JP7323091B1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7323091B1 JP7323091B1 JP2023526871A JP2023526871A JP7323091B1 JP 7323091 B1 JP7323091 B1 JP 7323091B1 JP 2023526871 A JP2023526871 A JP 2023526871A JP 2023526871 A JP2023526871 A JP 2023526871A JP 7323091 B1 JP7323091 B1 JP 7323091B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- steel
- rolling
- ferrite
- 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
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 122
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 122
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 19
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 51
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 43
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 19
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 36
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 25
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 22
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 22
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 17
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 12
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 11
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 11
- QGZKDVFQNNGYKY-UHFFFAOYSA-N Ammonia Chemical compound N QGZKDVFQNNGYKY-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 42
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 abstract description 22
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 abstract description 22
- 229910021529 ammonia Inorganic materials 0.000 abstract description 20
- 238000005336 cracking Methods 0.000 abstract description 20
- 230000007423 decrease Effects 0.000 abstract description 11
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 32
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 16
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 14
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 14
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 11
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 9
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 7
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 5
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 5
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 5
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 4
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 3
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 3
- 239000003915 liquefied petroleum gas Substances 0.000 description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 3
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 2
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 101100008044 Caenorhabditis elegans cut-1 gene Proteins 0.000 description 1
- 229910052765 Lutetium Inorganic materials 0.000 description 1
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001315 Tool steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 239000000969 carrier Substances 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000008119 colloidal silica Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N lanthanum atom Chemical compound [La] FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OHSVLFRHMCKCQY-UHFFFAOYSA-N lutetium atom Chemical compound [Lu] OHSVLFRHMCKCQY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- XULSCZPZVQIMFM-IPZQJPLYSA-N odevixibat Chemical compound C12=CC(SC)=C(OCC(=O)N[C@@H](C(=O)N[C@@H](CC)C(O)=O)C=3C=CC(O)=CC=3)C=C2S(=O)(=O)NC(CCCC)(CCCC)CN1C1=CC=CC=C1 XULSCZPZVQIMFM-IPZQJPLYSA-N 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 238000000988 reflection electron microscopy Methods 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- SIXSYDAISGFNSX-UHFFFAOYSA-N scandium atom Chemical group [Sc] SIXSYDAISGFNSX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003245 working effect Effects 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
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
- 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
- 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
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- 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
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- 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
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- 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
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- 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
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
- C22C38/52—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
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- 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
- C21D2211/005—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
- C21D2211/009—Pearlite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
