JP5838801B2 - 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 - Google Patents
厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5838801B2 JP5838801B2 JP2011286847A JP2011286847A JP5838801B2 JP 5838801 B2 JP5838801 B2 JP 5838801B2 JP 2011286847 A JP2011286847 A JP 2011286847A JP 2011286847 A JP2011286847 A JP 2011286847A JP 5838801 B2 JP5838801 B2 JP 5838801B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- rolling
- steel plate
- temperature
- thick steel
- 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
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、厚鋼板、特に、脆性亀裂伝播停止特性に優れ、板厚が50mm以上の厚鋼板、及びその製造方法に関する。
船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、建築・土木構造物等の大型構造物において、脆性破壊に伴う事故は経済や環境に及ぼす影響が大きいため、安全性の向上が常に求められ、使用される鋼材に対しては、使用温度における靭性や、脆性亀裂伝播停止特性が要求されている。
コンテナ船やバルクキャリアーなどの船舶については、その構造上、船体外板に高強度の厚肉材を使用しており、最近は船体の大型化に伴い一層の高強度厚肉化が進展している。一般に、鋼板の脆性亀裂伝播停止特性は高強度あるいは厚肉材ほど劣化する傾向があるため、脆性亀裂伝播停止特性への要求も一段と高度化している。
従来、鋼材の脆性亀裂伝播停止特性を向上させる手段として、Ni含有量を増加させる方法が知られており、液化天然ガス（ＬＮＧ）の貯槽タンクにおいては、9％Ni鋼が商業規模で使用されている。しかし、Ni量の増加はコストの大幅な上昇を余儀なくさせるため、ＬＮＧ貯槽タンク以外の用途には適用が難しいという問題があった。
なお、ＬＮＧのような極低温にまで至らない、船舶やラインパイプに使用される、板厚が50mm未満の比較的薄手の鋼材に対しては、ＴＭＣＰ法により細粒化を図り、低温靭性を向上させて、優れた脆性亀裂伝播停止特性を付与することができる。
また、合金コストを上昇させることなく、脆性亀裂伝播停止特性を向上させるべく、例えば特許文献１では、表層部の組織を超微細化した鋼材が開示されている。脆性亀裂が伝播する際、鋼材表層部に発生するシアリップ（塑性変形領域）が脆性亀裂伝播停止特性の向上に効果があることに着目し、シアリップ部分の結晶粒を微細化させて、伝播する脆性亀裂が有する伝播エネルギーを吸収させることを特徴とする鋼材である。また、その製造方法として、熱間圧延後の制御冷却により表層部分をＡｒ３変態点以下に冷却し、その後制御冷却を停止して表層部分を変態点以上に復熱させる工程を１回以上繰り返して行い、この間に鋼材に圧下を加えることにより、繰り返し変態させ又は加工再結晶させて、表層部分に超微細なフェライト組織又はベイナイト組織を生成させることが記載されている。
さらに、特許文献２では、フェライト−パーライトを主体のミクロ組織とする鋼材において脆性亀裂伝播停止特性を向上させるために、鋼材の両表面部は円相当粒径：5μm以下、アスペクト比：2以上のフェライト粒を有するフェライト組織を50％以上有する層で構成し、フェライト粒径のバラツキを抑えることが重要であり、このバラツキを抑える方法として仕上げ圧延中の１パス当りの最大圧下率を12％以下とし局所的な再結晶現象を抑制することが記載されている。
しかしながら、特許文献１及び２に記載の鋼材は、鋼材表層部のみを一旦冷却した後に復熱させ、かつ復熱中に加工を加えることで、特定の組織を得るものであることから、実生産規模では制御が容易でなく、特に板厚が50mm以上の厚肉材では、圧延、冷却設備への負荷が大きいプロセスであった。
特許文献３には、フェライト結晶粒の微細化のみならずフェライト結晶粒内に形成されるサブグレインに着目し、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる、ＴＭＣＰの延長上にある技術が記載されている。具体的には、板厚30〜40mmにおいて、鋼板表層の冷却および復熱などの複雑な温度制御を必要とせずに、（ａ）微細なフェライト結晶粒を確保する圧延条件、（ｂ）鋼材板厚の５％以上の部分に微細フェライト組織を生成する圧延条件、（ｃ）微細フェライトに集合組織を発達させるとともに加工（圧延）により導入した転位を熱的エネルギーにより再配置しサブグレインを形成させる圧延条件、（ｄ）形成した微細なフェライト結晶粒と微細なサブグレイン粒の粗大化を抑制する冷却条件、によって脆性亀裂伝播停止特性を向上させる技術である。
また、制御圧延において、変態したフェライトに圧下を加えて集合組織を発達させることにより、脆性亀裂伝播停止特性を向上させる技術も知られている。鋼材の破壊面上にセパレーションを板面と平行な方向に生ぜしめ、脆性亀裂先端の応力を緩和させることにより、脆性破壊に対する抵抗を高める技術である。
例えば特許文献４では、制御圧延により（１１０）面Ｘ線強度比を2以上とし、かつ円相当径20μm以上の粗大粒を10％以下とすることにより、耐脆性破壊特性を向上させる技術が開示されている。
また、特許文献５には、継手部の脆性亀裂伝播停止性能の優れた溶接構造用鋼として、板厚内部の圧延面における（１００）面のＸ線面強度比が１．５以上を有する鋼板が開示され、当該集合組織発達による応力負荷方向と亀裂伝播方向の角度のずれにより脆性亀裂伝播停止特性に優れることが記載されている。
また、特許文献５には、継手部の脆性亀裂伝播停止性能の優れた溶接構造用鋼として、板厚内部の圧延面における（１００）面のＸ線面強度比が１．５以上を有する鋼板が開示され、当該集合組織発達による応力負荷方向と亀裂伝播方向の角度のずれにより脆性亀裂伝播停止特性に優れることが記載されている。
ところで、最近の6,000TEUを越える大型コンテナ船では板厚が50mm以上の厚鋼板が使用されるが、このような厚鋼板について、井上ら：厚手造船用鋼における長大脆性亀裂伝播挙動，日本船舶海洋工学会講演会論文集 第３号，２００６，ｐｐ３５９−３６２では、板厚65mmの鋼板の脆性亀裂伝播停止性能を評価し、母材の大型脆性亀裂伝播停止試験で脆性亀裂が停止しない結果を報告している。
また、供試材のＥＳＳＯ試験では、使用温度−10℃におけるＫｃａの値が3000N／mm3／2に満たない結果が示され、50mm以上の板厚の鋼板を適用した船体構造の場合、安全性確保が課題となることが示唆されている。
また、供試材のＥＳＳＯ試験では、使用温度−10℃におけるＫｃａの値が3000N／mm3／2に満たない結果が示され、50mm以上の板厚の鋼板を適用した船体構造の場合、安全性確保が課題となることが示唆されている。
さらに、上述した特許文献１〜５に記載の鋼板については、製造条件や開示されている実験データから板厚が50mm程度にとどまり、50mm以上の厚肉鋼板へ適用した場合、所定の特性が得られないおそれがあるとともに、船体構造で必要な板厚方向の亀裂伝播に対しての特性については検証が行われていないのが実状であった。
そこで本発明は、圧延条件を調整し、脆性亀裂の進展状態について適正化を図ることによって、鋼板の圧延直角方向に発生した脆性亀裂の伝播停止特性に優れる厚鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題の解決のため鋭意検討を行い、以下の知見を得た。
（Ａ）板厚が50mm以上の厚鋼板において、圧延直角方向に脆性亀裂が突入したときに、該厚鋼板内で、亀裂が所定の２方向に分岐することで、脆性亀裂先端の応力拡大係数が減少する結果、脆性亀裂伝播停止特性の向上が可能となる。
（Ｂ）また、前記脆性亀裂の分岐については、前記鋼板内部に発生した靱性の異方性が大きい場合に発生することから、特定の鋼組成と、特定の板厚中央部の温度域での累積圧下率及び１パスあたりの圧下率の平均値を特定する熱間圧延条件との組合せによって、前記鋼板内部の集合組織の制御を行うことで、実現可能となる。
（Ａ）板厚が50mm以上の厚鋼板において、圧延直角方向に脆性亀裂が突入したときに、該厚鋼板内で、亀裂が所定の２方向に分岐することで、脆性亀裂先端の応力拡大係数が減少する結果、脆性亀裂伝播停止特性の向上が可能となる。
（Ｂ）また、前記脆性亀裂の分岐については、前記鋼板内部に発生した靱性の異方性が大きい場合に発生することから、特定の鋼組成と、特定の板厚中央部の温度域での累積圧下率及び１パスあたりの圧下率の平均値を特定する熱間圧延条件との組合せによって、前記鋼板内部の集合組織の制御を行うことで、実現可能となる。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、C：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.2％、Al：0.005〜0.08％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.0075％以下を含有し、さらに、質量％で、Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％、Cu：0.01〜0.5％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜0.5％、Mo：0.01〜0.5％、V：0.001〜0.1％、B：0.003％以下、Ca：0.005％以下及びREM：0.01％以下のうちの１種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、式（１）で表される炭素当量（Ceq）が0.34％以上、0.49％未満である鋼組成を具え、
C eq ＝C＋Mn／6＋(Cu＋Ni)／15＋(V＋Mo＋Cr)／5・・・（１）
（ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量（質量％）である。）
鋼板の圧延方向に応力が負荷された状態で、該鋼板の圧延直角方向へ向かって突入した脆性亀裂が、鋼板内で２方向に分岐して停止し、板厚が50mm以上であり、
板厚１／２部でのベイナイト分率が91％以上であり、板厚１／２＋6mm部における圧延直角方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度が圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度よりも10℃以上高いことを特徴とする厚鋼板。
（１）質量％で、C：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.2％、Al：0.005〜0.08％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.0075％以下を含有し、さらに、質量％で、Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％、Cu：0.01〜0.5％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜0.5％、Mo：0.01〜0.5％、V：0.001〜0.1％、B：0.003％以下、Ca：0.005％以下及びREM：0.01％以下のうちの１種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、式（１）で表される炭素当量（Ceq）が0.34％以上、0.49％未満である鋼組成を具え、
C eq ＝C＋Mn／6＋(Cu＋Ni)／15＋(V＋Mo＋Cr)／5・・・（１）
（ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量（質量％）である。）
鋼板の圧延方向に応力が負荷された状態で、該鋼板の圧延直角方向へ向かって突入した脆性亀裂が、鋼板内で２方向に分岐して停止し、板厚が50mm以上であり、
板厚１／２部でのベイナイト分率が91％以上であり、板厚１／２＋6mm部における圧延直角方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度が圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度よりも10℃以上高いことを特徴とする厚鋼板。
（２）前記脆性亀裂の分岐方向は、圧延直角方向に対して、それぞれ45°±10°、−45°±10°の範囲であることを特徴とする上記（１）に記載の厚鋼板。
（３）板厚１／２＋6mm部において、前記圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度が−50℃以下であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の厚鋼板。
（４）組成が、質量％で、C：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.2％、Al：0.005〜0.08％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.0075％以下を含有し、さらに、質量％で、Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％、Cu：0.01〜0.5％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜0.5％、Mo：0.01〜0.5％、V：0.001〜0.1％、B：0.003％以下、Ca：0.005％以下及びREM：0.01％以下のうちの１種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、式（１）で表される炭素当量（Ceq）が0.34％以上、0.49％未満である鋼素材を、900〜1200℃の温度に加熱した後、板厚中央部の温度が（Ａｒ3点＋100）℃以上で累積圧下率が30％以上、板厚中央部の温度が（Ａｒ3点＋10）〜（Ａｒ3点＋60）℃で累積圧下率が50％以上、平均パス圧下率が5％以上、の条件下で圧延を行い、その後、板厚中央部の温度がＡｒ3点以上の温度から400℃以下になるまで2℃／s以上の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の厚鋼板の製造方法。
