WO2019176112A1 - 石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板 - Google Patents

石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2019176112A1
WO2019176112A1 PCT/JP2018/010616 JP2018010616W WO2019176112A1 WO 2019176112 A1 WO2019176112 A1 WO 2019176112A1 JP 2018010616 W JP2018010616 W JP 2018010616W WO 2019176112 A1 WO2019176112 A1 WO 2019176112A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
thickness
ferrite
less
coal
elongation
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/010616
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
市川　和利
鹿島　和幸
金子　道郎
和寿 柳田
鉄平 大川
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to JP2018534889A priority Critical patent/JP6418361B1/ja
Priority to KR1020197017266A priority patent/KR102021815B1/ko
Priority to CN201880005365.XA priority patent/CN110536973B/zh
Priority to PCT/JP2018/010616 priority patent/WO2019176112A1/ja
Publication of WO2019176112A1 publication Critical patent/WO2019176112A1/ja

Links

Images

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
    • C22C38/18—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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/38—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling sheets of limited length, e.g. folded sheets, superimposed sheets, pack rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/128—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for removing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/10—Handling in a vacuum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for holding a coal / ore carrier.
  • the present invention relates to a steel plate for holding a coal / ore carrier ship having a thickness of 5 mm or more that can suppress a breakage in the side surface of the ship even if a collision of the ship occurs.
  • Patent Document 1 proposes a technique in which the structure of a steel plate is mainly composed of ferrite ( ⁇ ) and ⁇ is strengthened. This technique is characterized in that the ⁇ fraction F is 80% or more and the lower limit (H ⁇ 400 ⁇ 2.6 ⁇ F) is specified for the hardness H of ⁇ .
  • Patent Document 2 proposes a technique for including retained austenite ( ⁇ ) in the front and back layers of a steel plate.
  • This technique contains C, Si, Mn, Al, and further contains a strengthening element as necessary.
  • the surface ratio of the front and back layers of at least 1/8 or more of the plate thickness of the steel plate is 1.0 to 20%. It contains residual ⁇ .
  • Patent Document 3 discloses that the ferrite ( ⁇ ) fraction in the steel sheet metallographic structure is 70% or more at the plate thickness center portion and 50% or more at the plate thickness surface layer portion to increase the uniform elongation. A technique for improving collision resistance is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses that the area fraction of ⁇ in the total metal structure of the steel sheet is 90% or more, the average ⁇ particle size is 3 to 12 ⁇ m, the maximum ⁇ particle size is 40 ⁇ m or less, and the average equivalent circle diameter of the second phase. Has been proposed that improves the impact absorption by increasing the product of the uniform elongation and the breaking stress to be 0.8 ⁇ m or less.
  • Patent Document 1 means for increasing the product of elongation and strength (EL ⁇ (YP + TS) / 2) as an index (impact absorption energy) representing impact resistance is disclosed.
  • EL ⁇ YP + TS
  • index impact absorption energy
  • Increasing the elongation of the steel sheet is essential in order to suppress the fracturing at the side of the ship when the ship collides, but in general, increasing the strength of the steel sheet deteriorates the elongation of the steel sheet. And high-strength and highly ductile steel sheet that achieve both elongation and elongation are desired.
  • the steel plate for holding the coal / ore carrier ship of the present invention is also excellent in corrosion resistance, it can be used for holding the coal / ore carrier ship, and has a particularly remarkable effect that good collision safety can be obtained even after aged use. Play.
  • Elongation can be divided into uniform elongation and local elongation, but these dominating factors are different and are usually difficult to achieve. That is, the uniform elongation can be increased by increasing the hardness of the second phase in addition to improving the ductility of ⁇ itself, and it is generally more advantageous to use a composite structure.
  • the local elongation has a uniform structure such as uniform hardness distribution and fine dispersion of the second phase and inclusions. From the standpoint of preventing destruction when a structure collides, it is desirable to improve both in a balanced manner rather than intensively improving either elongation.
  • the yield stress (YP) was 355 to 500 N / mm 2
  • the tensile strength (TS) was 490 to 620 N / mm 2
  • the steel plate thickness (t) was 5 to 50 mm. .
  • the present inventors presuppose ferrite + pearlite steel that easily suppresses fluctuations in strength and elongation in the steel plate and improve the ductility of the ferrite. Based on the guideline of improving the strength by pearlite, which is a two-phase, a detailed investigation was conducted on the influence of the chemical composition and manufacturing conditions of the steel sheet, and the following was found.
  • the present inventor has found out the following points.
  • the elements such as Nb and Ti that form precipitates in ⁇ are limited to the minimum necessary amount, and N and impurity elements such as P and S, which increase the yield stress remarkably by interstitial solid solution, are minimized. It is effective to reduce.
  • dislocation density in ⁇ increases, it easily proliferates due to plastic deformation, cures ⁇ , and reduces elongation, so the dislocation density is reduced.
  • Mn 0.5-2.0% Since Mn is effective as an element for improving the strength and toughness of the base material, it is contained in an amount of 0.5% or more. On the other hand, if Mn is contained excessively, the joint toughness and weld cracking property are deteriorated, so 2.0% is made the upper limit.
  • the amount of Mn is preferably 0.8% or more and 1.6% or less, and more preferably 0.9% or more and 1.5% or less.
  • Nb contributes to refinement of the structure by adding a small amount, and is an element effective for improving the ductility of high-strength steel such as YP36 and ensuring the strength of the base metal, and therefore contains 0.003% or more. If Nb exceeds 0.030%, the weld is hardened and the toughness is remarkably deteriorated, so 0.030% is made the upper limit.
  • Al 0.002 to 0.050% Since Al is an important deoxidizing element, it is contained in an amount of 0.002% or more. On the other hand, if Al is contained excessively, the surface quality of the steel slab is impaired, and inclusions harmful to toughness are formed, so 0.050% is made the upper limit.
  • the amount of Al is preferably 0.002 to 0.040%, and more preferably 0.010 to 0.040%.
  • N (N: 0.0010 to 0.0050%) N forms a nitride with Al and improves joint toughness, so the lower limit of the content is 0.0010% or more, preferably 0.002% or more.
  • the upper limit is made 0.0050%. Preferably, it is 0.0040% or less.
  • O forms an oxide together with Mg, Ca, and REM. If it exceeds 0.0050%, the oxide becomes coarse and elongation and toughness decrease, so the content is made 0.0050% or less. On the other hand, the smaller the amount of O, the better. However, in order to reduce O, for example, the recirculation work in the RH vacuum degassing apparatus takes a long time and is not practical.
  • O is total oxygen (TO).
  • the total of these contents is set to 0.0005 to 0.0080%, preferably 0.0010 to 0.0060%, and more preferably 0.0015 to 0.0040%.
  • the individual contents are all 0 to 0.008% (5 to 80 ppm), but the content of at least one element is 0.0005 to 0.008% ( 5 to 80 ppm) is preferable.
  • the average dislocation density in the ferrite ( ⁇ ) needs to be 7 ⁇ 10 12 / m 2 or less. If the dislocation density exceeds 7 ⁇ 10 12 / m 2 , the dislocations proliferate remarkably due to plastic deformation of the steel sheet, the ferrite ( ⁇ ) becomes hard, and sufficient total elongation (T.EL%) cannot be obtained. The lower the dislocation density, the better. However, it is rarely less than 1 ⁇ 10 12 / m 2 . A preferable upper limit of the average dislocation density is 6 ⁇ 10 12 / m 2 .
  • the maximum concentration of P is within the range of ⁇ (plate thickness) 10% of the center portion of the plate thickness where the center segregation is likely to occur. For example, if the plate thickness is 10 mm, the center portion of the plate thickness is 20% ( ⁇ 10%). With respect to a 2 mm ( ⁇ 1 mm) angle, an EPMA (Electron Probe MicroAnalyzer: Electron Probe Microanalyzer) is used to measure the acceleration range: 15 kV, beam diameter: 20 ⁇ m, irradiation time: 20 ms, measurement pitch: 20 ⁇ m, and the measurement range of the above 2 mm angle. It is the maximum value of P concentration when measured.
  • ⁇ plate thickness
  • an EPMA Electron Probe Microanalyzer
  • the above test was conducted for 40 cycles (40 days), and after removing the coating film and corrosion products from each test piece after the test, the amount of corrosion (plate thickness reduction) was calculated from the weight loss after the test for bare steel. .
  • the ratio with respect to the test area of the area where corrosion was recognized was calculated
  • the maximum corrosion depth at the corroded portion was also measured.

Abstract

所定の成分のフェライトパーライト鋼板であって、ミクロ組織が１／４厚部のフェライト面積分率が８０～９５％、１／４厚部のパーライト面積分率が５～２０％で構成される組織で、１／４厚部のフェライト粒の平均アスペクト比が１．０～１．５、１／４厚部のフェライト粒の平均粒径が５～２０μｍ、１／４厚部のフェライト中の平均転位密度が７×１０12／ｍ2以下、１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、鋼板の表面から１／４厚部まで、または３／４厚部から裏面までのビッカース硬さ平均値が、１／４厚部から３／４厚部までのビッカース硬さ平均値の８０～１０５％、板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲でＳｎの最大濃度が０．０１～５．０％、である石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。

Description

石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板
　本発明は、石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板に関する。例えば船舶の衝突が万一起きた場合でも、上記船舶の船舶側面部の破口を抑制等することができる板厚５ｍｍ以上の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板に関する。
　近年、最近の造船分野においては、万一船舶同士が衝突事故を起こしてもその破壊（破口）を最小限にくい止め、破損部からの浸水等の被害を最小限にし、人命や積荷を保護するための技術が検討されている。
　その中でも、船体用鋼材面からの取り組みとして、衝突時のエネルギーを鋼材自体に多く吸収させ船体の破壊を抑制することが提案されている。
　例えば、衝突時のエネルギー吸収能力を向上させる方法としては、鋼板の組織をフェライト（α）主体とし、かつαを強化する技術が特許文献１に提案されている。この技術は、α分率Ｆが８０％以上であり、かつαの硬さＨについては下限値（Ｈ≧４００－２．６×Ｆ）を規定することを特徴としている。
　また、鋼板の表裏層に残留オーステナイト（γ）を含ませる技術が特許文献２に提案されている。この技術は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを含有し、さらに必要に応じて強化元素を含有し、鋼板の少なくとも板厚の１／８以上の表裏層に面積率で１．０～２０％の残留γを含むというものである。
　これらの他に、特許文献３には、鋼板金属組織中のフェライト（α）の分率を板厚中央部で７０％以上、板厚表層部で５０％以上とし、均一伸びを増加させることにより、耐衝突性を向上させる技術が開示されている。
　さらに、特許文献４に、鋼板の全金属組織に占めるαの面積分率を９０％以上、その平均α粒径を３～１２μｍ、最大α粒径を４０μｍ以下、第２相の平均円相当径を０．８μｍ以下とし、均一伸びと破断応力の積を大きくすることにより、衝突吸収性を向上させる技術が提案されている。
　上記の特許文献１と特許文献２では、伸びと強度の積（ＥＬ×（ＹＰ＋ＴＳ）／２）を耐衝撃性を表す指標（衝撃吸収エネルギー）として、これを高める手段が開示されている。ところが、船舶同士が衝突した際の破口抑制という観点からは、上記指標よりも伸びの値そのものの方がより大きく影響することが大規模衝突シミュレーションによって明らかになりつつある。特許文献１の技術では、α粒径が５μｍ以下で、αの硬さはＨｖ１６０～１９０と高めであるため、伸び自体は必ずしも高くなく、衝突時の破口を抑制する効果はあまり期待できない。
　また、特許文献２の技術では、組織に残留γを含むようにするため、合金元素が多目に添加されており、実施例として開示されている鋼は炭素当量（Ｃｅｑ）が高いか、Ｓｉが高い鋼種となっている。そのため、溶接性や継手靭性を確保することが困難で、実船への適用は限定的と考えられる。
　一方、特許文献３の技術では、合金元素添加量を低目に抑え、２段階の冷却により特に板厚中心部のαの分率、硬さ、粒径を制御することにより、均一伸びの向上を図っているが、造船用のような広幅長尺鋼板を製造する際には、材質ばらつきが生じてしまい、実用的な製造方法とはいい難い。
　特許文献４では、鋼材の化学成分と金属組織の情報は開示されているが、製造方法において実用上不確実な点が多い。すなわち、詳細な説明に記されている製造方法は、熱間圧延、冷却後に再加熱を推奨しているが、廉価かつ大量生産が必須の造船用鋼板において、再加熱のようなプロセスは生産コストと製造工期の観点から実用化が懸念される。
　さらには、船体用鋼材を、特殊な耐食性が要求される環境に置かれる石炭・鉱石運搬船ホールド用の鋼板として使用する場合、使用中に腐食が生じ、減肉する可能性がある。著しく減肉した鋼材を使用していれば、万が一衝突が起きた場合に、減肉していない材料に比べて、破口が生じる可能性が大きくなる。
　特許文献５では衝突安全性に関しては示されているが、腐食による減肉は考慮されていない。
　逆に特許文献６では腐食の抑制に関しては、示されているが、衝突安全性能に関しては考慮されていない。
　以上を鑑みると、石炭・鉱石運搬船ホールド用の高強度高延性厚板鋼板で、例えば、船舶が衝突したときに船舶側面部の破口を抑制等することができる強度と延性、さらには耐食性も兼ね備えた石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板についての技術は、未だ確立されていないのが実情である。
特開平１０－３０６３４０号公報 特開平１１－２４６９３５号公報 特開２００３－８９８４１号公報 特開２００７－１６２１０１号公報 特開２０１６－１２５０７７号公報 特開２００８－１７４７６８号公報
　石炭・鉱石運搬船ホールド用の鋼板として使用する場合、その腐食環境は、以下の理由によって、過酷なものとなる。
　石炭・鉱石運搬船のホールド内は、石炭や鉱石という固形物を収容して運搬するために、塗膜が機械的に傷つけられ易いため、ホールド内の塗膜の一部が傷付いたり塗膜が全面で剥離したりして、鋼材が直接腐食環境に曝されることになる。
　また、石炭・鉱石運搬船のホールド内の腐食環境は、ＳＯ４ ２－とＣｌ－を含む湿潤環境あるいは乾湿繰り返し環境であり、結露水はＳＯ４ ２－によりｐＨ値が約２～３に低下する。そして、塗膜の傷部直下は濃厚塩化物環境であり、ｐＨ値が大幅に低下している。そのため、石炭・鉱石運搬船のホールド内において、塗膜が機械的に傷つけられ易いだけでなく、ＳＯ４ ２－とＣｌ－の両方の影響を受け易い。
　このように、石炭・鉱石運搬船ホールドは過酷な腐食環境にあり、単純に使用開始時の鋼板が衝突安全性に優れていても経年使用する過程において、著しく腐食減肉していれば、衝突安全性が低下する。
　本発明は、上記実情に鑑み、石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板、例えば衝突時の船舶側面部の破口を抑制等することができる強度と延性とを兼ね備えた石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板を提供することに加え、塗膜が機械的に傷つけられ易く、かつＳＯ４ ２－とＣｌ－の両方の影響を受け易い腐食環境であっても、塗膜の寿命延長と塗膜が剥がれた後の腐食抑制を図ることができ、さらに、通常の製造方法において圧延割れの発生を防止しうる、石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板を提供することを目的とする。
　船舶が衝突したときに船舶側面部に破口が生じるメカニズムを考察する。例えば、船舶側壁部に他の船舶の舳先が衝突した場合には、船舶の舳先の全体が船舶側壁部の平らな鋼板にめり込んでくるので、船舶側壁部の鋼板は大きく曲げ変形を受け、奥に引き伸ばされて大きく引っ張られる。そして、鋼板が破壊されると、船舶側壁部の鋼板が破口することとなる。
　したがって、船舶が衝突したときに船舶側面部の鋼板に破口を生じさせないようにするためには、衝突時の初期段階で鋼板が大きく曲げられた時に、その曲げに耐えられること、そして、曲がっていない部分が大きく引き伸ばされ引張り変形を起こすこととなるが、その部分が伸びて破断しないことが必要である。
　船舶が衝突したときに船舶側面部の破口を抑制するには鋼板の伸びを大きくすることが本質的に重要であるが、一般に鋼板の強度を向上させると鋼板の伸びが劣化するので、強度と伸びとを両立させた高強度高延性厚板鋼板が望まれている。
　本発明者は、石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板、特に衝突時の船舶側面部の破口を抑制等することができる石炭・鉱石運搬船ホールド用耐衝突性鋼板を得るために、鋼板の成分組成およびミクロ組織に着目して研究を進めた結果、鋼板内での強度と伸びの変動を抑制しやすいフェライト＋パーライト鋼で、ミクロ組織としてフェライト（以下「α」とも表記する。）の存在状態による延性向上と第二相であるパーライトによる強度向上を図り、かつ板厚内のＳｎの最大濃度、ならびに板厚方向の硬さを制御すること等によって、強度、延性並びに耐食性とを兼ね備えた石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板が得られることを見出して、本発明を完成した。
　本発明の要旨は、次の通りである。
〔１〕　質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．２０％、
　Ｓｉ：０．２～１．０％、
　Ｍｎ：０．５～２．０％、
　Ｎｂ：０．００３～０．０３０％、
　Ｔｉ：０．００３～０．０２０％、
　Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
　Ｓｎ：０．０１０～０．３０％、
　Ｎ：０．００１０～０．００５０％、
　Ｏ：０．０００５～０．００５０％、
　Ｃａ：０～０．００８０％、
　Ｍｇ：０～０．００８０％、
　ＲＥＭ：０～０．００８０％、
　Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％、
　Ｐ：０．００８％以下、
　Ｓ：０．００３％以下、
　Ｃｕ：０～０．０５％、
　Ｎｉ：０～１．０％、
　Ｃｒ：０～０．１０％未満％、
　Ｍｏ：０～０．５％、
　Ｖ：０～０．０５０％、
　Ｃｏ：０～１．０％、
　Ｂ：０～０．００３０％、
　Ｔｉ／Ｎ：０．５～４．０、
　残部：Ｆｅ及び不純物、
　であり；
　圧延方向断面を観察した際にミクロ組織が、
　１／４厚部のフェライト面積分率：８０～９５％、
　１／４厚部のパーライト面積分率：５～２０％、
　１／４厚部のベイナイト面積分率：０～１０％未満、
　１／４厚部のフェライト粒の平均アスペクト比：１．０～１．５、
　１／４厚部のフェライト粒の平均粒径：５～２０μｍ、
　１／４厚部のフェライト中の平均転位密度：７×１０１２／ｍ２以下、
　であり；
　１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、
　鋼板の表面から１／４厚部までおよび３／４厚部から裏面までのビッカース硬さ平均値が、１／４厚部から３／４厚部までのビッカース硬さ平均値の８０～１０５％、
　板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲でＳｎの最大濃度が０．０１～５．０％；
　であることを特徴とする石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。
〔２〕板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲でＰの最大濃度が０．０２～０．２０％；
　であることを特徴とする本発明の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。
〔３〕下記式（１）で示されるＡｒ３が、７６０～８２０℃であることを特徴とする本発明の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。
　Ａｒ３＝９１０－３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］
　　　　－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］　・・・　（１）
　但し、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、含有されていない元素は０％とする。
〔４〕板厚が５～５０ｍｍであることを特徴とする本発明の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。
〔５〕引張強さ（ＴＳ）が４００～６５０Ｎ／ｍｍ２であることを特徴とする本発明の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。
　本発明の石炭・鉱石運搬船ホールド用耐鋼板を石炭・鉱石運搬船ホールドに使用することにより、万一船舶同士の衝突事故が起こった場合でも、船舶の鋼板が破断して破口する可能性を低減することができるので、船舶事故時における衝突損傷部からの浸水量を低減でき、沈没を回避することにより、人命や貨物の保護や燃料油の流出による海洋汚染の可能性を低減できるなど環境保護及び安全性の点から顕著な効果を奏する。
　さらに、本発明の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板は、耐食性にも優れているので、石炭・鉱石運搬船ホールドに用いて、経年使用を経ても良好な衝突安全性が得られるという格別顕著な効果を奏する。
　また、本発明の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板の製造方法は、従来の製造設備に大幅な改造を加える必要が無く、通常の製造工程に工夫を加えるだけで、圧延割れの発生を防止しうる顕著な効果を奏する。
鉱石運搬船ホールド内の腐食を模擬したサイクル試験のフローチャートである。
　以下本発明について詳細に説明する。
　船舶が衝突したときに船舶側面部の破口を抑制するためには船舶側面部の鋼板の伸びを大きくすることが本質的に重要である。伸びは均一伸びと局部伸びに分けることができるが、これらの支配因子は異なっており、通常両立することは困難である。すなわち、均一伸びはα自体の延性向上に加えて、第二相の硬さ増加により高めることができ、一般に複合組織とする方が有利である。一方、局部伸びは硬さ分布の均一化、第二相や介在物等の微細分散等、均一組織とする方が有利である。構造物が衝突した際の破壊を防止するという観点からは、どちらかの伸びを重点的に向上させるというよりも、両者をバランスよく向上させることが望ましい。
　なお、鋼板の伸びが一般鋼に比べて約１．４倍となることで、船舶の側面から衝突された際に穴が開くまでの衝撃吸収エネルギーが約３倍となり、従来の鋼材に比べて船体に穴が開きにくくなる特徴をもつことが知られているので、本発明では伸びの目標は、一般鋼の約１．４倍の２４％以上とした。ただし、引張試験片は、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の１Ｂ号試験片（幅（Ｗ）：２５ｍｍ、原標点距離（ＧＬ）：２０ｍｍ）とした。また、その他の特性としては、降伏応力（ＹＰ）が３５５～５００Ｎ／ｍｍ２、引張強度（ＴＳ）が４９０～６２０Ｎ／ｍｍ２で、鋼板板厚（ｔ）が５～５０ｍｍを目標値とした。
　この強度の目標値は、例えば日本海事協会制定の「鋼船規則　Ｋ編　材料」における「材料記号ＫＡ３６、ＫＤ３６、ＫＥ３６、ＫＦ３６」（ＹＰ３６規格：降伏点または耐力３５５Ｎ／ｍｍ２（ＭＰａ）以上、引張強さ４９０～６２０Ｎ／ｍｍ２（ＭＰａ））に対応する。
　本発明者らは、このような目標値を達成できる石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板として、鋼板内での強度と伸びの変動を抑制しやすいフェライト＋パーライト鋼を前提として、フェライトの延性向上と第二相であるパーライトによる強度向上を図るという指針のもと、鋼板の化学成分、製造条件の影響について詳細な調査を行い、以下のことを知見した。
　αの延性を向上させるためには、αの清浄度をできる限り高める必要がある。ただし、鋼板の強度は担保する必要があることから、パーライトを形成するＣと、置換型固溶元素であるＳｉ、Ｍｎ等は一定量添加せざるを得ない。
　本発明者は、以下の点について知見した。
　α中で析出物を形成するＮｂ、Ｔｉ等の元素は必要最小限の添加にとどめ、侵入型で固溶して降伏応力を顕著に上昇させるＮや、不純物元素であるＰ、Ｓ等を極力低減することが効果的である。
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（Ｌａ，Ｃｅ等の希土類元素）の単独または複合添加によりこれらを含有する硫化物を形成させ、粗大な介在物（延伸ＭｎＳ等）の生成を抑制することが伸び向上に有効である。
　α中の転位密度が高くなると、塑性変形により容易に増殖してαを硬化させ、伸びを低下させる原因となるため、転位密度を低減しておく。
　
　同様に、耐食性向上に必要なＳｎも板厚中心部に偏析すれば、脆化域を形成して割れを生じさせると共に伸びを劣化させるので、Ｓｎの最大濃度を低下させるように造り込むことが必要であることも知見した。
　また、第二相であるパーライトを分散させることで強度向上が図れるが、船舶が衝突したときに船舶側面部の破口を抑制するためには、鋼板板厚方向の組織を均一化し、鋼板板厚方向の硬さの分布を均一化することに効果があること等を知見した。
　本発明では、これらの知見に基づいて、石炭・鉱石運搬船ホールド用耐衝突性鋼板の鋼成分およびミクロ組織を決定した。
　まず、本発明鋼板の鋼成分の限定理由を説明する。なお、成分についての「％」はすべて質量％を意味する。
　（Ｃ：０．０５～０．２０％）
　Ｃは、パーライトを形成して強度を高めるのに不可欠な元素であるため０．０５％以上含有する。一方、Ｃ量が増えると溶接性や継手靭性確保が困難となるため０．２０％を上限とする。なお、Ｃ量は０．１０％以上、０．１６％以下が好ましい。
　（Ｓｉ：０．２～１．０％）
　Ｓｉは、安価な脱酸元素であり、固溶強化に効くとともに、変態点を上昇させてα中の転位密度低減に寄与するため０．２％以上含有する。一方、Ｓｉ量が１．０％を超えると溶接性と継手靭性を劣化させるため上限を１．０％とする。Ｓｉ量は、０．３％以上、０．５％以下が好ましい。
　（Ｍｎ：０．５～２．０％）
　Ｍｎは、母材の強度及び靭性を向上させる元素として有効であるため０．５％以上含有する。一方、Ｍｎを過剰に含有すると、継手靭性、溶接割れ性を劣化させるため２．０％を上限とする。Ｍｎ量は、０．８％以上、１．６％以下が好ましく、更に好ましくは、０．９％以上、１．５％以下である。
　（Ｎｂ：０．００３～０．０３０％）
　Ｎｂは、微量の添加により組織微細化に寄与し、特にＹＰ３６などの高強度鋼の延性向上と母材強度確保に有効な元素であるため、０．００３％以上を含有する。０．０３０％超のＮｂを含有すると、溶接部を硬化させて著しく靭性を劣化させるため、０．０３０％を上限とする。
　（Ｔｉ：０．００３～０．０２０％）
　Ｔｉは、微量の添加により母材と溶接部の組織微細化を通じて延性向上と靭性向上に寄与するため、０．００３％以上含有する。一方、過剰に添加すると溶接部を硬化させ著しく靭性を劣化させるため、０．０２０％を上限とする。Ｔｉ量は、０．００６～０．０１３％が好ましい。
　（Ａｌ：０．００２～０．０５０％）
　Ａｌは、重要な脱酸元素であるため０．００２％以上含有する。一方、Ａｌを過剰に含有すると鋼片の表面品位を損ない、靭性に有害な介在物を形成するため０．０５０％を上限とする。Ａｌ量は、好ましくは０．００２～０．０４０％であり、更に好ましくは、０．０１０～０．０４０％である。
　（Ｓｎ：０．０１０～０．３０％）
　合金元素としてＳｎを含有させると、塗装部の耐食性が著しく向上するだけでなく、石炭や鉱石という固形物を収容して運搬するために塗膜が機械的に傷つけられ、塗膜が剥がれて裸鋼となった後の耐食性も著しく向上する。これは、石炭・鉱石運搬船ホールド内のｐＨが低下した環境において、Ｓｎが溶解して鋼材上に析出するが、Ｓｎは水素過電圧の大きい元素であるから、Ｓｎが析出した部分では低ｐＨ環境におけるカソード反応である水素発生反応を著しく抑制することになり、その結果、耐食性が向上する。また、Ｓｎはイオンとして存在する場合においても、鋼材の溶解反応であるアノード反応を抑制する効果がある。これは、Ｓｎイオンの作用により鉄の溶解経路となる鉄表面へのＯＨ－やＣｌ－の吸着を抑制し、鉄の溶解そのものを抑えるためである。これらの効果を得るには、０．０１０％以上の含有量が必要であるが、０．３０％を超えて含有させても前記の効果は飽和するばかりでなく、伸びや靭性の著しい劣化をまねく。したがって、含有量は０．０１０～０．３０％とする。好ましくは、０．０２～０．２５％である。
　（Ｎ：０．００１０～０．００５０％）
　Ｎは、Ａｌと共に窒化物を形成し継手靭性を向上させるため、含有量の下限を０．００１０％以上、好ましくは０．００２％以上とする。一方、Ｎの含有量が過剰であると、固溶Ｎによる脆化や伸びの低下が生じるため、上限を０．００５０％とする。好ましくは、０．００４０％以下である。
　（Ｏ：０．０００５～０．００５０％）
　Ｏは、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭとともに酸化物を形成する。０．００５０％を超えると酸化物が粗大化して伸びや靭性が低下するので、０．００５０％以下とする。一方、Ｏは少ないほど良いが、Ｏを減らすには、例えば、ＲＨ真空脱ガス装置での還流作業が長時間となり現実的ではないので、０．０００５％以上とする。ここで、Оは総酸素（Ｔ．Ｏ）である。
　（Ｃａ：０～０．００８０％、Ｍｇ：０～０．００８０％、ＲＥＭ：０～０．００８０％、Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％、）
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも硫化物を形成することで粗大な介在物（延伸ＭｎＳ等）の生成を抑制する重要な元素である。これらの元素は同等の効果を有するため、個々の含有量は問わないが、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量およびＲＥＭ含有量の合計としては０．０００５～０．００８０％とする必要がある。これらの含有量の合計つまりＣａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭが０．０００５％未満であると伸び向上の効果が安定して得られない。一方、０．００８０％を超えて過剰含有しても効果は飽和し、粗大な酸・硫化物を形成して靭性や伸びを劣化させる。したがって、これらの含有量の合計は、０．０００５～０．００８０％としたが、好ましくは０．００１０～０．００６０％、更に好ましくは０．００１５～０．００４０％である。なお、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭについて、個々の含有量はいずれも０～０．００８％（５～８０ｐｐｍ）とするが、少なくともいずれかひとつの元素の含有量を０．０００５～０．００８％（５～８０ｐｐｍ）とすることが好ましい。
　（Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００３％以下）
　Ｐ、Ｓは、不可避不純物であり、特にここでは、伸びや靭性に対しては望ましくない合金であるＳｎを意図的に含有していることもあって、これらの特性を確保するためにはＰ及びＳの含有量は少ないほど望ましいので、Ｐは０．００８％、Ｓは０．００３％を上限とする。
　（Ｔｉ／Ｎが０．５～４．０）
　Ｔｉ／Ｎを０．５～４．０とするのは、ＴｉをＮで固定して伸びの劣化の原因となるＴｉＣの生成を抑制するためで、少ない方がよいが、０．５未満となるとＮ量が多くなり、固溶Ｎが生じ伸びを劣化させる原因となり、さらにスラブの表面疵の発生の原因ともなる。一方、４．０を超えるとＴｉＣが生成して、伸びを劣化させる。したがって、Ｔｉ／Ｎは０．５～４．０とした。
　以上の元素が、必須成分あるいは、不可避的に含まれる成分である。次に、任意添加元素について述べる。
　更に、強度確保のために、選択元素として、Ｃｕ：０～０．０５％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃｒ：０～０．１０％未満％、Ｍｏ：０～０．５％、Ｖ：０～０．０５０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｂ：０～０．００３０％の群の内の１種又は２種以上を含有してもよい。
　Ｃｕは、焼入れ性を向上させ、高強度化に有効であるが、Ｃｕを過剰に含有する鋼材は、その製造過程において、圧延時に割れが発生しやすく、特にＳｎと共存すると割れ感受性がさらに高くなるという問題があるので、０．０５％を上限とする。好ましくはＣｕの含有量は０．０１％未満とする。
　特にＮｉは、強度確保と靭性向上に有効であると共に、酸性環境において耐食性を向上させる元素であり、母材の耐食性とさびの防食性の両方の効果により腐食を抑制する作用を有する。しかし、Ｎｉを１．０％超含有させた場合、Ｓｎの析出が抑制されるため、Ｓｎによる耐食性改善効果が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。好ましくは、０．０１～１.０％であり、より好ましくは、０．０５％以上であるが、それ未満であっても本発明の効果を阻害しない。
　Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、高強度化に有効であるが、低ｐＨ環境における耐食性を低下させる元素であるため、０．１０％未満とする。より好ましくは、０．０４％未満、さらに好ましくは０．０２％未満である。
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、高強度化に有効であり、裸鋼の耐食性および塗装部の耐食性を向上させる効果も有するが、過剰に含有すると、継手の硬さが上昇して靭性が低下することがあるため、０．５％以下含有することが好ましい。その効果を得るためには、０．０１％以上を含有することが好ましいが、それ未満であっても本発明の効果を阻害しない。
　Ｖは、析出強化により強度上昇に寄与するため、０．０５０％以下を含有することが好ましい。０．０５０％超のＶを含有すると、継手靭性を損なうことがあるため、０．０５０％を上限とする。Ｖ添加の効果を得るためには０．０１０％以上を含有することが好ましいが、それ未満であっても本発明の効果を阻害しない。
　本発明においては、耐食性を向上させるためにＳｎを含有しているが、さらに耐食性を向上させるために、Ｓｎに加えて、Ｃｏを含有させてもよい。Ｃｏは、酸性環境において耐食性を向上させる元素であり、母材の耐食性とさびの防食性の両方の効果により腐食を抑制する作用を有する。しかし、Ｃｏを１．０％超含有させた場合、Ｓｎの析出が抑制されるため、Ｓｎによる耐食性改善効果が低下する。また、フェライトを硬化させて、伸びが低減する。好ましくは、０．０１～１．０％である。
　Ｂは、微量添加により焼き入れ性を高め母材強度向上に寄与するので、０．００３０％以下含有することが好ましい。０．００３０％を超えて添加すると伸びと継手靭性を劣化させる。Ｂ添加の効果を得るためには０．０００３％以上を含有することが好ましいが、それ未満であっても本発明の効果を阻害しない。
　これらの選択元素の下限は０％であってもよい。
　なお、以上に述べた化学組成の残部はＦｅおよび不可避不純物である。
　次に、本発明鋼板のミクロ組織等の限定理由について説明する。以下のミクロ組織は、圧延方向垂直断面について、観察した際の数値である。なお、圧延方向垂直断面とは、圧延方向に垂直であり、且つ、鋼板表面に垂直である面とする。
　（１／４厚部のフェライト面積分率が８０～９５％、１／４厚部のパーライト面積分率が５～２０％、１／４厚部のベイナイト面積分率：０～１０％未満）
　フェライト（α）面積分率が高くなるほど均一伸び特性が向上し、α面積分率が８０％以上となると、急激に伸び特性が改善される。組織は板厚方向で多少変化するが、十分な伸びを確保するために１／４厚部のフェライト面積分率が８０％以上必要である。一方、９５％を超えると強度を確保できないので、１／４厚部のフェライト面積分率を８０～９５％とした。この板厚１／４厚部は、冷却時において、板厚中央部に比べて相対的に冷却速度が速くなり、硬質相が生成しやすく、均一伸びが劣化しやすい領域である。板厚全体を考慮した場合、板厚中央部との特性差を考慮する必要があるので、１／４厚部のフェライト面積分率を８０～９５％に限定したが、８５～９０％がより好ましい。
　また、強度特性である降伏点または耐力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）は、伸び特性ＥＬとは一般にトレードオフの関係にあって、両者を同時に向上させることは一般に困難とされていて、フェライト面積分率を増加させることによって伸び特性が改善されるが、伸びが向上すれば引張強さが低下するので、フェライト面積分率の増加だけでは強度特性の確保に限度がある。
　そこで、本発明では、伸び特性を確保しつつ、強度特性である降伏点または耐力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を確保するために１／４厚部のパーライト面積分率を５％以上とした。しかし、２０％を超えると伸びを確保できなくなるので、上限を２０％とした。好ましくは、１０～１５％である。
　なお、１／４厚部のフェライト面積分率およびパーライト面積分率の合計は、９０％以上とするのが好ましく、１０％未満のベイナイトが存在していても本発明の効果を阻害するものではない。つまり、ベイナイト面積分率の下限は０％であり、その上限は１０％未満である。また、フェライト面積分率およびパーライト面積分率は、光学顕微鏡により５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、画像解析により各相の面積分率を求めたものである。フェライトおよびパーライト以外の残部組織のすべては、ベイナイトであり、フェライト、パーライト、ベイナイト以外の組織は存在しない。ここでいう、「存在しない」とは、光学顕微鏡で観察する限り、その存在を確認できないことをいう。
　（１／４厚部のフェライト粒の平均アスペクト比が１．０～１．５）
　１／４厚部のフェライト粒の平均アスペクト比は小さいほど好ましく、１．５を超えると転位密度が高く伸びが劣化するので、上限を１．５とした。また、下限はフェライト粒が球状となる１．０とした。
　（１／４厚部のフェライト粒の平均粒径が５～２０μｍ）
　１／４厚部のフェライト粒の平均粒径が２０μｍを超えると強度を確保できなくなるので、上限を２０μｍとした。また、フェライト粒は細粒であるほど好ましいが５μｍ未満は工業上実現が難しいので、下限を５μｍとした。ここで限定する平均粒径とは、例えば、５００倍で撮影した２５０μｍ×２００μｍ×５視野の光学顕微鏡組織写真から抽出できる。フェライト粒径は、このような組織写真から各結晶粒の面積により換算した円相当径を単純平均で算出した、結晶粒の平均円相当直径として求めることができる。
　（１／４厚部のフェライト中の平均転位密度が７×１０１２／ｍ２以下）
　伸びを確保するためにはフェライト（α）中の平均転位密度を７×１０１２／ｍ２以下とする必要がある。転位密度が７×１０１２／ｍ２超であると、鋼板の塑性変形により転位が顕著に増殖してフェライト（α）が硬くなり、十分な全伸び（Ｔ．ＥＬ％）が得られない。転位密度は低ければ低いほどよいが、通常１×１０１２／ｍ２を下回ることはほとんどない。平均転位密度の好ましい上限は６×１０１２／ｍ２である。
　（１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、鋼板の表面から１／４厚部まで、および３／４厚部から裏面までのビッカース硬さ平均値が、１／４厚部から３／４厚部までのビッカース硬さ平均値の８０～１０５％）
　厚鋼板の冷却時において、板厚表裏層部は板厚中央部に比べて相対的に冷却速度が速くなり、硬質化しやすく、表層部近傍の硬さが大きすぎると伸びを劣化させる。板厚全体の伸び特性を考慮した場合、板厚表裏層部の硬質化の影響はある程度は許容できるが、板厚表裏層部と板厚中央部との硬度差が大きくなると影響を無視できなくなってくる。そのため、１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、板厚表裏層部（鋼板の表面から１／４厚部まで、および３／４厚部から裏面まで）のビッカース硬さ（Ｈｖ）の平均値を、板厚中心部（板厚の１／４厚部から３／４厚部まで）のビッカース硬さ（Ｈｖ）の平均値の８０～１０５％とすることが必要である。伸びを確保するためには、板厚表裏層部の硬さを抑えた方がよく、板厚表裏層部のビッカース硬さの工業的に可能な下限は、板厚中心部のビッカース硬さ平均値の８０％である。また、１０５％を超えると伸びの確保が困難となる。したがって、（板厚表裏層部のビッカース硬さ平均値）／（板厚中心部のビッカース硬さ平均値）を８０～１０５％とした。なお、ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４のＨＶ１０（つまり試験力９８．０７Ｎのビッカース硬さ）とする。
（板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲でＳｎの最大濃度が０．０１～５．０％）
　Ｓｎは連続鋳造時に中心偏析して板厚中心部に脆化域を形成し、割れを生じさせて局部伸びを劣化させるので、Ｓｎの最大濃度は小さい方が好ましい。Ｓｎの最大濃度の上限は、伸びを確保するためには、板厚中心部（板厚の厚み方向の１／２厚±(板厚の)１０％範囲を意味する）のＳｎの最大濃度は５．０％以下が必要である。より好ましくは、０．０１～１．０％である。なお、Ｓｎの添加濃度の下限値が０．０１％であるので、板厚中心部のＳｎ濃度の下限値は自ずと０．０１％となる。
　Ｓｎは耐食性を向上し、経年使用した場合でも減肉を抑制するので、結果的に衝突安全性能も向上させる。しかしながら単純にＳｎを添加しただけでは、特に板厚中心部分に多く偏析し、伸びに有害であるので、Ｓｎの活用は本件のような衝突安全性能を鑑みた場合、容易ではない。偏析を抑制することで、Ｓｎが板厚全体にわたって比較的均一に適正濃度で分布するため、鋼板表面での耐食性がより向上して、経年使用での腐食反応による板厚減少がより抑制される。望ましくは、上記の板厚中心部のＳｎの最大濃度を板表面下１ｍｍのＳｎの平均濃度で除した値が６０以下とする。
　Ｓｎの最大濃度は、中心偏析を生じやすい板厚中心部の±（板厚の）１０％の範囲、例えば板厚１０ｍｍであれば、板厚の中心部２０％（±１０％）角、すなわち２ｍｍ(±１ｍｍ)角について、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ：電子プローブ微小分析器）により、加速電圧：１５ｋＶ、ビーム径：２０μｍ、照射時間：２０ｍｓ、測定ピッチ：２０μｍで、上記２ｍｍ角の測定範囲を測定したときのＳｎの濃度の最大値である。
　（板厚の厚み方向の１／２厚±(板厚の)１０％範囲のＰの最大濃度が０．０２～０．２０％）
　Ｐは連続鋳造時に中心偏析して板厚中心部に脆化域を形成し、割れを生じさせて局部伸びを劣化させるので、Ｐの最大濃度は小さい方が好ましい。Ｐの最大濃度の上限は特に特定するものではないが、伸びを確保するためには、板厚中心部（板厚の厚み方向の１／２厚±(板厚の)１０％範囲を意味する）のＰの最大濃度は０．２０％以下とすることが好ましい。また、Ｐの最大濃度を０．０２％未満とすることは現実的に困難であるので、０．０２％を下限とし、０．０２～０．２０％を好ましい範囲とした。
　Ｐの最大濃度は、中心偏析を生じやすい板厚中心部の±（板厚の）１０％の範囲、例えば板厚１０ｍｍであれば、板厚の中心部２０％（±１０％）角、すなわち２ｍｍ(±１ｍｍ)角について、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ：電子プローブ微小分析器）により、加速電圧：１５ｋＶ、ビーム径：２０μｍ、照射時間：２０ｍｓ、測定ピッチ：２０μｍで、上記２ｍｍ角の測定範囲を測定したときのＰの濃度の最大値である。
　（冷却する際のフェライト変態開始温度Ａｒ３が７６０～８２０℃）
　鋼を冷却する際のフェライト変態開始温度Ａｒ３は、鋼組成としてのＡｒ３が高いほど高温でフェライト変態するため、フェライト粒内の転位密度が低下し、伸びが向上する。したがって、鋼のＡｒ３が大きい方が好ましいが、８２０℃を超えて大きすぎるとフェライトが粗大化し強度が低下するので、上限を８２０℃とすることが好ましい。一方、Ａｒ３が低すぎるとベイナイトを形成し伸びが劣化するので、７６０℃を下限とすることが好ましい。
　なお、冷却する際のフェライト変態開始温度Ａｒ３は、公知の下記式（１）で示される。
　Ａｒ３＝９１０－３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］
　－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］　・・・　（１）
　但し、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、含有されていない元素は０％とする。
　続いて、本発明に係る鋼板の好適な製造条件を説明する。
　まず、鋳造前処理として、溶鋼から炭素を除く１次精錬を行った後、溶鋼の成分調整をするにあたり、真空脱ガス処理により溶鋼の溶存酸素量を好ましくは６５ｐｐｍ以下、さらに好ましくは４０ｐｐｍ以下に調整する。溶鋼の溶存酸素量を特に４０ｐｐｍ以下に調整するには、例えば、ＲＨ真空脱ガス装置の真空度が１～５ｔｏｒｒ（１３３～６６７Ｐａ）で、溶鋼を１～３分還流して調整する。溶鋼の溶存酸素量を４０ｐｐｍ以下となった後、溶鋼にＡｌをＡｌの最終含有量が０．００２～０．０５０％となるように添加することが好ましい。溶鋼中の溶存酸素量が４０ｐｐｍを以下にすれば、脱酸材としてＡｌを添加し、ＲＨ真空脱ガス装置で還流作業を行うことで、溶鋼中の最終溶存酸素量を１６ｐｐｍ以下、特に１０ｐｐｍ以下に調整することができる。また、溶存酸素量は少ないほどよく、溶鋼の溶存酸素量の下限については設定する必要はない。
　ついで、溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整した後、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上をＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計の最終含有量が０．０００５～０．００８０％となるように添加して優先的に硫化物化して、ＭｎＳ生成を抑制することが好ましい。
　溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下にすれば、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加しても硫化物制御が十分にできる。
　溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整するには、例えば、脱酸剤としてＡｌを添加後、ＲＨ真空脱ガス装置の真空度が１～５ｔｏｒｒ（１３３～６６７Ｐａ）で、溶鋼を１０～６０分還流して、溶鋼の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整する。真空度が１～５ｔｏｒｒ（１３３～６６７Ｐａ）で、溶鋼を１０～６０分還流しなければ、溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下とすることができない。また、溶存酸素量は少ないほどよく、溶鋼の溶存酸素量の下限については設定する必要はない。
　成分調整した溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する際に、鋳片の凝固末期である鋳片の中心固相率が０．２～０．７の範囲において、鋳造ロールの間隙を、鋳造進行方向１ｍにつき０．２ｍｍ～３．０ｍｍ、好ましくは鋳造進行方向１ｍにつき０．５～２．０ｍｍ、さらに好ましくは鋳造進行方向１ｍにつき０．７～１．５ｍｍに狭めて軽圧下しながら鋳造し、Ｓｎ、Ｐ等の濃化溶鋼を上流側に排出させることが好ましい。それにより、有害な中心偏析を低減することが可能となる。ここでいう中心固相率とは、鋳片厚み方向の中心部で、かつ、鋳片幅方向の溶融部分の固相率と定義でき、伝熱、凝固計算によって求めることができること等が知られている。なお、軽圧下をすることが好ましいが、Ｓｎ、Ｐ含有量が低い化学組成の場合には軽圧下をしなくてもよい。
　ついで、鋳造した鋳片（鋼片）を熱間圧延する。
　熱間圧延では、圧延前にまず、鋳片を１２００～１３００℃で４～４８時間加熱した後に室温まで冷却する。耐食性には必要であるが、偏析すると靭性には必ずしも好ましくないＳｎの偏析を拡散させて、板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲でＳｎの最大濃度が０．０１～５．０％とするために、この熱処理（ＳＰ処理）が特に有効であることを知見したことにより、導入した。望ましくは、１２００～１３００℃で２４時間～４８時間加熱する。
　その後、さらに鋳造した鋼片を９５０～１３００℃、好ましくは１０００～１１００℃、より好ましくは１０００～１０５０℃の範囲で低温加熱する。この低温加熱を、ＳＰ処理の加熱に続いておこなうことから、２回目の加熱と呼ぶ。２回目の加熱温度を１３００℃以下にして加熱するとオーステナイト（γと称することがある）粒を微細化し、フェライトを細粒化するともにγ→α変態温度を高めて転位密度を低減することができるので、１３００℃を上限とした。また、９５０℃未満ではγ化が不十分で靭性が劣化するので９５０℃を下限とした。
　加熱した鋼片を粗圧延した後、累積圧下率が５０～７５％の仕上圧延を行う。累積圧下率が５０％を超えるとγ中のα核生成サイトが増え、αを細粒化するとともにγ→α変態温度を高めることができるが、７５％を超えると生産性が低下するので、累積圧下率を５０～７５％としたが、好ましくは５５～６５％である。
　仕上圧延は、αを細粒化するために重要な工程であり、圧延途中の鋼片の表面温度が公知の次式（１）で示す冷却する際のフェライト変態開始温度Ａｒ３－３０℃以上、次式（２）で示す結晶粒の成長が始まる再結晶開始温度Ｔｒｅｘ℃以下で行う。温度がＡｒ３－３０℃未満では２相域圧延となり、延伸したフェライトを形成し、伸びが劣化する。また、Ｔｒｅｘ超では未再結晶域圧延とならず、フェライトが粗大化して伸びを劣化させる。
　Ａｒ３＝９１０－３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］　・・・　（１）
　但し、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、含有されていない元素は０％とする。
　Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０　・・・　（２）
　ここで、［Ｎｂ＊］は、下記式（３）により求めるものとする。
　Ｔｒｅｘは、通常の厚板圧延のパス間時間（１０～１５秒間程度）で概ね再結晶を完了させるために必要な温度（再結晶限界温度）のことで、Ｎｂ添加量を用いて上記の式（２）で表すことができる。
　［Ｓｏｌ．Ｎｂ］＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（［Ｃ］＋１２／１４×［Ｎ］）・・　（３）
　なお、式（３）のＴは鋼片の２回目の加熱温度で、単位は摂氏温度（℃）とし、
［Ｎｂ］≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合は、［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］、
［Ｎｂ］＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合は、［Ｎｂ＊］＝［Ｎｂ］、
とする。ここで、［Ｎｂ］は、Ｎｂ含有量（質量％）を、［Ｓｏｌ．Ｎｂ］は式（３）で求めたＳｏｌ．Ｎｂ（固溶Ｎｂ）（質量％）を表す。
　また、Ｔｒｅｘの式（２）は実験式で、低温加熱することで固溶していないＮｂもあるので、固溶Ｎｂ量（Ｓｏｌ．Ｎｂ量）を、固溶Ｎｂと再結晶温度の関係から求めた式である。
　仕上圧延後の冷却工程としては、仕上圧延された厚鋼板を冷却速度１℃／秒以下の空冷、または鋼板の表面温度がＡｒ３－１５０℃以上、Ａｒ３－５０℃以下の温度まで冷却速度１℃／秒超、２０℃／秒以下の水冷した後空冷する。なお、空冷終了温度は、室温である。
　冷却速度１℃／秒以下の空冷は冷却速度が小さいため、フェライト変態温度が高温化するのでフェライト粒内の転位密度が低下し、伸びを向上させることができる。空冷の冷却速度の下限は、特に限定する必要がない。
　圧延完了後は空冷でもよいが、強度を高めるためには鋼板の表面温度がＡｒ３－１５０℃以上、Ａｒ３－５０℃以下の温度まで冷却速度１℃／秒超、２０℃／秒以下の水冷後に空冷しても良い。冷却停止温度がＡｒ３－１５０℃未満では変態温度が低温化し、フェライト粒内の転位密度上昇やベイナイト形成が起こり、伸びが劣化する。一方、Ａｒ３－５０℃超では効果が得られない。水冷の冷却速度が２０℃／秒を超えると、変態温度が低温化し伸びが劣化するので、水冷の冷却速度の上限は２０℃／秒とした。水冷は、空冷の冷却速度以上であれば効果があるので、水冷の冷却速度の下限は１℃／秒超とした。
　以下、本発明の実施例を表１～４を参照して説明する。
　表１の化学成分を有する鋼片を用いて、表２、３の製造条件により板厚６～４０ｍｍの鋼板を試作した。なお、表２、３のＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ前溶存酸素量は、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加する前を意味する。溶存酸素は、ＺｒＯ２（ＭｇＯ）固体電解質を用いた酸素濃淡電池を有する酸素プローブを溶鋼に挿入することにより測定した。還流時間は、脱酸剤としてＡｌを添加後からＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ添加までの時間、鋳造時の圧下量は、中心固化率０．２～０．７での圧下量（ｍｍ／ｍ）、Ａｒ３は（１）式、Ｔｒｅｘは（２）式、［Ｓｏｌ．Ｎｂ］は（３）式より求めた。冷却条件の欄の冷却速度（℃／ｓ）は、実測された表面温度から、公知の差分法による熱伝導解析により求めた１／２厚部での冷却速度である。表２、３の冷却パターン欄で記載の「空冷」は、水冷（加速冷却）を行わずに空冷を行った例であり、そして、「一部水冷」は圧延後、一部水冷を行った後に空冷を行った例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表４、５に示す製造した各鋼板の組織的特徴を、以下の要領で測定した。
　まず、鋼板のミクロ組織は、鋼板の圧延方向垂直断面が観察できるようにサンプルを採取し、光学顕微鏡により表面から１ｍｍ、板厚１／４、板厚中心部の金属組織を５００倍の倍率で撮影した。次に、画像解析ソフトを用いて適切な条件で二値化処理を施した後、αと第二相（パーライトおよびベイナイト）の総面積を求め、撮影部の全面積で除することにより各相の分率（面積分率％）を求めた。なお、表４、５中、小数点以下は四捨五入している。
　フェライト粒の平均アスペクト比は、５００倍で撮影した２５０μｍ×２００μｍ×５視野の光学顕微鏡組織写真からフェライト粒径を抽出し、その視野中の各フェライト粒を楕円近似し、その長軸と短軸の比の平均値を求めることにより算出した。一方、フェライト粒径は円相当径を単純平均で算出した、結晶粒の平均円相当直径である。
　鋼板（板厚ｔ）の表面から１／４厚部まで（表面～ｔ／４）、または３／４厚部から裏面まで（裏面～３ｔ／４）、そして、１／４厚部から３／４厚部まで（ｔ／４～３ｔ／４厚部の中心部）のそれぞれのビッカース硬さ平均値は、１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験を、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４のＨＶ１０つまり試験力の９８．０７Ｎの条件で測定し、平均値を求めた。
　α中の平均転位密度は、上記板厚各位置から薄膜試料を採取し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて倍率を４００００倍として明視野の観察撮影を行い、得られたＴＥＭ像から任意の直線（長さ：Ｌ）と転位線との交切点の数（Ｎ）を測定し、膜厚：ｔの値を用いて、以下の式（４）により平均転位密度（ρ）を算出した。
　　ρ＝２Ｎ／Ｌｔ　・・・　（４）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表６に機械的性質｛降伏点または耐力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｔ.ＥＬ）｝を測定した結果を示す。
　機械的性質は、板厚中心部から圧延方向と直角の方向に採取したＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の１Ｂ号引張試験片を用いて引張強さ（ＴＳ）評価した。降伏点はＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の上降伏応力(上降伏点)ＲｅＨとし、例外的に降伏現象がなかった場合のみオフセット法の０．２％耐力とした。全伸び（Ｔ．ＥＬ）は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の破断時全伸びＡｔのことを意味し、試験片は、ＪＩＳ１Ｂ号を用いた。
　表６中にて、各鋼はＹＰ３６規格として製造されたものである。
　また、各鋼板から、幅が６０ｍｍ、長さが１００ｍｍ、厚さが３ｍｍの試験片を採取し、全面にショットブラスト加工を施した後、一部の試験片については変性エポキシ系塗料を乾燥膜厚で２００μｍ被覆した。被覆面のうちの片面に、カッターナイフにより幅１ｍｍ、長さ１０ｍｍにわたる傷（×印）を２箇所入れた鋼材面を露出させ、鉱石運搬船における塗膜欠陥を模擬した腐食試験片とした。
　これら裸材および塗装材の試験片について、図１に示すとおり、湿潤、浸漬、乾燥の順に行い１サイクルとし、これを繰り返すサイクル試験を実施し、鉱石運搬船ホールド内の腐食を模擬した。ここで、１００％ＲＨ、５０％ＲＨとは、各温度での飽和水蒸気量に対する％である相対湿度を意味する。また、浸漬において使用した浸漬液は、０．５質量％ＮａＣｌ＋０．１質量％ＣａＣｌ２＋０．５質量％Ｎａ２ＳＯ４水溶液である。また、この水溶液の質量％は溶液に対する％である。
　上記試験を４０サイクル(４０日間)実施し、試験後の各試験片から塗膜および腐食生成物を除去した後、裸鋼については試験後の重量減量より腐食量(板厚減少)を計算した。塗装材については、腐食が認められる面積の試験面積に対する割合を腐食面積率として求めた。また、腐食部における最大腐食深さも同時に測定した。これらの耐食性に関わる評価は経年での使用における減肉の評価として妥当である。表６に上記の試験結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本発明例の番号１～２４は、化学成分、製造条件が適切なために、本発明の範囲内のミクロ組織となったため、いずれも全伸び（Ｔ．ＥＬ）２４％以上、降伏点または耐力（ＹＰ）３５５Ｎ／ｍｍ２以上、引張強さ（ＴＳ）４９０Ｎ／ｍｍ２以上を確保できた。
　また、表６からもわかるように、本発明例番号１～２４においては、圧延割れも発生せず、また裸材および塗装材いずれについても耐食性は良好である。
　一方、比較例の番号２５～４６は化学成分、製造条件のいずれかが本発明の範囲を逸脱していたために、本発明のミクロ組織（フェライト等）とならず、本発明が目的とする機械的性質（ＹＰ、ＴＳ、Ｔ．ＥＬ）、あるいは、耐食性のいずれかが得られなかった。
　すなわち、番号２５は、５０～７５％の仕上圧延の際の鋼片の温度が低すぎたため、１／４厚部のフェライト中の平均転位密度が高く、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。番号２６、２７は２回目の加熱温度が高過ぎたため、仕上圧延でγを細粒化できず、フェライトが本発明の要件（分率、アスペクト比、粒径、平均転位密度のいずれか１以上）を満たしておらず、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。番号２８、２９、３０は仕上圧延の累積圧下率が不足し、フェライトが本発明の要件（分率、アスペクト比、粒径、平均転位密度のいずれか１以上）を満たしておらず、本発明の要件を満たしていないため、強度（ＹＰ、ＴＳ）、全伸び（Ｔ．ＥＬ）のいずれかが低かった。番号３１、３２は、仕上圧延の終了温度が高すぎたため、フェライト（粒径、平均転位密度）が本発明の要件を満たしておらず、番号３１は、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低く、番号３２は、強度（ＹＰ、ＴＳ）が低かった。
　番号３３は、Ｓｉ量が不足していたため、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。番号３４は、Ｓ量が過剰であったため、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低下していた。番号３５は、Ｐ量が過剰であったため、１／２厚±（板厚の）１０％範囲（中心部）でのＰの最大濃度が高く、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。番号３６はＮｂ量が過剰であったため、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低下していた。
　番号３７は、Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭの量が過剰になっていたためにフェライト粒径が大きく、平均転位密度が大きいため、伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。番号３８は、Ｔｉ／Ｎの値が高くＴｉＣが生成し、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。番号３９はＳｎの含有量が低く、良好な耐食性能が得られなかった。番号４０はＳｎの含有量が高く、圧延時に割れが発生すると共に、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。番号４１はＣｏの含有量が高く、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。番号４２はＳＰ処理を行わなかったので、板厚中心部のＳｎの濃度が高く、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。番号４３はＳｎを含有しないため、機械的特性は良好であるが、耐食性に劣る結果となった。番号４４はＮｂの含有量が低く、強度（ＹＰ、ＴＳ）と伸びが低かった。番号４５はＴｉの含有量が低いため、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。番号４６は、Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭの含有量が低いため、全伸び（Ｔ．ＥＬ）が低かった。
 

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．２～１．０％、
    　Ｍｎ：０．５～２．０％、
    　Ｎｂ：０．００３～０．０３０％、
    　Ｔｉ：０．００３～０．０２０％、
    　Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
    　Ｓｎ：０．０１０～０．３０％、
    　Ｎ：０．００１０～０．００５０％、
    　Ｏ：０．０００５～０．００５０％、
    　Ｃａ：０～０．００８０％、
    　Ｍｇ：０～０．００８０％、
    　ＲＥＭ：０～０．００８０％、
    　Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％、
    　Ｐ：０．００８％以下、
    　Ｓ：０．００３％以下、
    　Ｃｕ：０～０．０５％、
    　Ｎｉ：０～１．０％、
    　Ｃｒ：０～０．１０％未満、
    　Ｍｏ：０～０．５％、
    　Ｖ：０～０．０５０％、
    　Ｃｏ：０～１．０％、
    　Ｂ：０～０．００３０％、
    　Ｔｉ／Ｎ：０．５～４．０、
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    　であり；
    　圧延方向断面を観察した際にミクロ組織が、
    　１／４厚部のフェライト面積分率：８０～９５％、
    　１／４厚部のパーライト面積分率：５～２０％、
    　１／４厚部のベイナイト面積分率：０～１０％未満、
    　１／４厚部のフェライト粒の平均アスペクト比：１．０～１．５、
    　１／４厚部のフェライト粒の平均粒径：５～２０μｍ、
    　１／４厚部のフェライト中の平均転位密度：７×１０１２／ｍ２以下、
    　であり；
    　１ｍｍピッチのビッカース硬さの試験で、
    　鋼板の表面から１／４厚部までおよび３／４厚部から裏面までのビッカース硬さ平均値が、１／４厚部から３／４厚部までのビッカース硬さ平均値の８０～１０５％、
    　板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲でＳｎの最大濃度が０．０１～５．０％；
    　であることを特徴とする石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。
  2. 　板厚の厚み方向の１／２厚±（板厚の）１０％範囲でＰの最大濃度が０．０２～０．２０％；
    　であることを特徴とする請求項１に記載の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。
  3. 　下記式（１）で示されるＡｒ３が、７６０～８２０℃であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。
    　Ａｒ３＝９１０－３１０［Ｃ］＋６５［Ｓｉ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］
    　　　　－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］　・・・　（１）
    　但し、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。なお、含有されていない元素は０％とする。
  4. 　板厚が５～５０ｍｍであることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。
  5. 　引張強さ（ＴＳ）が４９０～６２０Ｎ／ｍｍ２であることを特徴とする請求項１～請求項４のいずれか一項に記載の石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板。
     
PCT/JP2018/010616 2018-03-16 2018-03-16 石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板 WO2019176112A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018534889A JP6418361B1 (ja) 2018-03-16 2018-03-16 石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板
KR1020197017266A KR102021815B1 (ko) 2018-03-16 2018-03-16 석탄·광석 운반선 홀드용 강판
CN201880005365.XA CN110536973B (zh) 2018-03-16 2018-03-16 煤/矿石运输船货舱用钢板
PCT/JP2018/010616 WO2019176112A1 (ja) 2018-03-16 2018-03-16 石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2018/010616 WO2019176112A1 (ja) 2018-03-16 2018-03-16 石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019176112A1 true WO2019176112A1 (ja) 2019-09-19

Family

ID=64098672

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/010616 WO2019176112A1 (ja) 2018-03-16 2018-03-16 石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP6418361B1 (ja)
KR (1) KR102021815B1 (ja)
CN (1) CN110536973B (ja)
WO (1) WO2019176112A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020158853A (ja) * 2019-03-27 2020-10-01 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法
WO2022074933A1 (ja) * 2020-10-05 2022-04-14 株式会社神戸製鋼所 伸び特性と耐食性に優れた低強度の厚鋼板
WO2023008163A1 (ja) * 2021-07-27 2023-02-02 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101879082B1 (ko) * 2016-12-21 2018-07-16 주식회사 포스코 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법
CN113574197B (zh) * 2019-03-14 2022-09-06 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012246520A (ja) * 2011-05-26 2012-12-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐疲労き裂進展特性および溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼材並びにその製造方法
JP2013253275A (ja) * 2012-06-06 2013-12-19 Jfe Steel Corp 石炭船または石炭・鉱石兼用船の船倉用耐食鋼
JP2014001450A (ja) * 2012-05-23 2014-01-09 Jfe Steel Corp 耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材
JP6264519B1 (ja) * 2016-10-06 2018-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 石炭船および石炭・鉱石兼用船ホールド用鋼材ならびに船舶

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3434431B2 (ja) 1997-04-28 2003-08-11 新日本製鐵株式会社 衝突エネルギー吸収能に優れた鋼板およびその製造方法
JP3499126B2 (ja) 1998-03-03 2004-02-23 新日本製鐵株式会社 衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板およびその製造方法
JP3578126B2 (ja) 2001-09-14 2004-10-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法
JP4476923B2 (ja) 2005-12-15 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 衝突吸収性と母材靭性に優れた鋼板
JP4811277B2 (ja) 2007-01-16 2011-11-09 住友金属工業株式会社 石炭・鉱石運搬船ホールド用耐食性鋼材
JP5368820B2 (ja) * 2008-03-27 2013-12-18 株式会社神戸製鋼所 耐震性に優れた建築構造用７８０ＭＰａ級低降伏比円形鋼管およびその製造方法
WO2016098234A1 (ja) * 2014-12-18 2016-06-23 新日鐵住金株式会社 鋼材、この鋼材を用いた船舶のバラストタンク及び船倉、並びにこのバラストタンクまたは船倉を備える船舶
JP6007968B2 (ja) 2014-12-26 2016-10-19 新日鐵住金株式会社 高強度高延性厚板鋼板とその製造方法
US11401571B2 (en) * 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
KR102029566B1 (ko) * 2015-05-26 2019-10-07 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012246520A (ja) * 2011-05-26 2012-12-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐疲労き裂進展特性および溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼材並びにその製造方法
JP2014001450A (ja) * 2012-05-23 2014-01-09 Jfe Steel Corp 耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材
JP2013253275A (ja) * 2012-06-06 2013-12-19 Jfe Steel Corp 石炭船または石炭・鉱石兼用船の船倉用耐食鋼
JP6264519B1 (ja) * 2016-10-06 2018-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 石炭船および石炭・鉱石兼用船ホールド用鋼材ならびに船舶

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020158853A (ja) * 2019-03-27 2020-10-01 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法
JP7256373B2 (ja) 2019-03-27 2023-04-12 日本製鉄株式会社 鋼材およびその製造方法
WO2022074933A1 (ja) * 2020-10-05 2022-04-14 株式会社神戸製鋼所 伸び特性と耐食性に優れた低強度の厚鋼板
JP2022060949A (ja) * 2020-10-05 2022-04-15 株式会社神戸製鋼所 伸び特性と耐食性に優れた低強度の厚鋼板
JP7350705B2 (ja) 2020-10-05 2023-09-26 株式会社神戸製鋼所 伸び特性と耐食性に優れた低強度の厚鋼板
WO2023008163A1 (ja) * 2021-07-27 2023-02-02 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
JP7277862B1 (ja) * 2021-07-27 2023-05-19 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
CN110536973A (zh) 2019-12-03
JP6418361B1 (ja) 2018-11-07
KR102021815B1 (ko) 2019-09-18
CN110536973B (zh) 2020-08-18
JPWO2019176112A1 (ja) 2020-04-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6418361B1 (ja) 石炭・鉱石運搬船ホールド用鋼板
JP6007968B2 (ja) 高強度高延性厚板鋼板とその製造方法
JP7201068B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
US9109275B2 (en) High-strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same
CN110050082B (zh) 高Mn钢板及其制造方法
CN109154045B (zh) 镀覆钢板及其制造方法
JP6238474B2 (ja) 加工性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板及びその製造方法
TWI704237B (zh) 鋼板及琺瑯製品
CN109563582B (zh) 薄钢板及其制造方法
JP2006283130A (ja) 塗膜密着性と延性に優れた高強度冷延鋼板および自動車用鋼部品
JP5907320B1 (ja) ステンレス冷延鋼板用素材およびその製造方法
JP2014019928A (ja) 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
US11628512B2 (en) Clad steel plate and method of producing the same
EP2990498A1 (en) H-shaped steel and method for producing same
CN107236909A (zh) 可用于‑60℃低温环境的高强度、高韧性耐腐蚀钢及其生产方法
MX2007006789A (es) Articulo tubular de acero inoxidable martensitico para campos petroleros.
JP2004156095A (ja) 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2017066516A (ja) フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
JP5364993B2 (ja) 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN115443344B (zh) 钢板及其制造方法
JP5915435B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5434040B2 (ja) 化成処理性に優れた高加工性高強度薄鋼板の製造方法
WO2023286536A1 (ja) 厚鋼板および厚鋼板の製造方法
JP2023148712A (ja) 高強度厚鋼板とその製造方法
JP2024500725A (ja) めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018534889

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: KR1020197017266

Country of ref document: KR

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18909422

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 18909422

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1