本発明は、アンモニア応力腐食割れ性、低温靭性および強度特性に優れ、さらに平坦度の低下を抑制した鋼板およびその製造方法を提供するものである。本発明の鋼板は、所定の成分組成を有し、また、その成分組成は、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上０．３９０以下とするものであり、板厚１／４の位置におけるミクロ組織を、フェライトとパーライトの合計の体積分率が９０％以上で、かつ、フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下のものとし、降伏強度を４４０ＭＰａ以下、引張強度を４９０ＭＰａ以上とし、鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間の最大値を１４ｍｍ以下とし、板厚を１３ｍｍ未満としたものである。
Description
本発明は、靱性および耐食性に優れた鋼板、特に液化石油ガス（以下、ＬＰＧと示す）および液体アンモニアを混載する多目的タンクに供する、低温靱性およびアンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年のエネルギー需要の増加に伴い、エネルギー輸送船による液化ガスの輸送が盛んに行われている。エネルギー輸送船の効率的な運用のため、タンクにはＬＰＧだけでなく液体アンモニアが共に運搬される場合がある。
これらの液化ガスは低温で輸送されるため、これらの液化ガスの貯蔵用タンクに使用される鋼板には、高い低温靱性が要求されている。
また、近年タンクの大型化が進んでおり、鋼板には４９０ＭＰａ以上の高い引張強度（ＴＳ）が要求されている。さらに、液化アンモニアは応力腐食割れを引き起こすことが知られており、アンモニアによる応力腐食割れを回避するために、４４０ＭＰａ以下の降伏強度（ＹＳ）が同時に要求される。
特許文献１および２には、前述のような液化ガス貯蔵用タンクに必要な低温靱性を有し、強度範囲を満たすための技術が記載されており、熱間圧延後冷却した厚鋼板を数回熱処理する、あるいは熱間圧延後水冷した厚鋼板を数回熱処理という方法にて、高い低温靱性および所定の強度特性を実現している。
特許文献１および２に記載の技術では、熱間圧延後冷却が必要であり、特に板厚１３ｍｍ未満といった板厚の薄い鋼板の鋼板においては、冷却による鋼板のひずみが生じ、鋼板の平坦度が低下するという問題があった。
このように、熱間圧延後の冷却を行っても、鋼板の平坦度の低下を抑制できる技術の確立が希求されていた。
このように、熱間圧延後の冷却を行っても、鋼板の平坦度の低下を抑制できる技術の確立が希求されていた。
本発明は、上記の問題を解決し、例えば、エネルギー輸送船において液化ガスの収容に使用される貯蔵用タンクに供する、アンモニア応力腐食割れ性、低温靭性および強度特性に優れ、さらに平坦度の低下を抑制した鋼板およ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、上記目的を達成するために、鋼板の低温靱性、強度特性に対する各種要因について、鋭意検討を重ねた。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素を所定の範囲に制御し、所定の熱間圧延方法で圧延することで、板厚１／４の位置におけるフェライトおよびパーライトの体積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織に制御すれば所望の低温靱性および強度特性が発揮され、さらに板厚１３ｍｍ未満の鋼板においても鋼板の平坦度の低下を抑制でき、矯正工程を省略すことが可能になることを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％以上１．８０％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下
を含み、
下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上０．３９０以下であって、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
板厚１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有し、
降伏強度が４４０ＭＰａ以下であり、
引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、
鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、前記鋼板表面と前記長尺との隙間の最大値の平均値が１４ｍｍ以下であり、
板厚が１３ｍｍ未満である、鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（１）式
ただし、（１）式中、各元素記号は各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％以上１．８０％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下
を含み、
下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上０．３９０以下であって、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
板厚１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有し、
降伏強度が４４０ＭＰａ以下であり、
引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、
鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、前記鋼板表面と前記長尺との隙間の最大値の平均値が１４ｍｍ以下であり、
板厚が１３ｍｍ未満である、鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（１）式
ただし、（１）式中、各元素記号は各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
２．前記成分組成はさらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０５０％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０５０％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。
３．前記１または２に記載の鋼板の製造方法であって、
鋼素材を、９５０℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し、
更に、圧延開始温度をＡｒ３点＋２００℃以上とし、
未再結晶領域における１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上とし、
圧延終了温度をＡｒ３点以上とした熱間圧延を施したのち、空冷する鋼板の製造方法。
鋼素材を、９５０℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し、
更に、圧延開始温度をＡｒ３点＋２００℃以上とし、
未再結晶領域における１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上とし、
圧延終了温度をＡｒ３点以上とした熱間圧延を施したのち、空冷する鋼板の製造方法。
本発明によれば、アンモニア応力腐食割れ性、低温靭性および強度特性に優れ、さらに平坦度の低下を抑制した鋼板およびその製造方法を提供することができる。
本発明の鋼板について具体的に説明する。
本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以上１．８０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下を含み、下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上０．３９０以下であって、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有し、降伏強度が４４０ＭＰａ以下であり、かつ引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間の最大値の平均値が１４ｍｍ以下であり、板厚が１３ｍｍ未満である鋼板である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（１）式
ただし、（１）式中、各元素記号は各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以上１．８０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下を含み、下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上０．３９０以下であって、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有し、降伏強度が４４０ＭＰａ以下であり、かつ引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間の最大値の平均値が１４ｍｍ以下であり、板厚が１３ｍｍ未満である鋼板である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（１）式
ただし、（１）式中、各元素記号は各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［成分組成］
本発明において、鋼板およびその製造に供する鋼素材は、上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼の成分組成を上記のとおりに限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
本発明において、鋼板およびその製造に供する鋼素材は、上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼の成分組成を上記のとおりに限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下
Ｃは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を達成するためには添加が必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０６％以上とする。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｃ含有量は０．０７％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、靭性や溶接性が低下する。また、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、所望のアンモニア応力腐食割れ性を得られなくなる。
そのため、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。さらに、靱性や溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｃ含有量を０．１０％以下とすることが好ましい。
Ｃは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を達成するためには添加が必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０６％以上とする。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｃ含有量は０．０７％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、靭性や溶接性が低下する。また、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、所望のアンモニア応力腐食割れ性を得られなくなる。
そのため、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。さらに、靱性や溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｃ含有量を０．１０％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、０．０１％以上含有することが好ましい。一方で、Ｓｉは靭性や溶接性の低下を招く元素である。そのため、Ｓｉは、できる限り含有量を低くすることが望ましいが、０．５０％以下であれば許容できる。よって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。なお、鋼の脱酸はＡｌやＴｉなどで十分可能な場合には、Ｓｉは０％であってよい。靭性や溶接性の観点からは、Ｓｉ含有量は０．４０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．０３％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、０．０１％以上含有することが好ましい。一方で、Ｓｉは靭性や溶接性の低下を招く元素である。そのため、Ｓｉは、できる限り含有量を低くすることが望ましいが、０．５０％以下であれば許容できる。よって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。なお、鋼の脱酸はＡｌやＴｉなどで十分可能な場合には、Ｓｉは０％であってよい。靭性や溶接性の観点からは、Ｓｉ含有量は０．４０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．０３％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
Ｍｎ：１．００％以上１．８０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を満足するためには添加が必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｍｎ含有量は１．１０％以上とすることが好ましく、１．２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、靭性や溶接性が低下することに加えて、合金コストが過度に高くなってしまう。また、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、所望のアンモニア応力腐食割れ性を得られなくなる。
そのため、Ｍｎ含有量は１．８０％以下とする。さらに、靭性および溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｍｎ含有量を１．７０％以下とすることが好ましく、１．６０％以下とすることがより好ましい。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、高強度を満足するためには添加が必要になる、重要な元素の１つである。前記効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。さらに、他の合金元素の含有量を少なくし、より低コストで製造するという観点からは、Ｍｎ含有量は１．１０％以上とすることが好ましく、１．２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、靭性や溶接性が低下することに加えて、合金コストが過度に高くなってしまう。また、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、所望のアンモニア応力腐食割れ性を得られなくなる。
そのため、Ｍｎ含有量は１．８０％以下とする。さらに、靭性および溶接性の低下を抑制する観点からは、Ｍｎ含有量を１．７０％以下とすることが好ましく、１．６０％以下とすることがより好ましい。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、不可避的不純物として含有される元素であり、粒界に偏析することによって靱性や溶接性を低下させるなど、悪影響を及ぼす。そのため、できる限りＰ含有量を低くすることが望ましいが、０．０１０％以下であれば許容できる。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不可避的不純物として含有される元素であり、粒界に偏析することによって靱性や溶接性を低下させるなど、悪影響を及ぼす。そのため、できる限りＰ含有量を低くすることが望ましいが、０．０１０％以下であれば許容できる。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不可避的不純物として含有される元素であり、ＭｎＳ等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、母材の靭性に悪影響を及ぼす元素である。そのため、できる限りＳ含有量を低くすることが望ましいが、０．０１０％以下であれば許容できる。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。すなわち、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＳ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓは、不可避的不純物として含有される元素であり、ＭｎＳ等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、母材の靭性に悪影響を及ぼす元素である。そのため、できる限りＳ含有量を低くすることが望ましいが、０．０１０％以下であれば許容できる。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。すなわち、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＳ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化する作用を有する元素である。これらの効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下し母材の靭性に悪影響を与える。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とすることがより好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化する作用を有する元素である。これらの効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下し母材の靭性に悪影響を与える。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とすることがより好ましい。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは不可避的不純物として含有される元素であるが、特に低減すべき元素であるため、その含有量を規定する。Ｎは、窒化物を形成し、脆性破壊の発生起点となり母材の靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｎ含有量を０．０１００％以下に制限する。Ｎ含有量は、０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。通常、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、Ｎを過剰に低減することは精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からは、Ｎ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
Ｎは不可避的不純物として含有される元素であるが、特に低減すべき元素であるため、その含有量を規定する。Ｎは、窒化物を形成し、脆性破壊の発生起点となり母材の靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｎ含有量を０．０１００％以下に制限する。Ｎ含有量は、０．００８０％以下とすることが好ましく、０．００６０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。通常、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、Ｎを過剰に低減することは精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からは、Ｎ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、不可避的不純物として含有される元素であり、酸化物を形成し、破壊の発生起点となるなど、母材の靭性に悪影響を及ぼす元素であることから、０．０１００％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。すなわち、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＯ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
Ｏは、不可避的不純物として含有される元素であり、酸化物を形成し、破壊の発生起点となるなど、母材の靭性に悪影響を及ぼす元素であることから、０．０１００％以下に制限する。Ｏ含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｏ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよいが、通常、Ｏは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。すなわち、過剰の低減は精錬コストの高騰を招くため、コストの観点からはＯ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００２０％以上とすることがより好ましい。
Ｃｅｑ：０．３４０以上０．３９０以下
鋼板における所定の強度特性を満たすために、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５の（１）式で定義される炭素当量を０．３４０以上０．３９０以下とすることが肝要である。
炭素当量が０．３４０未満では、タンクの大型化に必要な４９０ＭＰａ以上の高い引張強度（ＴＳ）を達成することができない。よって、Ｃｅｑは、０．３４０以上とする。より高い引張強度（ＴＳ）を達成するためには、Ｃｅｑを０．３４以上とすることが好ましく、０．３５０以上とすることがより好ましく、０．３６０以上とすることがさらに好ましい。
一方、Ｃｅｑが０．３９０超では、アンモニアによる応力腐食割れを回避するために必要な、降伏強度（ＹＳ）４４０ＭＰａ以下を満足することができない。よって、Ｃｅｑは、０．３９０以下とする。好ましくは、Ｃｅｑは、０．３８以下である。
鋼板における所定の強度特性を満たすために、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５の（１）式で定義される炭素当量を０．３４０以上０．３９０以下とすることが肝要である。
炭素当量が０．３４０未満では、タンクの大型化に必要な４９０ＭＰａ以上の高い引張強度（ＴＳ）を達成することができない。よって、Ｃｅｑは、０．３４０以上とする。より高い引張強度（ＴＳ）を達成するためには、Ｃｅｑを０．３４以上とすることが好ましく、０．３５０以上とすることがより好ましく、０．３６０以上とすることがさらに好ましい。
一方、Ｃｅｑが０．３９０超では、アンモニアによる応力腐食割れを回避するために必要な、降伏強度（ＹＳ）４４０ＭＰａ以下を満足することができない。よって、Ｃｅｑは、０．３９０以下とする。好ましくは、Ｃｅｑは、０．３８以下である。
以上の成分を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の成分組成が本発明における基本の成分組成である。この成分組成は、さらに強度特性あるいは靭性の向上を目的として任意に、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０５０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下からなる群より選択される１種以上をさらに含有することができる。
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を増加させて鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｃｕを添加する場合、前記効果を得るためにＣｕ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、靭性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を増加させて鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｃｕを添加する場合、前記効果を得るためにＣｕ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、靭性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｎｉを添加する場合、前記効果を得るためにＮｉ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２０％以上である。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を１．００％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。
Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。Ｎｉを添加する場合、前記効果を得るためにＮｉ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２０％以上である。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を１．００％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。
Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｃｒは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．３０％以下である。
Ｃｒは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＣｒ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．３０％以下である。
Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｍｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＭｏ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．３０％以下である。
Ｍｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＭｏ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．３０％以下である。
Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｖは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＶ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．３０％以下である。
Ｖは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＶ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．３０％以下である。
Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｗは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＷ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｗ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．３０％以下である。
Ｗは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＷ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｗ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．３０％以下である。
Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｃｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＣｏ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．３０％以下である。
Ｃｏは、Ｃｕと同様に鋼板の強度を向上させる作用を有する元素であり、任意に添加することができる。前記効果を得るためにＣｏ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ含有量を０．５０％以下とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．３０％以下である。
Ｎｂ：０．００５％以上０．０５０％以下
Ｎｂは、炭窒化物として析出することで旧オーステナイト粒径を小さくし、靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎｂを添加する場合、前記効果を得るためにＮｂ含有量を０．００５％以上とする。さらに、Ｎｂ含有量は０．００７％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えるとＮｂＣが多量に析出し、靭性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましく、０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｎｂは、炭窒化物として析出することで旧オーステナイト粒径を小さくし、靭性を向上させる効果を有する元素である。Ｎｂを添加する場合、前記効果を得るためにＮｂ含有量を０．００５％以上とする。さらに、Ｎｂ含有量は０．００７％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えるとＮｂＣが多量に析出し、靭性が低下する。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量を０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましく、０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｔｉ：０．００５％以上０．０５０％以下
Ｔｉは、窒化物の形成傾向が強く、Ｎを固定して固溶Ｎを低減する作用を有する元素である。そのため、Ｔｉの添加により、母材および溶接部の靭性を向上させることができる。この効果を得るために、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、０．０１２％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、かえって靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましい。
Ｔｉは、窒化物の形成傾向が強く、Ｎを固定して固溶Ｎを低減する作用を有する元素である。そのため、Ｔｉの添加により、母材および溶接部の靭性を向上させることができる。この効果を得るために、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、０．０１２％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、かえって靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることがより好ましい。
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下
Ｂは、微量の添加でも焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素である。したがって、鋼板の強度を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。Ｂ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
Ｂは、微量の添加でも焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素である。したがって、鋼板の強度を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。Ｂ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００３０％以下とすることがより好ましい。
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下
Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｃａを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２０％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状が劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２０％以上０．０１００％以下である。また、Ｃａ含有量は好ましくは、０．００５０％以下である。
Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｃａを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２０％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼の清浄度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状が劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２０％以上０．０１００％以下である。また、Ｃａ含有量は好ましくは、０．００５０％以下である。
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｍｇを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０１００％以下とする。
Ｍｇは、Ｃａと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｍｇを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０１００％以下とする。
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、ＣａやＭｇと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、ＲＥＭを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２００％以下とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００５０％以下である。
ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、および原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。ＲＥＭ含有量とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
ＲＥＭ（希土類金属）は、ＣａやＭｇと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、ＲＥＭを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、鋼の清状度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２００％以下とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００５０％以下である。
ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、および原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。ＲＥＭ含有量とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
［ミクロ組織］
本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、板厚の１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有する。鋼のミクロ組織を上記のように限定する理由を、以下に説明する。
本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、板厚の１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有する。鋼のミクロ組織を上記のように限定する理由を、以下に説明する。
［板厚の１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上］
通常、板厚１３ｍｍ未満の薄い鋼板において、熱間圧延後に引き続き冷却を行った場合、代表的な板厚の１／４の位置における組織はベイナイトやマルテンサイト等の降伏強度（ＹＳ）が高い組織となる。本発明では、鋼板の製造条件について、後述するように、熱間圧延を制御し、熱間圧延後の冷却を行わず空冷（放冷）することによって、所定の強度特性を満足させ、かつ低温での靭性を向上させている。従って、板厚の１／４の位置における組織は、フェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上である。また、フェライトとパーライトの合計は１００％であってもよい。なお、Ａｒ３点以下のフェライトが生成する温度で熱間圧延を実施するとフェライトに加工が入り、降伏強度（ＹＳ）が上昇するため、加工を受けたフェライト（以下、加工フェライト）と加工を受けていないフェライト（以下、フェライト）を、本発明では明確に区別する。すなわち、本発明でいうフェライトは、加工フェライトを除く。
通常、板厚１３ｍｍ未満の薄い鋼板において、熱間圧延後に引き続き冷却を行った場合、代表的な板厚の１／４の位置における組織はベイナイトやマルテンサイト等の降伏強度（ＹＳ）が高い組織となる。本発明では、鋼板の製造条件について、後述するように、熱間圧延を制御し、熱間圧延後の冷却を行わず空冷（放冷）することによって、所定の強度特性を満足させ、かつ低温での靭性を向上させている。従って、板厚の１／４の位置における組織は、フェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上である。また、フェライトとパーライトの合計は１００％であってもよい。なお、Ａｒ３点以下のフェライトが生成する温度で熱間圧延を実施するとフェライトに加工が入り、降伏強度（ＹＳ）が上昇するため、加工を受けたフェライト（以下、加工フェライト）と加工を受けていないフェライト（以下、フェライト）を、本発明では明確に区別する。すなわち、本発明でいうフェライトは、加工フェライトを除く。
［フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下］
フェライト組織については、低温での靭性を向上させるため、２０μｍ以下の平均粒径とする。一方で、フェライト平均粒径が著しく細かい場合、降伏強度（ＹＳ）がかえって上昇するため、５μｍ以上とする。低温靭性の向上のためには、１５μｍ以下の平均粒径とすることが好ましく、１０μｍ以下の平均粒径とすることがさらに好ましい。
フェライト組織については、低温での靭性を向上させるため、２０μｍ以下の平均粒径とする。一方で、フェライト平均粒径が著しく細かい場合、降伏強度（ＹＳ）がかえって上昇するため、５μｍ以上とする。低温靭性の向上のためには、１５μｍ以下の平均粒径とすることが好ましく、１０μｍ以下の平均粒径とすることがさらに好ましい。
一方、残部組織としては、その種類は特に限定されないが、加工フェライト、オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイトなどの組織が混在してよいが、それらの合計体積率は１０％以下とする。残部組織における各組織の分率はとくに限定する必要はないが、靭性の観点からはフェライトやパーライトと硬度差が大きいミクロ組織であるマルテンサイトは避けた方が好ましいため、残部組織は加工フェライトもしくはベイナイトであることが好ましい。また、残部組織は０％であってもよい。
各種ミクロ組織の体積率は、後述の実施例に記載した方法で測定することができる。
各種ミクロ組織の体積率は、後述の実施例に記載した方法で測定することができる。
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
上記した成分組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、冷却を行って鋼板とする。
具体的に、本発明の鋼板の製造方法では、上記した成分組成を有する鋼素材を９５０℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し、更に、圧延開始温度をＡｒ３点＋２００℃以上とし、未再結晶領域における１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上とし、圧延終了温度をＡｒ３点以上とした熱間圧延を施した後、空冷する。
以下、製造条件毎に詳しく説明する。
上記した成分組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、冷却を行って鋼板とする。
具体的に、本発明の鋼板の製造方法では、上記した成分組成を有する鋼素材を９５０℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し、更に、圧延開始温度をＡｒ３点＋２００℃以上とし、未再結晶領域における１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上とし、圧延終了温度をＡｒ３点以上とした熱間圧延を施した後、空冷する。
以下、製造条件毎に詳しく説明する。
まず、鋼素材の製造条件は、とくに限定する必要はないが、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の公知の鋳造方法にて、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、造塊－分解圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材としても何ら問題はない。
得られた鋼素材は、冷却することなく直接熱間圧延するか、あるいは一旦加熱してから熱間圧延する。熱間圧延は、圧延開始温度をＡｒ３点＋２００℃以上として行い、その後Ａｒ３点以上の温度から空冷（放冷）を開始する。
（ａ）鋼素材の加熱温度：９５０℃以上１２５０℃以下
鋼素材の加熱温度が９５０℃未満では、加熱温度が低すぎて変形抵抗が高くなり、熱間圧延機への負荷が増大し、熱間圧延が困難になるおそれがある。一方、１２５０℃を超える高温になると、酸化が著しくなり、酸化ロスが増大し歩留りが低下するおそれがある。このようなことから、加熱温度は９５０℃以上１２５０℃以下にする。好ましくは、鋼素材の加熱温度は１０００℃以上である。また、好ましくは、鋼素材の加熱温度は１１５０℃以下である。
鋼素材の加熱温度が９５０℃未満では、加熱温度が低すぎて変形抵抗が高くなり、熱間圧延機への負荷が増大し、熱間圧延が困難になるおそれがある。一方、１２５０℃を超える高温になると、酸化が著しくなり、酸化ロスが増大し歩留りが低下するおそれがある。このようなことから、加熱温度は９５０℃以上１２５０℃以下にする。好ましくは、鋼素材の加熱温度は１０００℃以上である。また、好ましくは、鋼素材の加熱温度は１１５０℃以下である。
（ｂ）圧延開始温度（熱間圧延開始温度）：Ａｒ３点＋２００℃以上
上記温度に加熱後、熱間圧延を実施する。
圧延を開始する温度がＡｒ３点＋２００℃未満では、最終製品の板厚１３ｍｍ未満の鋼板において、後述する熱間圧延終了温度：Ａｒ３点以上を達成することが困難になり、所望の特性を得られない。そのため、圧延開始温度はＡｒ３点＋２００℃以上とする。後述の未再結晶領域において圧延を行う時間を確保する観点からは、圧延開始温度はＡｒ３点＋２５０℃以上とすることが好ましい。また、圧延開始温度の上限は、通常、上述した鋼素材の加熱温度に従えばよい。
上記温度に加熱後、熱間圧延を実施する。
圧延を開始する温度がＡｒ３点＋２００℃未満では、最終製品の板厚１３ｍｍ未満の鋼板において、後述する熱間圧延終了温度：Ａｒ３点以上を達成することが困難になり、所望の特性を得られない。そのため、圧延開始温度はＡｒ３点＋２００℃以上とする。後述の未再結晶領域において圧延を行う時間を確保する観点からは、圧延開始温度はＡｒ３点＋２５０℃以上とすることが好ましい。また、圧延開始温度の上限は、通常、上述した鋼素材の加熱温度に従えばよい。
ここで、Ａｒ３変態点は、例えば、次式で求めることが可能である。
Ａｒ３（℃）＝９１０－２７３×Ｃ－７４×Ｍｎ－５７×Ｎｉ－１６×Ｃｒ－９×Ｍｏ－５×Ｃｕ
ただし、上記式中、各元素は当該元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｒ３（℃）＝９１０－２７３×Ｃ－７４×Ｍｎ－５７×Ｎｉ－１６×Ｃｒ－９×Ｍｏ－５×Ｃｕ
ただし、上記式中、各元素は当該元素の含有量（質量％）を示す。
（ｃ）未再結晶領域における１パスあたりの圧下率：１０％以上かつ累計圧下率：６５％以上
未再結晶領域（本発明においては、鋼素材がＡｒ３点＋１５０℃未満の温度の領域を意味する）において、１パスあたりの圧下率（以下、圧下率／パスとも記載する）が１０％未満、または、累積圧下率が６５％未満であると、オーステナイトに対する十分な加工の効果が得られない。オーステナイトが十分に加工されないと、後述する空冷（放冷）でフェライトが十分に細粒化せず、所望の低温での靭性が得られない。そのため、未再結晶領域において、１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上に規定する。フェライトをさらに微細化させ、低温での靭性を更に向上させる観点からは、未再結晶領域での圧下率／パスを１５％以上とすることが好ましい。
一方、圧延機への負荷が大きくなりすぎることを防止する観点からは、未再結晶領域での圧下率／パスを２０．０％以下とするのが好ましい。
また、未再結晶領域での累積圧下率は、低温での靭性をさらに向上させる観点から、７０％以上とするのが好ましく、７５％以上とするのがより好ましい。一方、未再結晶領域での累積圧下率が８０％を超えると、圧延機への負荷が大きくなりすぎるため、未再結晶領域での累積圧下率は８０％以下とするのが好ましい。
なお、１パスあたりの圧下率は、累積圧下率をパス数で割ること（累積圧下率／パス数）により求められる。
未再結晶領域（本発明においては、鋼素材がＡｒ３点＋１５０℃未満の温度の領域を意味する）において、１パスあたりの圧下率（以下、圧下率／パスとも記載する）が１０％未満、または、累積圧下率が６５％未満であると、オーステナイトに対する十分な加工の効果が得られない。オーステナイトが十分に加工されないと、後述する空冷（放冷）でフェライトが十分に細粒化せず、所望の低温での靭性が得られない。そのため、未再結晶領域において、１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上に規定する。フェライトをさらに微細化させ、低温での靭性を更に向上させる観点からは、未再結晶領域での圧下率／パスを１５％以上とすることが好ましい。
一方、圧延機への負荷が大きくなりすぎることを防止する観点からは、未再結晶領域での圧下率／パスを２０．０％以下とするのが好ましい。
また、未再結晶領域での累積圧下率は、低温での靭性をさらに向上させる観点から、７０％以上とするのが好ましく、７５％以上とするのがより好ましい。一方、未再結晶領域での累積圧下率が８０％を超えると、圧延機への負荷が大きくなりすぎるため、未再結晶領域での累積圧下率は８０％以下とするのが好ましい。
なお、１パスあたりの圧下率は、累積圧下率をパス数で割ること（累積圧下率／パス数）により求められる。
（ｄ）圧延終了温度：Ａｒ３点以上
熱間圧延工程は、Ａｒ３点（℃）以上の温度で終了する必要がある。熱間圧延に際して温度がＡｒ３点（℃）未満となると、鋼中に多量のフェライトが生成し、加工フェライトが生成するため、その結果、降伏強度（ＹＳ）が上昇する。更に、低温ほど変形抵抗が増加するため、熱間圧延機への負荷が大きくなるといった問題が生じる。
熱間圧延工程は、Ａｒ３点（℃）以上の温度で終了する必要がある。熱間圧延に際して温度がＡｒ３点（℃）未満となると、鋼中に多量のフェライトが生成し、加工フェライトが生成するため、その結果、降伏強度（ＹＳ）が上昇する。更に、低温ほど変形抵抗が増加するため、熱間圧延機への負荷が大きくなるといった問題が生じる。
（ｅ）冷却開始温度：Ａｒ３点以上
次に、熱間圧延後の鋼板に、Ａｒ３点以上から冷却を行うことが好ましい。冷却開始温度がＡｒ３点未満では、鋼板表層部にフェライトが生成し、強度差が大きいマルテンサイト組織あるいはベイナイト組織と共存することになる結果、靭性が低下する場合がある。そのため、冷却開始温度はＡｒ３点以上とすることが好ましい。
次に、熱間圧延後の鋼板に、Ａｒ３点以上から冷却を行うことが好ましい。冷却開始温度がＡｒ３点未満では、鋼板表層部にフェライトが生成し、強度差が大きいマルテンサイト組織あるいはベイナイト組織と共存することになる結果、靭性が低下する場合がある。そのため、冷却開始温度はＡｒ３点以上とすることが好ましい。
（ｆ）冷却方法：空冷
熱間圧延後、室温まで空冷（放冷）する。これによって、所定のミクロ組織を生成させる。この時、水冷などの冷却を行うと、鋼板にひずみが生じ、鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と前記長尺との隙間の最大値が１４ｍｍ以下である平坦度の良い鋼板を得ることができない。また、所定のミクロ組織が得られず、目的の強度特性が得られない。したがって、本発明の冷却方法は空冷とする。空冷（放冷）する場合、冷却速度は板厚１／４の位置において１．０℃／ｓ以上となることが好ましい。なお、水冷を行う場合は、５０℃／ｓ以上となる。平坦度に優れ、目的の強度特性を得るためには、空冷における冷却速度は１．０℃以上であることが好ましく、より好ましくは１．５℃以上である。また、空冷における冷却速度は３．０℃以下であることが好ましく、より好ましくは２．５℃以下である。
冷却速度は、（７００（℃）－５００（℃））／７００℃から５００℃までの冷却時間（ｓ）により算出できる。なお、冷却終了温度は室温（特に限定されないが、例えば、－５～５０℃）である。
熱間圧延後、室温まで空冷（放冷）する。これによって、所定のミクロ組織を生成させる。この時、水冷などの冷却を行うと、鋼板にひずみが生じ、鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と前記長尺との隙間の最大値が１４ｍｍ以下である平坦度の良い鋼板を得ることができない。また、所定のミクロ組織が得られず、目的の強度特性が得られない。したがって、本発明の冷却方法は空冷とする。空冷（放冷）する場合、冷却速度は板厚１／４の位置において１．０℃／ｓ以上となることが好ましい。なお、水冷を行う場合は、５０℃／ｓ以上となる。平坦度に優れ、目的の強度特性を得るためには、空冷における冷却速度は１．０℃以上であることが好ましく、より好ましくは１．５℃以上である。また、空冷における冷却速度は３．０℃以下であることが好ましく、より好ましくは２．５℃以下である。
冷却速度は、（７００（℃）－５００（℃））／７００℃から５００℃までの冷却時間（ｓ）により算出できる。なお、冷却終了温度は室温（特に限定されないが、例えば、－５～５０℃）である。
上記した成分組成を有する鋼素材を、上記した製造条件に従って製造することによって、上記した組織を有する鋼板を得ることができる。かくして得られる鋼板は優れた強度特性と靭性と平坦度をそなえることになる。ここで、優れた強度特性とは、降伏強度ＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ０．２）：４４０ＭＰａ以下および引張強度（ＴＳ）：４９０ＭＰａ以上である。このうち、降伏強度（ＹＳ）は、アンモニア応力腐食割れ性と密接に関係し、液化ガスばら積み船の構造部材として、国際海事機関によるＩＭＯガスコードや船級規則にて、アンモニア応力腐食割れの危険性を最小限にするため降伏点を４４０ＭＰａ以下と規定されている。したがって、降伏強度ＹＳが４４０ＭＰａ以下であれば、優れたアンモニア応力腐食割れ性を有するといえる。
鋼板の引張強度（ＴＳ）は基本的に高いほど良いが、６２０ＭＰａ超では加工性に問題が生じる可能性が高くなる。あるいは、合金を多量に添加することになり、コストが高くなる可能性が高い。また、アンモニア応力腐食割れ性を確保するための降伏強度ＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ０．２）：４４０ＭＰａ以下を両立できなくなるため、鋼板の引張強度（ＴＳ）は６２０ＭＰａ以下とすることが望ましい。なお、本発明で得られる鋼板の引張強度（ＴＳ）は実質的に６２０ＭＰａ以下である。
以上説明したように、本発明によれば、低温靭性およびアンモニア応力腐食割れ性に優れ、低温かつ腐食雰囲気の環境で使用されるタンクに好適の平坦度が高い鋼板を提供することができるため、産業上格段の効果を奏する。
表１に示す成分組成の溶鋼を溶製し、鋼素材（スラブ）とした。これら鋼素材（スラブ）に、表２に示す条件で、加熱、熱間圧延、冷却を施した。なお、冷却時の冷却開始温度は、表２中の圧延終了温度とした。
得られた鋼板について、鋼板の板厚１／４の位置のミクロ組織における組織分率の測定、引張特性、靭性、平坦度の評価を実施した。各試験方法は次の通りである。
［板厚１／４の位置のミクロ組織分率の測定］
得られた各鋼板から、該鋼板の板厚１／４の位置の深さの位置が観察面となるように、サンプルを採取した。前記サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲を撮影した。撮影された像について画像解析装置を用いて解析することによってミクロ組織の面積分率を求めた。ミクロ組織の異方性が小さい場合、面積分率は体積率に相当するため、本発明では面積分率を体積率とした。
得られた各鋼板から、該鋼板の板厚１／４の位置の深さの位置が観察面となるように、サンプルを採取した。前記サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲を撮影した。撮影された像について画像解析装置を用いて解析することによってミクロ組織の面積分率を求めた。ミクロ組織の異方性が小さい場合、面積分率は体積率に相当するため、本発明では面積分率を体積率とした。
いずれの場合も、ミクロ組織の分率を求める際の、各組織の判別は、次のとおりに行った。鋼材を鏡面研磨し、ナイタールエッチングして組織を現出させ５００～３０００倍に拡大してＳＥＭで観察した。フェライトは等方的に成長した炭化物を含まない組織で粒内が黒く見える組織、パーライトはフェライト（黒）と炭化物(白)が縞模様（ストライプ状）に見える組織とした。ベイナイトは細長く成長したラス状のフェライト組織を有し、円相当径で０．０５μｍ以上の炭化物を含む組織と定義した。マルテンサイトはベイナイトと同様の細長く成長したラス状のフェライト組織を有し、円相当径で０．０５μｍ以下の炭化物を含む組織と定義した。なお、炭化物は白い点状に見える。また、オーステナイトは、ベイナイトあるいはマルテンサイト組織の間に存在する、円相当径で０．５０μｍ以上の炭化物ではない組織と定義した。
なお、フェライトと加工フェライトは、ＳＥＭでの区別が困難である。そこで、電子線反射回折（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：ＥＢＳＤ）法を用いた。より詳細には、まず、鋼板から試験片を採取し、研磨した。圧延方向に平行な面（板厚１／４位置の面）が観察面となるように、コロイダルシリカ溶液を用いて、試験片を研磨した。その後、ＥＢＳＤ法（電子線の加速電圧：２０ｋｅＶ、測定間隔：０．１μｍステップ）によって、試験片の観察面における５００μｍ×５００μｍの領域を、５箇所測定した。
局所方位差平均(ＧｒａｉｎＡｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ：ＧＡＭ)
が１．０未満の領域をフェライトと定義し、フェライトの面積分率として算出した。
さらに、一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値を１５°と定義して、結晶方位差が１５°以上の粒界に固囲まれた領域を可視化することにより、フェライトの面積平均（Ａｒｅａｆｒａｃｔｉｏｎ ａｖｅｒａｇｅ）の粒径を算出した。算出には
、ＴＳＬ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを使用した。求めたフェライトの
面積平均の粒径を、フェライトの平均粒径とした。
局所方位差平均(ＧｒａｉｎＡｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ：ＧＡＭ)
が１．０未満の領域をフェライトと定義し、フェライトの面積分率として算出した。
さらに、一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値を１５°と定義して、結晶方位差が１５°以上の粒界に固囲まれた領域を可視化することにより、フェライトの面積平均（Ａｒｅａｆｒａｃｔｉｏｎ ａｖｅｒａｇｅ）の粒径を算出した。算出には
、ＴＳＬ社製のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓソフトウェアを使用した。求めたフェライトの
面積平均の粒径を、フェライトの平均粒径とした。
［強度特性］
各鋼板の全厚から、圧延方向に直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ０．２）および引張強度（ＴＳ）を測定した。
そして降伏強度：４４０ＭＰａ以下のものを、アンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板とし、引張強度が４９０ＭＰａ以上のものを引張強度に優れた鋼板と評価した。なお、降伏強度ＹＳは、アンモニア応力腐食割れ性と密接に関係し、液化ガスばら積み船の構造部材として、ＩＭＯガスコードや船級規則にて、アンモニア応力腐食割れの危険性を最小限にするため降伏点を４４０ＭＰａ以下と規定されており、降伏強度ＹＳ：４４０ＭＰａ以下のものをアンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板と判定した。
各鋼板の全厚から、圧延方向に直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の１Ｂ号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（降伏点があるときは降伏点ＹＰ、ないときは０．２％耐力σ０．２）および引張強度（ＴＳ）を測定した。
そして降伏強度：４４０ＭＰａ以下のものを、アンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板とし、引張強度が４９０ＭＰａ以上のものを引張強度に優れた鋼板と評価した。なお、降伏強度ＹＳは、アンモニア応力腐食割れ性と密接に関係し、液化ガスばら積み船の構造部材として、ＩＭＯガスコードや船級規則にて、アンモニア応力腐食割れの危険性を最小限にするため降伏点を４４０ＭＰａ以下と規定されており、降伏強度ＹＳ：４４０ＭＰａ以下のものをアンモニア応力腐食割れ性に優れた鋼板と判定した。
［靭性］
また各鋼板の表面側から１ｍｍ削った部位から、圧延方向にＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、－５５℃における吸収エネルギーを評価した。－５５℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上である場合を低温での靭性が優れていると評価した。
また各鋼板の表面側から１ｍｍ削った部位から、圧延方向にＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、－５５℃における吸収エネルギーを評価した。－５５℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上である場合を低温での靭性が優れていると評価した。
［平坦度］
各鋼板の表面に圧延方向に沿って２ｍ（２０００ｍｍ）の長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間をスキマゲージ（スキミゲージ）で測定し、最大値を求めた。当該測定は、鋼板の幅方向中央部と両端の計３箇所において行い、３箇所夫々の最大値の平均値（各箇所の最大値の和／３）を評価した。
上記の評価において、長尺はステンレス製の長尺定規とし、スキマゲージ（スキミゲージ）は炭素工具鋼（ＳＫ５）製のものを用いた、対象とする鋼板は長手方向で３ｍ以上の長さとした。
上記平均値が１４ｍｍ以下である場合を、平坦度に優れていると評価した。
各鋼板の表面に圧延方向に沿って２ｍ（２０００ｍｍ）の長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間をスキマゲージ（スキミゲージ）で測定し、最大値を求めた。当該測定は、鋼板の幅方向中央部と両端の計３箇所において行い、３箇所夫々の最大値の平均値（各箇所の最大値の和／３）を評価した。
上記の評価において、長尺はステンレス製の長尺定規とし、スキマゲージ（スキミゲージ）は炭素工具鋼（ＳＫ５）製のものを用いた、対象とする鋼板は長手方向で３ｍ以上の長さとした。
上記平均値が１４ｍｍ以下である場合を、平坦度に優れていると評価した。
かくして得られた評価結果を表２に併記する。
表１および２から分かるように、発明例はいずれも、４４０ＭＰａ以下の降伏強度ＹＳと４９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、－５５℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上、かつ平坦度が１４ｍｍ以下である、低温での靭性およびアンモニア応力腐食割れ性に優れた平坦度の高い鋼板が得られている。
一方、比較例に相当する鋼板Ｎｏ．３、４、５、６、７、８は、板厚１／４のミクロ組織あるいは板厚が本発明の範囲外となっており、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、低温での靱性、平坦度の少なくともいずれかが発明例に比較して劣っている。
また、比較例に相当する鋼板Ｎｏ．２１では、炭素量が少なく、引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．２２では、炭素量が多く、降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っている。また、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．２３、２６、２７、２８、２９、３０では、種々の元素の含有量が発明例よりも多く、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．２４では、マンガン量が少なく、引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。鋼板Ｎｏ．２５では、マンガン量が多く、降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っている。また、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．３１では、炭素当量Ｃｅｑが発明例と比較して低く、引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．３２では、炭素当量Ｃｅｑが発明例と比較して高く、降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っている。
また、比較例に相当する鋼板Ｎｏ．２１では、炭素量が少なく、引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．２２では、炭素量が多く、降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っている。また、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．２３、２６、２７、２８、２９、３０では、種々の元素の含有量が発明例よりも多く、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．２４では、マンガン量が少なく、引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。鋼板Ｎｏ．２５では、マンガン量が多く、降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っている。また、低温での靭性が発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．３１では、炭素当量Ｃｅｑが発明例と比較して低く、引張強度ＴＳが発明例と比較して劣っている。
鋼板Ｎｏ．３２では、炭素当量Ｃｅｑが発明例と比較して高く、降伏強度ＹＳが発明例と比較して高く、アンモニア応力腐食割れ性に劣っている。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０６％以上０．１２％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％以上１．８０％以下、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下
を含み、
下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上０．３９０以下であって、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
板厚１／４の位置におけるフェライトとパーライトの合計の体積率が９０％以上であり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以上２０μｍ以下である、ミクロ組織を有し、
降伏強度が４４０ＭＰａ以下であり、
引張強度が４９０ＭＰａ以上であり、
鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、前記鋼板表面と前記長尺との隙間の最大値の平均値が１４ｍｍ以下であり、
板厚が１３ｍｍ未満である、鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５・・・（１）式
ただし、（１）式中、各元素記号は各成分の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。 - 前記成分組成はさらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｖ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｗ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｃｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０５０％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。 - 請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であって、
鋼素材を、９５０℃以上１２５０℃以下の温度に加熱し、
更に、圧延開始温度をＡｒ３点＋２００℃以上とし、
未再結晶領域における１パスあたりの圧下率を１０％以上かつ累計圧下率を６５％以上とし、
圧延終了温度をＡｒ３点以上とした熱間圧延を施した後、空冷する鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2022032654 | 2022-03-03 | ||
| JP2022032654 | 2022-03-03 | ||
| PCT/JP2023/004275 WO2023166934A1 (ja) | 2022-03-03 | 2023-02-09 | 鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP7323091B1 true JP7323091B1 (ja) | 2023-08-08 |
| JPWO2023166934A1 JPWO2023166934A1 (ja) | 2023-09-07 |
Family
ID=87519382
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2023526871A Active JP7323091B1 (ja) | 2022-03-03 | 2023-02-09 | 鋼板およびその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7323091B1 (ja) |
| KR (1) | KR20240128013A (ja) |
| CN (1) | CN118574946A (ja) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11131178A (ja) * | 1997-10-23 | 1999-05-18 | Kobe Steel Ltd | 耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板 |
| JP2011105963A (ja) * | 2009-11-12 | 2011-06-02 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
| JP2019214751A (ja) * | 2018-06-12 | 2019-12-19 | 日本製鉄株式会社 | 低降伏比厚鋼板 |
| JP2020509174A (ja) * | 2016-12-22 | 2020-03-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | 高強度高靭性厚鋼板及びその製造方法 |
| WO2020184683A1 (ja) * | 2019-03-14 | 2020-09-17 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
-
2023
- 2023-02-09 CN CN202380017615.2A patent/CN118574946A/zh active Pending
- 2023-02-09 JP JP2023526871A patent/JP7323091B1/ja active Active
- 2023-02-09 KR KR1020247024056A patent/KR20240128013A/ko unknown
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11131178A (ja) * | 1997-10-23 | 1999-05-18 | Kobe Steel Ltd | 耐アンモニア応力腐食割れ性および大入熱溶接における熱影響部の靱性に優れた低降伏比型低温用鋼板 |
| JP2011105963A (ja) * | 2009-11-12 | 2011-06-02 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
| JP2020509174A (ja) * | 2016-12-22 | 2020-03-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | 高強度高靭性厚鋼板及びその製造方法 |
| JP2019214751A (ja) * | 2018-06-12 | 2019-12-19 | 日本製鉄株式会社 | 低降伏比厚鋼板 |
| WO2020184683A1 (ja) * | 2019-03-14 | 2020-09-17 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20240128013A (ko) | 2024-08-23 |
| JPWO2023166934A1 (ja) | 2023-09-07 |
| CN118574946A (zh) | 2024-08-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US9493865B2 (en) | Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet with excellent low-temperature toughness and method of producing same | |
| JP7147960B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP5029748B2 (ja) | 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP7077801B2 (ja) | 低降伏比厚鋼板 | |
| JP6856129B2 (ja) | 高Ｍｎ鋼の製造方法 | |
| JPWO2020003499A1 (ja) | 鋼管及び鋼板 | |
| JP6954475B2 (ja) | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 | |
| WO2014175122A1 (ja) | Ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| WO2021020220A1 (ja) | 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 | |
| WO2020153085A1 (ja) | 厚鋼板およびその製造方法 | |
| CN111788325B (zh) | 高Mn钢及其制造方法 | |
| CN115210400B (zh) | 钢材及其制造方法、以及罐 | |
| CN112513307A (zh) | 高Mn钢及其制造方法 | |
| JP5447292B2 (ja) | 圧延素材鋼とそれを使用した圧延鋼材の製造方法 | |
| JP7323091B1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP7088235B2 (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| WO2023166934A1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP7323090B1 (ja) | 鋼板および鋼板の製造方法 | |
| JP7323088B1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| WO2023166935A1 (ja) | 鋼板および鋼板の製造方法 | |
| WO2023162522A1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| WO2023162571A1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP2020204084A (ja) | 鋼板 | |
| JP2020204085A (ja) | 鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20230519 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20230519 |
|
| 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: 20230627 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230710 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7323091 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |