌが少なすぎるためにピン止め
粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１６
はＡｌが多すぎるためにＩＧＦ変態核の個数が不足して
ＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１７はＴｉが少なすぎるた
めにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣って
いる。鋼１８はＴｉが多すぎるために母材とＨＡＺの靭
性が劣っている。鋼１９と鋼２０はそれぞれＭｇとＯが
少なすぎるために、ピン止め粒子の個数とＩＧＦ変態核
の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２１はＮ
が少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡ
Ｚ靭性が劣っている。鋼２２はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ
の和が多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２３
はＣａ、ＲＥＭ、Ｚｒの和が多すぎるためにＩＧＦ変態
核の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。
に、７６．２ｍｍの板厚で母材あるいはＨＡＺの材質が
劣っている。鋼１１はＳが少なすぎるためにＩＧＦ変態
核の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１２は
Ｓが多すぎるために母材とＨＡＺの靭性が劣っている。
鋼１３はＮｂが少なすぎるために母材の強度と靭性が劣
っている。鋼１４はＮｂが多すぎるためにＨＡＺ靭性が
劣っている。鋼１５はＡｌが少なすぎるためにピン止め
粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１６
はＡｌが多すぎるためにＩＧＦ変態核の個数が不足して
ＨＡＺ靭性が劣っている。鋼１７はＴｉが少なすぎるた
めにピン止め粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣って
いる。鋼１８はＴｉが多すぎるために母材とＨＡＺの靭
性が劣っている。鋼１９と鋼２０はそれぞれＭｇとＯが
少なすぎるために、ピン止め粒子の個数とＩＧＦ変態核
の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２１はＮ
が少なすぎるためにピン止め粒子の個数が不足してＨＡ
Ｚ靭性が劣っている。鋼２２はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ
の和が多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２３
はＣａ、ＲＥＭ、Ｚｒの和が多すぎるためにＩＧＦ変態
核の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣っている。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【発明の効果】本発明によって高強度かつ極厚である厚
鋼板の継ぎ手ＣＴＯＤ特性が格段に向上した結果、海洋
構造物の軽量化や大型化に道が開けた。このことによっ
て、海洋構造物の建造コストが大幅に削減できたり、さ
らに深い海域でのエネルギー開発が可能となる。
鋼板の継ぎ手ＣＴＯＤ特性が格段に向上した結果、海洋
構造物の軽量化や大型化に道が開けた。このことによっ
て、海洋構造物の建造コストが大幅に削減できたり、さ
らに深い海域でのエネルギー開発が可能となる。
【図１】本発明におけるＨＡＺ組織制御の考え方を模式
的に示した図である。
的に示した図である。
【符号の説明】 １ 溶接金属 ２ 溶接熱影響部（ＨＡＺ） ３ 溶接線 ４ γ粒界 ＧＢＦ 粒界フェライト ＦＳＰ フェライトサイドプレート ＩＧＦ 粒内変態フェライト Ｂｕ 上部ベイナイト ＭＡ マルテンサイト・オーステナイト混合相
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 清瀬 明人 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 吉田 譲 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 足達 智彦 東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本 製鐵株式会社内 (72)発明者 田中 和明 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 植森 龍治 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 今井 嗣郎 東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本 製鐵株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ａ
ｌ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０
００３〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５
％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡ
ｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴ
ｉＮが１００００個／ｍｍ 2以上存在し、かつ、酸化物
と硫化物が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含
有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ2以上存
在することを特徴とする、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性
に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：
０．０００５〜０．０１％の１種以上を含有し、Ｃａ、
ＲＥＭ、Ｚｒの和が０．０２％以下であることを特徴と
する、請求項１記載の溶接熱影響部靭性のＣＴＯＤ特性
に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板。 - 【請求項３】 質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．
０５％、Ｂ：０．０００１〜０．００３％の１種以上を
含有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が３．０％以下で
あることを特徴とする、請求項１記載あるいは請求項２
記載の溶接熱影響部靭性のＣＴＯＤ特性に優れた４６０
ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001049838A JP3699657B2 (ja) | 2000-05-09 | 2001-02-26 | 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板 |
| TW090110920A TW541343B (en) | 2000-05-09 | 2001-05-08 | A steel plate having a high CTOD characteristic and yield strength of not less than 460 MPa. |
| DE60108350T DE60108350T2 (de) | 2000-05-09 | 2001-05-09 | Dicke stahlplatte mit hervorragenden ctod-eigenschaften der durch schweissen beeinflussten bereiche und mit einer streckgrenze von 460 mpa oder mehr |
| KR10-2002-7000105A KR100469378B1 (ko) | 2000-05-09 | 2001-05-09 | 용접 열 영향부의 ＣＴＯＤ 특성이 우수한 460ＭＰａ이상의 항복 강도를 가지는 후강판 |
| PCT/JP2001/003876 WO2001086013A1 (fr) | 2000-05-09 | 2001-05-09 | Tole d'acier epaisse excellente du point de vue de ses caracteristiques ctod dans la zone affectee par la chaleur du soudage et dont la limite conventionnelle d'elasticite est superieure ou egale a 460 mpa |
| EP01930007A EP1221493B1 (en) | 2000-05-09 | 2001-05-09 | THICK STEEL PLATE BEING EXCELLENT IN CTOD CHARACTERISTIC IN WELDING HEAT AFFECTED ZONE AND HAVING YIELD STRENGTH OF 460 Mpa OR MORE |
| CNB018015530A CN1188535C (zh) | 2000-05-09 | 2001-05-09 | 在焊接热影响区具有优良裂纹尖端张开位移性能且屈服强度不低于460MPa的厚钢板 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000136105 | 2000-05-09 | ||
| JP2000-348257 | 2000-11-15 | ||
| JP2000-136105 | 2000-11-15 | ||
| JP2000348257 | 2000-11-15 | ||
| JP2001049838A JP3699657B2 (ja) | 2000-05-09 | 2001-02-26 | 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002212670A true JP2002212670A (ja) | 2002-07-31 |
| JP3699657B2 JP3699657B2 (ja) | 2005-09-28 |
Family
ID=27343333
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001049838A Expired - Fee Related JP3699657B2 (ja) | 2000-05-09 | 2001-02-26 | 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板 |
Country Status (6)
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|---|---|
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| KR (1) | KR100469378B1 (ja) |
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| DE (1) | DE60108350T2 (ja) |
| TW (1) | TW541343B (ja) |
| WO (1) | WO2001086013A1 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| CN101578380B (zh) * | 2007-12-06 | 2011-01-12 | 新日本制铁株式会社 | 脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板及其制造方法 |
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| RU2458174C1 (ru) | 2009-05-19 | 2012-08-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Сталь для сварных конструкций и способ ее получения |
| TWI365915B (en) * | 2009-05-21 | 2012-06-11 | Nippon Steel Corp | Steel for welded structure and producing method thereof |
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| CN102400053B (zh) * | 2010-09-07 | 2014-03-12 | 鞍钢股份有限公司 | 屈服强度460MPa级建筑结构用钢板及其制造方法 |
| US9403242B2 (en) | 2011-03-24 | 2016-08-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welding |
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| KR101719943B1 (ko) | 2013-03-12 | 2017-03-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 다층 용접 조인트 ctod 특성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법 |
| US10855194B2 (en) | 2015-12-22 | 2020-12-01 | Thermatool Corp. | High frequency power supply system with closely regulated output for heating a workpiece |
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