C eq ＝C＋Mn／6＋(Cu＋Ni)／15＋(V＋Mo＋Cr)／5・・・（１）
（ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量（質量％）である。）
C eq ＝C＋Mn／6＋(Cu＋Ni)／15＋(V＋Mo＋Cr)／5・・・（１）
（ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量（質量％）である。）
（５）400℃以下になるまで冷却を行った後に、Ａｃ１点以下の温度で焼戻処理を行うことを特徴とする（４）に記載の厚鋼板の製造方法。
本発明によれば、板厚が50mm以上と厚い場合であっても、鋼板の圧延直角方向に発生した脆性亀裂の伝播停止特性に優れる厚鋼板及びその製造方法を提供することが可能となる。
（厚鋼板）
以下、図面を参照しながら本発明の厚鋼板について説明する。図１は、脆性亀裂が突入した本発明の厚鋼板について、上から見た状態を示したものであり、図２は、本発明の厚鋼板の断面を示したものである。
なお、本発明での圧延方向Ｌとは、厚鋼板製造時における圧延の方向のことであり、圧延直角方向とは、図１に示すように、厚鋼板を上方から見たとき、前記圧延方向Ｌと直角に交わる方向Ｖのことをいう。
以下、図面を参照しながら本発明の厚鋼板について説明する。図１は、脆性亀裂が突入した本発明の厚鋼板について、上から見た状態を示したものであり、図２は、本発明の厚鋼板の断面を示したものである。
なお、本発明での圧延方向Ｌとは、厚鋼板製造時における圧延の方向のことであり、圧延直角方向とは、図１に示すように、厚鋼板を上方から見たとき、前記圧延方向Ｌと直角に交わる方向Ｖのことをいう。
本発明による厚鋼板は、図１に示すように、鋼板の圧延方向Ｌに応力が負荷された状態で、鋼板１の圧延直角方向Ｖに脆性亀裂２が突入したとき、鋼板１内で亀裂２が２つの方向２１、２２に分岐することを特徴とする。
前記厚鋼板１の板厚ｔが50mm以上と大きくなる場合、圧延直角方向Ｖに発生した脆性亀裂の伝播を十分に抑制することができなかったが、本発明では、鋼板１内で亀裂２が２つの方向２１、２２に分岐するため、前記脆性亀裂２の伝播に係る力（脆性亀裂の応力拡大係数）を分散できる結果、優れた脆性亀裂伝播停止能力を実現できる。
前記厚鋼板１の板厚ｔが50mm以上と大きくなる場合、圧延直角方向Ｖに発生した脆性亀裂の伝播を十分に抑制することができなかったが、本発明では、鋼板１内で亀裂２が２つの方向２１、２２に分岐するため、前記脆性亀裂２の伝播に係る力（脆性亀裂の応力拡大係数）を分散できる結果、優れた脆性亀裂伝播停止能力を実現できる。
また、前記分岐２１、２２の圧延直角方向Ｖに対する方向（角度α、β）は、それぞれ45°±10°、−45°±10°の範囲であり、板厚ｔが50mm以上であることが好ましい。
分岐したそれぞれの脆性亀裂２１、２２の応力拡大係数をもっとも低減でき、前記脆性亀裂２の伝播に係る力を最も効率的に分散できるからである。前記分岐方向２１、２２の圧延直角方向Ｖに対する角度α、βが、上記範囲から外れると、前記脆性亀裂２が分裂しない場合や、前記脆性亀裂２が分岐した場合でも、各脆性亀裂２１、２２の応力拡大係数を十分に低減できないため、圧延方向Ｌ又は圧延直角方向Ｖに大きく伝播するおそれがある。
分岐したそれぞれの脆性亀裂２１、２２の応力拡大係数をもっとも低減でき、前記脆性亀裂２の伝播に係る力を最も効率的に分散できるからである。前記分岐方向２１、２２の圧延直角方向Ｖに対する角度α、βが、上記範囲から外れると、前記脆性亀裂２が分裂しない場合や、前記脆性亀裂２が分岐した場合でも、各脆性亀裂２１、２２の応力拡大係数を十分に低減できないため、圧延方向Ｌ又は圧延直角方向Ｖに大きく伝播するおそれがある。
なお、本発明による厚鋼板は、鋼板内に突入した脆性亀裂が２方向（好ましくは、圧延方向に対して、45°±10°、−45°±10°の範囲）に分岐し、停止するという特性を有するものであれば、その他の構成要件については特に限定はされない。
上記特性を有する厚鋼板として、例えば、板厚１／２部でのベイナイト分率が80％以上であり、板厚１／２＋6mm部における圧延直角方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度が圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度よりも10℃以上高い厚鋼板が挙げられる。
ここで、前記シャルピー破面遷移温度とは、鉄鋼材料の靭性を評価するための指標であり、切り欠きのはいった角柱状の試験片（シャルピー試験片）に対して高速で衝撃を与えることで該試験片を破壊し、破壊するのに要したエネルギー（温度）のことをいう。
なお、前記板厚１／２＋6mm部おけるシャルピー破面遷移温度については、図２に示すように厚鋼板１の断面を見たとき、前記厚鋼板１の厚さｔの１／２の部分（１／２ｔ）よりも6mmだけ鋼板表面側に位置する部分（１／２ｔ＋6mm）が、試験片の中央部になることをいう。また、前記圧延直角方向及び圧延直角方向±45°のシャルピー破面遷移温度については、図３に示すように、長手方向が圧延直角方向と平衡になる試験片１ａ、及び、長手方向が圧延直角方向±45°の方向と平衡になる試験片１ｂを切り出した後、それぞれの試験片１ａ、１ｂについてシャルピー衝撃試験を行うことで算出することができる。
ここで、前記シャルピー破面遷移温度とは、鉄鋼材料の靭性を評価するための指標であり、切り欠きのはいった角柱状の試験片（シャルピー試験片）に対して高速で衝撃を与えることで該試験片を破壊し、破壊するのに要したエネルギー（温度）のことをいう。
なお、前記板厚１／２＋6mm部おけるシャルピー破面遷移温度については、図２に示すように厚鋼板１の断面を見たとき、前記厚鋼板１の厚さｔの１／２の部分（１／２ｔ）よりも6mmだけ鋼板表面側に位置する部分（１／２ｔ＋6mm）が、試験片の中央部になることをいう。また、前記圧延直角方向及び圧延直角方向±45°のシャルピー破面遷移温度については、図３に示すように、長手方向が圧延直角方向と平衡になる試験片１ａ、及び、長手方向が圧延直角方向±45°の方向と平衡になる試験片１ｂを切り出した後、それぞれの試験片１ａ、１ｂについてシャルピー衝撃試験を行うことで算出することができる。
板厚１／２＋6mm部における圧延方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度を圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度よりも10℃以上、より好ましくは30℃以上高くするのは、前記鋼板内で脆性亀裂が分岐する方向（圧延方向±45°の方向）の靱性値が、脆性亀裂の進展する方向（圧延直角方向）の靱性値に比べて低くなるようにするためである。また、板厚１／２＋6mm部における圧延方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度と、圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度との差を10℃以上としたのは、10℃未満の場合、それぞれの方向の靱性値の差が十分ではないため、発生した脆性亀裂が２方向に分岐しないおそれがあるからである。前記シャルピー破面遷移温度の測定位置、つまりシャルピー試験片の採取位置を、前記厚鋼板の板厚１／２＋6mm部としたのは、中心偏析による靱性値のバラツキによる影響を避けるためである。
具体的には、前記板厚１／２＋6mm部において、前記圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度を−50℃以下とし、前記圧延方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度を−40℃以上とすることができる。これによって、鋼板内で発生した脆性亀裂が２方向（圧延方向に対して、45°±10°、−45°±10°）に分岐するという特性を有することが可能となる。
また、前記ベイナイト分率を80％以上としたのは、前記圧延方向±45°の方向の靱性値を低くするためには、前記圧延方向に対して45°の方向の面に劈開面である｛１００｝面を集積させることが必要となるが、前記ベイナイト分率が80％未満の場合、フェライト−バーライト組織が多くなるため、回復などの影響によって、目的となる靱性の異方性を得ることができないおそれがあるからである。
また、本発明による厚鋼板の鋼組成は、良好な強度、溶接性又は靱性等の特性を確保できる点から、質量％で、C：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.2％、Al：0.005〜0.08％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.0075％以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、式（１）で表される炭素当量（Ceq）が0.34％以上、0.49％未満である。
Ceq＝C＋Mn／6＋(Cu＋Ni)／15＋(V＋Mo＋Cr)／5・・・（１）
（ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量（質量％）である。）
Ceq＝C＋Mn／6＋(Cu＋Ni)／15＋(V＋Mo＋Cr)／5・・・（１）
（ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量（質量％）である。）
・C：0.03〜0.20％
Ｃは鋼の強度を向上する元素であり、本発明では、所望の強度を確保するためには0.03％以上の含有を必要とするが、0.20％を超えると、溶接性が劣化するばかりか靭性にも悪影響がある。このため、Ｃは、0.03〜0.20％の範囲に規定した。なお、好ましくは0.05〜0.15％である。
Ｃは鋼の強度を向上する元素であり、本発明では、所望の強度を確保するためには0.03％以上の含有を必要とするが、0.20％を超えると、溶接性が劣化するばかりか靭性にも悪影響がある。このため、Ｃは、0.03〜0.20％の範囲に規定した。なお、好ましくは0.05〜0.15％である。
・Si：0.03〜0.5％
Siは脱酸元素として、また、鋼の強化元素として有効であるが、0.03％未満の含有量ではその効果がない。一方、0.5％を越えると鋼の表面性状を損なうばかりか靭性が極端に劣化する。従ってその添加量を0.03％以上、0.5％以下とする。
Siは脱酸元素として、また、鋼の強化元素として有効であるが、0.03％未満の含有量ではその効果がない。一方、0.5％を越えると鋼の表面性状を損なうばかりか靭性が極端に劣化する。従ってその添加量を0.03％以上、0.5％以下とする。
・Mn：0.5〜2.2％
Mnは、強化元素として添加する。0.5％より少ないとその効果が十分でなく、2.0％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、0.5％以上、2.0％以下とする。
Mnは、強化元素として添加する。0.5％より少ないとその効果が十分でなく、2.0％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、0.5％以上、2.0％以下とする。
・Al：0.005〜0.08％
Alは、脱酸剤として作用し、このためには0.005％以上の含有を必要とするが、0.08％を超えて含有すると、靭性を低下させるとともに、溶接した場合に、溶接金属部の靭性を低下させる。このため、Alは、0.005〜0.08％の範囲に規定した。なお、好ましくは、0.02〜0.04％である。
Alは、脱酸剤として作用し、このためには0.005％以上の含有を必要とするが、0.08％を超えて含有すると、靭性を低下させるとともに、溶接した場合に、溶接金属部の靭性を低下させる。このため、Alは、0.005〜0.08％の範囲に規定した。なお、好ましくは、0.02〜0.04％である。
・P：0.03％以下、S：0.01％以下
P、Sは、鋼中の不可避不純物であるが、Pは0.03％を超え、Sは0.01％を超えると靭性が劣化するため、それぞれ、0.03％以下、0.01％以下が望ましく、それぞれ、0.02％以下、0.005％以下がさらに望ましい。
P、Sは、鋼中の不可避不純物であるが、Pは0.03％を超え、Sは0.01％を超えると靭性が劣化するため、それぞれ、0.03％以下、0.01％以下が望ましく、それぞれ、0.02％以下、0.005％以下がさらに望ましい。
・N：0.0075％
Nは、鋼中のAlと結合し、圧延加工時の結晶粒径を調整し、鋼を強化するが、0.0050％を超えると靭性が劣化するため、0.0050％以下とする。
Nは、鋼中のAlと結合し、圧延加工時の結晶粒径を調整し、鋼を強化するが、0.0050％を超えると靭性が劣化するため、0.0050％以下とする。
・炭素当量（Ceq）：0.34％以上、0.49％未満
上記式（１）で示される炭素当量（Ceq）については、構造用鋼としての溶接性を確保するため、0.34％以上、0.49％未満であることが好ましい。
上記式（１）で示される炭素当量（Ceq）については、構造用鋼としての溶接性を確保するため、0.34％以上、0.49％未満であることが好ましい。
また、前記厚鋼板の鋼組成は、上記特性をより向上させる点から、質量％で、Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％、Cu：0.01〜0.5％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜0.5％、Mo：0.01〜0.5％、V：0.001〜0.1％、B：0.003％以下、Ca：0.005％以下及びREM：0.01％以下のうちの１種以上をさらに含有する。
・Ti：0.005〜0.03％
Tiは微量の添加により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化して母材靭性を向上させる効果を有する。その効果は0.005％以上の添加によって得られるが、0.03%を超える含有は、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるので、Tiは、0.005〜0.03％の範囲にするのが好ましい。
Tiは微量の添加により、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化して母材靭性を向上させる効果を有する。その効果は0.005％以上の添加によって得られるが、0.03%を超える含有は、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるので、Tiは、0.005〜0.03％の範囲にするのが好ましい。
・Nb：0.005〜0.05％
Nbは、NbCとしてフェライト変態時あるいは再加熱時に析出し、高強度化に寄与する。また、オーステナイト域の圧延において未再結晶域を拡大させる効果をもち、フェライトの細粒化に寄与するので、靭性の改善にも有効である。その効果を得るためには0.005％以上の添加が必要であるが0.05％を超えて添加すると、粗大なNbCが析出し逆に、靭性の低下を招くのでその上限は0.05％とするのが好ましい。
Nbは、NbCとしてフェライト変態時あるいは再加熱時に析出し、高強度化に寄与する。また、オーステナイト域の圧延において未再結晶域を拡大させる効果をもち、フェライトの細粒化に寄与するので、靭性の改善にも有効である。その効果を得るためには0.005％以上の添加が必要であるが0.05％を超えて添加すると、粗大なNbCが析出し逆に、靭性の低下を招くのでその上限は0.05％とするのが好ましい。
・Cu：0.01〜0.5％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜0.5％、Mo：0.01〜0.5％
Cu、Ni、Cr及びMoはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。圧延後の強度アップに直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために添加するが、過度の添加は靭性や溶接性を劣化させるため、それぞれ上限を0.5％、1.0％、0.5％、0.5％とする。逆に添加量が0.01％未満であるとその効果が現れないため、0.01％以上の添加とする。
Cu、Ni、Cr及びMoはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。圧延後の強度アップに直接寄与するとともに、靭性、高温強度、あるいは耐候性などの機能向上のために添加するが、過度の添加は靭性や溶接性を劣化させるため、それぞれ上限を0.5％、1.0％、0.5％、0.5％とする。逆に添加量が0.01％未満であるとその効果が現れないため、0.01％以上の添加とする。
・V：0.001〜0.1％
Vは、V(CN)として析出強化により、鋼の強度を向上する元素であり、0.001％以上含有してもよいが、0.10％を超えて含有すると、靭性を低下させる。このため、Vは、0.001〜0.10％の範囲の添加とする。
Vは、V(CN)として析出強化により、鋼の強度を向上する元素であり、0.001％以上含有してもよいが、0.10％を超えて含有すると、靭性を低下させる。このため、Vは、0.001〜0.10％の範囲の添加とする。
・B：0.003％以下
Bは微量で鋼の焼き入れ性を高める元素として添加してもよい。しかし、0.003％を超えて含有すると溶接部の靭性を低下させるので、Bは0.003％以下の添加とする。
Bは微量で鋼の焼き入れ性を高める元素として添加してもよい。しかし、0.003％を超えて含有すると溶接部の靭性を低下させるので、Bは0.003％以下の添加とする。
・Ca：0.005％以下、REM：0.01％以下
Ca、REMは溶接熱影響部の組織を微細化し靭性を向上させ、添加しても本発明の効果が損なわれることはないので必要に応じて添加してもよい。しかし、過度に添加すると、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させるので、添加量の上限をそれぞれ0.005％、0.01％とすることが好ましい。
Ca、REMは溶接熱影響部の組織を微細化し靭性を向上させ、添加しても本発明の効果が損なわれることはないので必要に応じて添加してもよい。しかし、過度に添加すると、粗大な介在物を形成し母材の靭性を劣化させるので、添加量の上限をそれぞれ0.005％、0.01％とすることが好ましい。
（製造条件）
本発明による厚鋼板の製造方法は、鋼素材を、900〜1200℃の温度に加熱した後、板厚中央部の温度が（Ａｒ3点＋100）℃以上で累積圧下率が30％以上、板厚中央部の温度が（Ａｒ3点＋10）〜（Ａｒ3点＋60）℃で累積圧下率が50％以上、平均パス圧下率が5％以上、の条件下で圧延を行い、その後、板厚中央部の温度がＡｒ3点以上の温度から2℃／s以上の冷却速度で400℃以下になるまで冷却を行うことを特徴とする。ここで、平均パス圧下率とは、１パスを通しての圧下率の平均値のことをいう。
本発明による厚鋼板の製造方法は、鋼素材を、900〜1200℃の温度に加熱した後、板厚中央部の温度が（Ａｒ3点＋100）℃以上で累積圧下率が30％以上、板厚中央部の温度が（Ａｒ3点＋10）〜（Ａｒ3点＋60）℃で累積圧下率が50％以上、平均パス圧下率が5％以上、の条件下で圧延を行い、その後、板厚中央部の温度がＡｒ3点以上の温度から2℃／s以上の冷却速度で400℃以下になるまで冷却を行うことを特徴とする。ここで、平均パス圧下率とは、１パスを通しての圧下率の平均値のことをいう。
上記構成を採用することで、板厚が50mm以上と厚く、所望の脆性亀裂伝播停止特性を有する厚鋼板を製造できる。
最近のコンテナ船やバルクキャリアーなど船体外板に用いられるようになった板厚50mm以上の厚肉材で、構造安全性を確保する上で目標とされるＫｃａ（―10℃）≧8000N／mm3／2の脆性亀裂伝播停止性能を得る場合は、まず、上記した組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とする。鋼素材の組成については、良好な強度、溶接性又は靱性等の特性を確保する点から、上述した組成であることが好ましい。
本発明の製造方法では、次いで、前記鋼素材を、900〜1200℃の温度に加熱してから熱間圧延を行う。加熱温度が900℃未満では、オーステナイト再結晶温度域における圧延を行う時間が十分に確保できず、また、1200℃超えではオーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くばかりか、酸化ロスが顕著となり、歩留が低下するので、加熱温度は900〜1200℃とする。靭性の観点から好ましい加熱温度の範囲は1000〜1150℃であり、より好ましくは1000〜1050℃である。
本発明の熱間圧延では、まず、板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋100）℃以上で、且つ累積圧下率が30％以上の圧延を行う。累積圧下率が30％未満であると、オーステナイトの細粒化が不十分で靭性が向上しない。
前記Ａｒ３変態点（℃）を求める式は特に規定しないが、例えばＡｒ３＝910−310C−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo、とすることができる。なお、前記Ａｒ３変態点の算出式において各元素は鋼中含有量（mass％）とする。
次に、板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋60）℃以下、（Ａｒ３点＋10）℃以上の温度域で、且つ累積圧下率50％以上の圧延を行う。（Ａｒ３点＋60）℃以下、（Ａｒ３＋10）℃以上の温度域は未再結晶オーステナイト域であり、この温度域での累積圧下率が50％以上でなければ集合組織の発達が小さくなるため、目的とする圧延直角方向±45°の方向のシャルピー靱性値を得ることができないからである。
板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋60）℃以下、（Ａｒ３点＋10）℃以上の温度域の熱間圧延における平均パス圧下率を5％以上としているが、これは、前記厚鋼板の板厚中央部における靱性の異方性をさらに大きくするためである。前記平均パス圧下率が5％未満の場合、目的とする圧延直角方向±45°の方向のシャルピー靱性値を得ることができない。ここで、平均パス圧下率とは、板厚中央部の温度が（Ａｒ３点＋60）℃以下、（Ａｒ３点＋10）℃以上の温度域の圧延における各パスの圧下率の平均値である。
なお、本発明の熱間圧延では規定した温度域外での圧延を制限するものではない。規定された温度域において規定の累積圧下がおこなわれていれば、所望の組織が得られる。ここで、未再結晶オーステナイト域での圧延で形成された集合組織を保持するため、板厚中央部の温度がＡｒ３点以上の温度域にて圧延を終了することが好ましい。
圧延が終了した鋼板は2℃／s以上の冷却速度にて400℃以下まで冷却する。所望のミクロ組織を得るためである。冷却速度が2℃／s未満では所望の集合組織が得られないばかりか、得られた厚鋼板の強度も低下するため200℃／s以上とする。冷却停止温度は400℃より高いと冷却停止後にも再結晶が進行して所望の集合組織が得られないため、冷却停止温度は400℃以下とする。
なお、400℃以下まで冷却した厚鋼板に対して、焼戻処理を行なうことができる。焼戻処理を行う場合には、焼戻温度をＡｃ1点以下とする必要がある。これはＡｃ1点を超えた温度で焼戻処理を行うと、鋼組織の一部がオーステナイトに逆変態するため、最終的に得られる組織が変化してしまうからである。
前記Ａｃ1変態点（℃）を求める式は特に規定しないが、例えばＡｃ1点＝751−26.6C＋17.6Si−11.6Mn−169Al−23Cu−23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo＋233Nb−39.7V−5.7Ti−895B、とすることができる。なお、前記Ａｃ1変態点の算出式において各元素は鋼中含有量（mass％）とし、含有しない場合は0とする。
なお、400℃以下まで冷却した厚鋼板に対して、焼戻処理を行なうことができる。焼戻処理を行う場合には、焼戻温度をＡｃ1点以下とする必要がある。これはＡｃ1点を超えた温度で焼戻処理を行うと、鋼組織の一部がオーステナイトに逆変態するため、最終的に得られる組織が変化してしまうからである。
前記Ａｃ1変態点（℃）を求める式は特に規定しないが、例えばＡｃ1点＝751−26.6C＋17.6Si−11.6Mn−169Al−23Cu−23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo＋233Nb−39.7V−5.7Ti−895B、とすることができる。なお、前記Ａｃ1変態点の算出式において各元素は鋼中含有量（mass％）とし、含有しない場合は0とする。
上述したところは、この発明の実施形態の一例を示したにすぎず、特許請求の範囲の記載内容に応じて種々の変更を加えることができる。
本発明の実施例について説明する。
（サンプル１〜２６）
表１に示す各組成の溶鋼（鋼記号Ａ〜Ｔ）を、転炉で溶製した後、連続鋳造法で鋼素材（スラブ２８０ｍｍ厚）とし、板厚50〜75ｍｍに熱間圧延を行った後、冷却することで、サンプル１〜２６の供試鋼板を得た。表２に熱間圧延条件と冷却条件を示す。
なお、Ａｒ３変態点（℃）は、次式により計算した。
Ａｒ３（℃）＝910−310Ｃ−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo
（ただし、各元素は鋼中含有量（mass％）とする。）
（サンプル１〜２６）
表１に示す各組成の溶鋼（鋼記号Ａ〜Ｔ）を、転炉で溶製した後、連続鋳造法で鋼素材（スラブ２８０ｍｍ厚）とし、板厚50〜75ｍｍに熱間圧延を行った後、冷却することで、サンプル１〜２６の供試鋼板を得た。表２に熱間圧延条件と冷却条件を示す。
なお、Ａｒ３変態点（℃）は、次式により計算した。
Ａｒ３（℃）＝910−310Ｃ−80Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo
（ただし、各元素は鋼中含有量（mass％）とする。）
（評価）
以上のようにして得られた厚鋼板のサンプル１〜２６について、板厚1／4部が試験片の中央部となるようにＪＩＳ １４Ａ号試験片を切り出して採取し、以下の条件で、（１）降伏強度（ＹＳ）及び（２）引張強さ（ＴＳ）を測定した。表３に測定結果を示す。
（１）降伏強度（ＹＳ）の測定
ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した手法によって、降伏強度の測定を行った。
（２）引張強さ（ＴＳ）の測定
ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した手法によって、引張強さの測定を行った。
以上のようにして得られた厚鋼板のサンプル１〜２６について、板厚1／4部が試験片の中央部となるようにＪＩＳ １４Ａ号試験片を切り出して採取し、以下の条件で、（１）降伏強度（ＹＳ）及び（２）引張強さ（ＴＳ）を測定した。表３に測定結果を示す。
（１）降伏強度（ＹＳ）の測定
ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した手法によって、降伏強度の測定を行った。
（２）引張強さ（ＴＳ）の測定
ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した手法によって、引張強さの測定を行った。
（３）シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の測定
また、得られた厚鋼板のサンプル１〜２６について、板厚1／2＋6mm部からＪＩＳ４号衝撃試験片を、試験片の長手方向が圧延方向Ｌと平行となる方向、及び、試験片の長手方向が圧延直角方向Ｖ＋45°となる方向で、それぞれ採取した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の条件でシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。表３に測定結果を示す。
また、得られた厚鋼板のサンプル１〜２６について、板厚1／2＋6mm部からＪＩＳ４号衝撃試験片を、試験片の長手方向が圧延方向Ｌと平行となる方向、及び、試験片の長手方向が圧延直角方向Ｖ＋45°となる方向で、それぞれ採取した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の条件でシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。表３に測定結果を示す。
（４）ベイナイト分率の測定
また、得られた厚鋼板のサンプル１〜２６について、板厚中央部の断面について光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析によってベイナイト分率の測定を行った。測定結果を表３に示す。
また、得られた厚鋼板のサンプル１〜２６について、板厚中央部の断面について光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析によってベイナイト分率の測定を行った。測定結果を表３に示す。
（５）脆性亀裂の伝播停止特性の評価
得られた厚鋼板のサンプル１〜２６について、脆性亀裂の伝播停止特性を評価するため、大型混成ＥＳＳＯ試験を行った。ＥＳＳＯ試験に用いた試験体１０の形状を図４に示す。図４(ａ)は正面図、図４(ｂ)は側面図である。
試験は応力235MPa、温度−10℃の条件にて実施した。大入り熱溶接部５０のボンドに設けた窓枠型の機械ノッチ６０に打撃を与えて脆性亀裂を発生させ、溶接金属２０を貫通した脆性亀裂が、評価対象となるサンプル１〜２６の厚鋼板３０で停止するか否かを調査した。
脆性亀裂の伝播停止特性の評価については、前記厚鋼板３０に進入した脆性亀裂の分裂の有無、及び、脆性亀裂が前記厚鋼板３０を貫通したか否かを観察することで行った。観察結果を表３に示す。
得られた厚鋼板のサンプル１〜２６について、脆性亀裂の伝播停止特性を評価するため、大型混成ＥＳＳＯ試験を行った。ＥＳＳＯ試験に用いた試験体１０の形状を図４に示す。図４(ａ)は正面図、図４(ｂ)は側面図である。
試験は応力235MPa、温度−10℃の条件にて実施した。大入り熱溶接部５０のボンドに設けた窓枠型の機械ノッチ６０に打撃を与えて脆性亀裂を発生させ、溶接金属２０を貫通した脆性亀裂が、評価対象となるサンプル１〜２６の厚鋼板３０で停止するか否かを調査した。
脆性亀裂の伝播停止特性の評価については、前記厚鋼板３０に進入した脆性亀裂の分裂の有無、及び、脆性亀裂が前記厚鋼板３０を貫通したか否かを観察することで行った。観察結果を表３に示す。
表３の結果から、本発明の範囲である実施例のサンプル（１〜１３）は、脆性亀裂が途中で圧延直角方向に対して約±45°の角度で２方向に分岐していることがわかった。また、各実施例のサンプルは、比較例のサンプル（１４〜２６）に比べて、降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）及び脆性亀裂の伝播停止特性のいずれの項目についても、バランスよく良好な結果であることがわかった。
本発明によれば、板厚が50mm以上と厚い場合であっても、鋼板の圧延直角方向に発生した脆性亀裂の伝播停止特性に優れる厚鋼板及びその製造方法を提供することが可能である。その結果、例えば、造船分野では大型のコンテナ船、バルクキャリアーの強力甲板部構造においてハッチサイドコーミングや甲板部材へ適用することにより船舶の安全性向上に寄与するなど、産業上極めて有用である。
１ 厚鋼板
２ 脆性亀裂
２１、２２ 分岐した脆性亀裂
３ 溶接部
１０ 試験体
２０ 溶接金属
３０ 母材
５０ 大入り熱溶接部
６０ 機械ノッチ
２ 脆性亀裂
２１、２２ 分岐した脆性亀裂
３ 溶接部
１０ 試験体
２０ 溶接金属
３０ 母材
５０ 大入り熱溶接部
６０ 機械ノッチ
Claims (5)
- 質量％で、C：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.2％、Al：0.005〜0.08％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.0075％以下を含有し、さらに、質量％で、Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％、Cu：0.01〜0.5％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜0.5％、Mo：0.01〜0.5％、V：0.001〜0.1％、B：0.003％以下、Ca：0.005％以下及びREM：0.01％以下のうちの１種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、式（１）で表される炭素当量（Ceq）が0.34％以上、0.49％未満である鋼組成を具え、
C eq ＝C＋Mn／6＋(Cu＋Ni)／15＋(V＋Mo＋Cr)／5・・・（１）
（ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量（質量％）である。）
鋼板の圧延方向に応力が負荷された状態で、該鋼板の圧延直角方向へ向かって突入した脆性亀裂が、鋼板内で２方向に分岐して停止し、板厚が50mm以上であり、
板厚１／２部でのベイナイト分率が91％以上であり、板厚１／２＋6mm部における圧延直角方向±45°の方向のシャルピー破面遷移温度が圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度よりも10℃以上高いことを特徴とする厚鋼板。 - 前記脆性亀裂の分岐方向は、圧延直角方向に対して、それぞれ45°±10°、−45°±10°の範囲であることを特徴とする請求項１に記載の厚鋼板。
- 板厚１／２＋6mm部において、前記圧延直角方向のシャルピー破面遷移温度が−50℃以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の厚鋼板。
- 組成が、質量％で、C：0.03〜0.20％、Si：0.03〜0.5％、Mn：0.5〜2.2％、Al：0.005〜0.08％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、N：0.0075％以下を含有し、さらに、質量％で、Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％、Cu：0.01〜0.5％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜0.5％、Mo：0.01〜0.5％、V：0.001〜0.1％、B：0.003％以下、Ca：0.005％以下及びREM：0.01％以下のうちの１種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、式（１）で表される炭素当量（Ceq）が0.34％以上、0.49％未満である鋼素材を、900〜1200℃の温度に加熱した後、板厚中央部の温度が（Ａｒ3点＋100）℃以上で累積圧下率が30％以上、板厚中央部の温度が（Ａｒ3点＋10）〜（Ａｒ3点＋60）℃で累積圧下率が50％以上、平均パス圧下率が5％以上、の条件下で圧延を行い、その後、板厚中央部の温度がＡｒ3点以上の温度から400℃以下になるまで2℃／s以上の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の厚鋼板の製造方法。
C eq ＝C＋Mn／6＋(Cu＋Ni)／15＋(V＋Mo＋Cr)／5・・・（１）
（ただし、C、Mn、Cu、Ni、V、Mo、Crは、それぞれの含有量（質量％）である。） - 400℃以下になるまで冷却を行った後、Ａｃ１点以下の温度で焼戻処理を行うことを特徴とする請求項４に記載の厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011286847A JP5838801B2 (ja) | 2011-12-27 | 2011-12-27 | 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011286847A JP5838801B2 (ja) | 2011-12-27 | 2011-12-27 | 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013133543A JP2013133543A (ja) | 2013-07-08 |
| JP5838801B2 true JP5838801B2 (ja) | 2016-01-06 |
Family
ID=48910438
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011286847A Active JP5838801B2 (ja) | 2011-12-27 | 2011-12-27 | 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5838801B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104334762B (zh) * | 2012-05-21 | 2017-09-05 | 杰富意钢铁株式会社 | 脆性裂纹传播停止特性优良的结构用高强度厚钢板及其制造方法 |
| JP6308148B2 (ja) * | 2015-03-11 | 2018-04-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた建築構造物用低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5884603A (ja) * | 1981-11-13 | 1983-05-20 | Kawasaki Steel Corp | 厚板圧延設備 |
| JP2000176507A (ja) * | 1998-12-14 | 2000-06-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 圧延方法及び圧延装置 |
| JP4946092B2 (ja) * | 2006-02-28 | 2012-06-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力鋼およびその製造方法 |
| JP5064149B2 (ja) * | 2006-12-14 | 2012-10-31 | 新日本製鐵株式会社 | 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 |
| JP5064150B2 (ja) * | 2006-12-14 | 2012-10-31 | 新日本製鐵株式会社 | 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板 |
| JP4309946B2 (ja) * | 2007-03-05 | 2009-08-05 | 新日本製鐵株式会社 | 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法 |
-
2011
- 2011-12-27 JP JP2011286847A patent/JP5838801B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2013133543A (ja) | 2013-07-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5304925B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5733425B2 (ja) | 脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5434145B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6536514B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5598617B1 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5598618B1 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5151090B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5304924B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5181496B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5035199B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5812193B2 (ja) | 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5949113B2 (ja) | 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| KR101964247B1 (ko) | 고강도 극후 강판 및 그의 제조 방법 | |
| JP5838801B2 (ja) | 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 | |
| JP6477743B2 (ja) | 脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6338022B2 (ja) | 脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5949114B2 (ja) | 脆性き裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20140825 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150602 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150727 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20151013 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20151026 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5838801 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |