JP7272471B2 - 鋼板 - Google Patents
鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7272471B2 JP7272471B2 JP2021576659A JP2021576659A JP7272471B2 JP 7272471 B2 JP7272471 B2 JP 7272471B2 JP 2021576659 A JP2021576659 A JP 2021576659A JP 2021576659 A JP2021576659 A JP 2021576659A JP 7272471 B2 JP7272471 B2 JP 7272471B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- toughness
- affected zone
- precipitates
- 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
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
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)
Description
本発明は、船舶や建築・土木等の分野における各種鋼構造物に使用される鋼材に関わり、特に溶接入熱量が２０.０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接を施した場合においても優れた溶接熱影響部靭性を有する鋼板に関する。
鋼材の高強度化、厚肉化に伴い溶接施工に、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接など生産能率に優れる大入熱溶接の適用要望が増加している。大入熱溶接された溶接熱影響部（以降、ＨＡＺという場合がある）の靭性は低下するため、種々の大入熱溶接用鋼が提案されている。例えば、ＴｉＮを鋼中に微細分散させ、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制する技術、および溶接熱影響部でのフェライト変態核として利用する技術が実用化されている。
ＴｉＮの析出物を利用した組織粗大化の抑制は経済的にも有用であり広く利用されている。一方で、溶接熱影響部においてＴｉＮが溶解するほどの高温度域ではこれらの効果は得られず、さらに溶解したＴｉＮにより固溶Ｔｉおよび固溶Ｎが過剰になることで、地組織が脆化して靭性が著しく低下するという問題があった。
そのため、特許文献１では、溶接熱影響部の高温域でも溶解しにくいＴｉ酸化物のうち、粒度５μｍ以下のＴｉＯｘ（但し、ｘ：０．６５～１．３）を鋼中に微細分散させて、溶接熱影響部における針状フェライトの生成核として利用して、溶接熱影響部の靭性を向上させる技術が提案されている。特許文献２では、成分組成におけるＢ、Ｎおよびｓｏｌ．Ａｌ量を調整して、溶接熱影響部を微細化させるＢＮを積極的に析出させて、溶接熱影響部の靭性を向上させる技術が提案されている。
また、特許文献３では、成分組成においてＴｉ－Ｂ－Ｎ量をＨＡＺ靭性が高靭性領域となるように調整し、更にＣａまたはＣｅを添加して介在物の形態制御による靭性改善効果を付与する技術が提案されている。特許文献４では、成分組成を低Ｎ－低Ｔｉ系として、溶接のボンド部においても安定な硫・酸化物を形成するＲＥＭを添加することで大入熱溶接部の靭性を改善する技術も提案されている。さらに特許文献５では、変態核となって溶接熱影響部でのフェライト変態を促進するＣａ系非金属介在物をＣａ、Ｏ、Ｓ含有量を適正に制御することで鋼中に微細分散させ、２０.０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接の溶接熱影響部靭性を向上させる技術が開示されている。
しかしながら、上記特許文献１に記載されているＴｉ酸化物を利用する技術は、特に大量製造においては酸化物を均一に微細分散させることが困難で、安定的に溶接熱影響部の靭性を確保できないという課題がある。特許文献２に記載の技術では鋳造時に窒化物主体の介在物を起点とした割れが生成する場合がある。また、特許文献３～４における技術では、２０.０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接で溶接熱影響部のオーステナイトの粒成長を十分に抑制することが困難なため、継手における靭性が不安定になるという課題がある。また、特許文献５に記載の技術は安定した靭性を確保することが難しいという課題がある。
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、溶接入熱が２０.０ｋＪ／ｍｍ以上となる大入熱溶接熱影響部において優れた靭性を有する鋼板を提供することを目的とする。
発明者等は上記課題を解決するため種々の検討を重ね、以下の知見を得た。
工業生産性に優れるＴｉＮの析出物を利用して溶接熱影響部における組織の粗大化を抑制するためには、母材鋼板中におけるＴｉＮの析出物の大きさを適正に制御することが肝要である。すなわち、熱力学上の計算溶融温度以上における高温に曝されても溶け残るような大きさのＴｉＮの析出物を一定量以上確保することで、溶接熱影響部における組織の粗大化を安定して抑制し、溶接熱影響部において優れた靭性を有する鋼板を得ることができる。また、本発明では、ＴｉＮの析出物の制御に加えて、Ｓ、ＣａおよびＯの量を制御することで、溶接熱影響部における組織の粗大化を抑制し、溶接熱影響部において優れた靭性を有する鋼板を得ることができる。
本発明は、上記に得られた知見をもとに更に検討を加えて完成したものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１２０％、
Ｓｉ：０．０１～０．１５％、
Ｍｎ：０．８０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００３０～０．００８０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物であり、
さらに、Ｓ、Ｃａ、Ｏが下記（１）式を満たすように含有し、ＴｉＮの析出物のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で４０％以上である鋼板。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
但し、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
［２］成分組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．５０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、および、
Ｎｂ：０．０５％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［１］に記載の鋼板。
［３］ 成分組成が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００２５％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［１］または［２］に記載の鋼板。
［１］成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１２０％、
Ｓｉ：０．０１～０．１５％、
Ｍｎ：０．８０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００３０～０．００８０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物であり、
さらに、Ｓ、Ｃａ、Ｏが下記（１）式を満たすように含有し、ＴｉＮの析出物のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で４０％以上である鋼板。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
但し、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
［２］成分組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．５０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、および、
Ｎｂ：０．０５％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［１］に記載の鋼板。
［３］ 成分組成が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００２５％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下の中から選ばれる１種以上を含有する［１］または［２］に記載の鋼板。
本発明によれば、溶接入熱が２０.０ｋＪ／ｍｍ以上となる大入熱溶接熱影響部での優れた靭性を備えた鋼板が得られ、産業上極めて有用である。
以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。まず、本発明の鋼板が有すべき成分組成について説明する。以下の説明において、化学成分に関する％表示は全て質量％を意味する。
Ｃ：０．０３０～０．１２０％
Ｃは、鋼材の強度を高める元素であり、構造用鋼として必要な強度を確保するためには、０．０３０％以上含有させる必要がある。よって、Ｃ含有量の下限は、０．０３０％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４０％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上であり、さらに好ましくは０．０６０％以上である。一方、Ｃが０．１２０％を超えると、溶接熱影響部において島状マルテンサイト（以降、ＭＡという場合もある。）が生成し易くなり、靭性の低下につながるため、上限は０．１２０％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１００％以下であり、より好ましくは０．０９０％以下であり、さらに好ましくは０．０８５％以下である。
Ｃは、鋼材の強度を高める元素であり、構造用鋼として必要な強度を確保するためには、０．０３０％以上含有させる必要がある。よって、Ｃ含有量の下限は、０．０３０％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４０％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上であり、さらに好ましくは０．０６０％以上である。一方、Ｃが０．１２０％を超えると、溶接熱影響部において島状マルテンサイト（以降、ＭＡという場合もある。）が生成し易くなり、靭性の低下につながるため、上限は０．１２０％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１００％以下であり、より好ましくは０．０９０％以下であり、さらに好ましくは０．０８５％以下である。
Ｓｉ：０．０１～０．１５％
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸剤として添加される元素であり、０．０１％以上の含有が必要である。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０４％以上であり、もっとも好ましくは０．０６％以上である。しかし、０．１５％を超えると、母材の靱性が低下するほか、大入熱溶接熱影響部において島状マルテンサイトの生成傾向を高め、靱性の低下を招くことがある。よって、Ｓｉ含有量は０．１５％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１３％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０９％以下である。
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸剤として添加される元素であり、０．０１％以上の含有が必要である。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０４％以上であり、もっとも好ましくは０．０６％以上である。しかし、０．１５％を超えると、母材の靱性が低下するほか、大入熱溶接熱影響部において島状マルテンサイトの生成傾向を高め、靱性の低下を招くことがある。よって、Ｓｉ含有量は０．１５％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１３％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０９％以下である。
Ｍｎ：０．８０～２．００％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、Ｍｎ含有量は、０．８０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．００％以上であり、より好ましくは１．２０％以上であり、さらに好ましくは１．４０％以上であり、もっとも好ましくは１．５０％以上である。一方、Ｍｎ含有量は２．００％を超えるとＨＡＺの靭性を著しく劣化させるため、２．００％以下とする。なお、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．９０％以下であり、より好ましくは１．８５％以下であり、さらに好ましくは１．８０％以下であり、もっとも好ましくは１．７０％以下である。
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、Ｍｎ含有量は、０．８０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．００％以上であり、より好ましくは１．２０％以上であり、さらに好ましくは１．４０％以上であり、もっとも好ましくは１．５０％以上である。一方、Ｍｎ含有量は２．００％を超えるとＨＡＺの靭性を著しく劣化させるため、２．００％以下とする。なお、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．９０％以下であり、より好ましくは１．８５％以下であり、さらに好ましくは１．８０％以下であり、もっとも好ましくは１．７０％以下である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、ボンド部近傍のＨＡＺでのＭＡ生成を促進し、靭性を大きく低下させるため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とした。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｐはコストの増加を招くので、Ｐ含有量は０．００２％以上が好ましい。
Ｐは、ボンド部近傍のＨＡＺでのＭＡ生成を促進し、靭性を大きく低下させるため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とした。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｐはコストの増加を招くので、Ｐ含有量は０．００２％以上が好ましい。
Ｓ：０．０００５～０．００５０％
Ｓはフェライトの核生成サイトとして作用するＭｎＳあるいはＣａＳを形成するために必要な元素である。このため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。しかしながら、Ｓを過度に含有させると母材靭性の低下を招くため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４０％以下であり、より好ましくは０．００３５％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
Ｓはフェライトの核生成サイトとして作用するＭｎＳあるいはＣａＳを形成するために必要な元素である。このため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。しかしながら、Ｓを過度に含有させると母材靭性の低下を招くため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４０％以下であり、より好ましくは０．００３５％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
Ａｌ：０．００５～０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸のために含有される元素であり、Ａｌ含有量は、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。しかし、０．１００％を超えて含有すると、母材の靱性のみならず、溶接金属の靱性をも低下させる。よって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８５％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下であり、さらに好ましくは０．０６５％以下である。
Ａｌは、鋼の脱酸のために含有される元素であり、Ａｌ含有量は、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。しかし、０．１００％を超えて含有すると、母材の靱性のみならず、溶接金属の靱性をも低下させる。よって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８５％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下であり、さらに好ましくは０．０６５％以下である。
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、溶鋼の凝固時にＴｉＮとなって母材中に析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することで母材靭性の向上に寄与する。また、溶接時には溶接熱影響部においてＴｉＮが組織の粗大を抑制するとともにフェライトの変態核となって、高靱性化に寄与する。斯かる効果を得るためには、０．００５％以上の含有が必要である。よって、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１１％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ｔｉは０．０３０％を超えて含有すると、析出したＴｉＮが過剰に粗大化し、上記効果が得られなくなる。よって、Ｔｉ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２７％以下であり、より好ましくは０．０２４％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
Ｔｉは、溶鋼の凝固時にＴｉＮとなって母材中に析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することで母材靭性の向上に寄与する。また、溶接時には溶接熱影響部においてＴｉＮが組織の粗大を抑制するとともにフェライトの変態核となって、高靱性化に寄与する。斯かる効果を得るためには、０．００５％以上の含有が必要である。よって、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１１％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ｔｉは０．０３０％を超えて含有すると、析出したＴｉＮが過剰に粗大化し、上記効果が得られなくなる。よって、Ｔｉ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２７％以下であり、より好ましくは０．０２４％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
Ｎ：０．００３０～０．００８０％
Ｎは、ＴｉＮを生成させ、靭性向上に寄与するため、Ｎ含有量は０．００３０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３５％以上であり、より好ましくは０．００４０％以上である。一方、０．００８０％を超えると溶接熱サイクルにより高温で保持されＴｉＮが溶解した場合に、生地組織への固溶Ｎが過剰になり靭性を劣化させることが懸念される。以上より、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００６５％以下であり、さらに好ましくは０．００７０％以下である。
Ｎは、ＴｉＮを生成させ、靭性向上に寄与するため、Ｎ含有量は０．００３０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３５％以上であり、より好ましくは０．００４０％以上である。一方、０．００８０％を超えると溶接熱サイクルにより高温で保持されＴｉＮが溶解した場合に、生地組織への固溶Ｎが過剰になり靭性を劣化させることが懸念される。以上より、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００６５％以下であり、さらに好ましくは０．００７０％以下である。
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
ＣａはＳを固定して靭性を改善させる効果がある。その効果を得るため、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｃａ含有量は０．００３０％を超えると効果が飽和するため、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
ＣａはＳを固定して靭性を改善させる効果がある。その効果を得るため、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｃａ含有量は０．００３０％を超えると効果が飽和するため、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｏ：０．００４０％以下
ＯはＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の生成に間接的に影響を与えるため、Ｏ含有量は０．００４０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２５％以下である。なお、Ｏ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の酸素量低減はコストの増加を招くので、Ｏ含有量は０．０００３％以上が好ましい。
ＯはＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の生成に間接的に影響を与えるため、Ｏ含有量は０．００４０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２５％以下である。なお、Ｏ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の酸素量低減はコストの増加を招くので、Ｏ含有量は０．０００３％以上が好ましい。
また、本発明はＳ、Ｃａ、Ｏが以下の（１）式を満たす必要がある。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
但し、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
（１）式中の「（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ」の値（以下、Ａ値と称する）が０以下の場合、ＣaＳが晶出せずＳはＭｎＳ単体として析出して、鋼板製造時に圧延方向に伸長して母材靭性を低下させる。また、溶接熱影響部においてＭｎＳが溶融されるため優れた靭性を得られない。よってＡ値は０超とする。Ａ値は、好ましくは０．１以上であり、より好ましくは０．２以上であり、さらに好ましくは０．３以上である。一方、Ａ値が１以上の場合、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核となるＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、溶接熱影響部にフェライトが生成せず、靭性向上効果が得られない。よってＡ値は１未満とする。Ａ値は、好ましくは０．８以下であり、より好ましくは０．７以下である。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
但し、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
（１）式中の「（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ」の値（以下、Ａ値と称する）が０以下の場合、ＣaＳが晶出せずＳはＭｎＳ単体として析出して、鋼板製造時に圧延方向に伸長して母材靭性を低下させる。また、溶接熱影響部においてＭｎＳが溶融されるため優れた靭性を得られない。よってＡ値は０超とする。Ａ値は、好ましくは０．１以上であり、より好ましくは０．２以上であり、さらに好ましくは０．３以上である。一方、Ａ値が１以上の場合、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核となるＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、溶接熱影響部にフェライトが生成せず、靭性向上効果が得られない。よってＡ値は１未満とする。Ａ値は、好ましくは０．８以下であり、より好ましくは０．７以下である。
以上が本発明の基本成分組成であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
本発明において、上記成分に加えてさらに、強度向上などを目的として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの中から選ばれる１種以上を、選択的元素として下記の範囲で含有することができる。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過剰に添加すると鋳造した鋼塊の割れを助長し、鋼板の靭性を低下させることが懸念される。よって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５０％以下が好ましく、より好ましくは０．３０％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、０．０４％以上とするのがより好ましい。
Ｃｕは鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過剰に添加すると鋳造した鋼塊の割れを助長し、鋼板の靭性を低下させることが懸念される。よって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５０％以下が好ましく、より好ましくは０．３０％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、０．０４％以上とするのがより好ましい。
Ｎｉ：１．５０％以下
Ｎｉは、鋼板の靭性を向上させるとともに、強度も上昇させるが、過剰な添加は母材およびＨＡＺの靭性を低下させ、また製造コストを圧迫する。よってＮｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は１．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、０．０４％以上とすることがより好ましい。
Ｎｉは、鋼板の靭性を向上させるとともに、強度も上昇させるが、過剰な添加は母材およびＨＡＺの靭性を低下させ、また製造コストを圧迫する。よってＮｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は１．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、０．０４％以上とすることがより好ましい。
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は母材およびＨＡＺの靭性を低下させる。よって、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、０．０３％以上とすることがより好ましい。
Ｃｒは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は母材およびＨＡＺの靭性を低下させる。よって、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、０．０３％以上とすることがより好ましい。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は母材およびＨＡＺの靭性を低下させる。よって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、０．００４％以上とすることがより好ましい。
Ｍｏは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は母材およびＨＡＺの靭性を低下させる。よって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、０．００４％以上とすることがより好ましい。
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は母材およびＨＡＺの靭性を低下させる。よって、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、０．００４％以上とすることがより好ましい。
Ｖは鋼板の高強度化に有利な元素であるが、過剰な含有は母材およびＨＡＺの靭性を低下させる。よって、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、０．００４％以上とすることがより好ましい。
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂの鋼板の強度向上に大きく寄与するが、過剰な含有は溶接熱影響部組織において上部ベイナイトや島状マルテンサイトの増加の原因となる事があり、靭性の低下につながる。よって、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、０．００３％以上でとすることがより好ましい。
Ｎｂの鋼板の強度向上に大きく寄与するが、過剰な含有は溶接熱影響部組織において上部ベイナイトや島状マルテンサイトの増加の原因となる事があり、靭性の低下につながる。よって、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。一方、かかる効果を得るためには、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、０．００３％以上でとすることがより好ましい。
また、本発明の鋼材は、上記成分に加えてさらに、Ｂ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭから選ばれる１種以上を、選択的元素として下記の範囲で含有することができる。
Ｂ：０．００２５％以下
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減し、また、フェライト変態核となりフェライトを生成して靭性を向上させる。かかる効果を得るためには、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０００３％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．０００８％以上である。しかし、Ｂは０．００２５％を超えて含有すると、母材およびＨＡＺの靱性低下を招く。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．００２５％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２０％以下であり、より好ましくは０．００１８％以下である。
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減し、また、フェライト変態核となりフェライトを生成して靭性を向上させる。かかる効果を得るためには、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０００３％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．０００８％以上である。しかし、Ｂは０．００２５％を超えて含有すると、母材およびＨＡＺの靱性低下を招く。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．００２５％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２０％以下であり、より好ましくは０．００１８％以下である。
Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０２００％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下
Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭはいずれも、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発現させるには、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭを含有する場合には、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量はそれぞれ０．００１０％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．００１０％以上、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量はそれぞれ０．００１５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｇは０．００５０％超え、ＺｒおよびＲＥＭはそれぞれ０．０２００％を超えて含有しても、その効果は飽和するだけである。よって、これらの元素を含有する場合は、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０２００％以下とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０１％以下である。
Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭはいずれも、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発現させるには、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭを含有する場合には、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量はそれぞれ０．００１０％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．００１０％以上、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量はそれぞれ０．００１５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｇは０．００５０％超え、ＺｒおよびＲＥＭはそれぞれ０．０２００％を超えて含有しても、その効果は飽和するだけである。よって、これらの元素を含有する場合は、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０２００％以下とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下、Ｚｒ含有量およびＲＥＭ含有量はそれぞれ０．０１％以下である。
つぎに、本発明の鋼板の組織について説明する。
ＴｉＮの析出物のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で４０％以上、
鋼板中のＴｉＮの析出物について、全析出量のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合（以下、Ｐ値ともいう）で４０％以上とすることにより、２０.０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接を施した場合においてもＴｉＮが溶け残る。その結果、その後のオーステナイトの粒成長を抑制し、熱影響部および鋼板の靭性向上に寄与する。よって、ＴｉＮの析出物の全析出量のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で、４０％以上とする。ＴｉＮの析出物の全析出量のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上とする。一方、サイズ（円相当径）の大きい析出物の質量割合が過剰に増大すると析出物が粗大化して破壊の起点となる可能性があることから、ＴｉＮの析出物の全析出量のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で、９８％以下とすることが好ましい。ＴｉＮの析出物の全析出量のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で、９８％以下がより好ましく、９５％以下がさらに好ましい。また、円相当径で２．０μｍを超える析出物は脆性破壊の起点となる可能性があるため極力低減することが望ましい。
鋼板中のＴｉＮの析出物について、全析出量のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合（以下、Ｐ値ともいう）で４０％以上とすることにより、２０.０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接を施した場合においてもＴｉＮが溶け残る。その結果、その後のオーステナイトの粒成長を抑制し、熱影響部および鋼板の靭性向上に寄与する。よって、ＴｉＮの析出物の全析出量のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で、４０％以上とする。ＴｉＮの析出物の全析出量のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上とする。一方、サイズ（円相当径）の大きい析出物の質量割合が過剰に増大すると析出物が粗大化して破壊の起点となる可能性があることから、ＴｉＮの析出物の全析出量のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で、９８％以下とすることが好ましい。ＴｉＮの析出物の全析出量のうち円相当径で０．１μｍを超える析出物が質量割合で、９８％以下がより好ましく、９５％以下がさらに好ましい。また、円相当径で２．０μｍを超える析出物は脆性破壊の起点となる可能性があるため極力低減することが望ましい。
円相当径で０．１μｍを超える析出物割合を制御するためには、例えば、鋳造時において１４５０℃から１３００℃までの平均冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ以下となるように調整することで析出後のオストワルド成長により円相当径で０．１μｍを超える析出物の質量割合を４０％以上とすることができる。上記冷却速度が０．５℃／ｓｅｃよりも大きい場合には、円相当径で０．１μｍ以下の析出物の割合が増加し、２０.０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接の際にＴｉＮの大半が溶解してしまい、その後の粒成長を十分に抑制することができない。
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板は、上記の鋳造時の平均冷却速度以外の製造方法については、従来公知の方法で製造することができる。例えば、転炉や電気炉等で溶製した鋼をＲＨ脱ガス等で二次精錬して鋼成分を上記適正範囲に調整した後、連続鋳造または造塊－分塊工程を経てスラブ等の鋼素材とする。なお、連続鋳造または造塊の時に、平均冷却速度を制御すればよい。次いで、上記鋼素材を再加熱し、熱間圧延して所望の寸法の鋼板とした後、放冷する工程を経て、あるいは、上記熱間圧延後、加速冷却、直接焼入れ－焼戻し、再加熱焼入れ－焼戻し、再加熱焼準－焼戻しなどの工程を経て製造することができる。本発明で得られる板厚の範囲は９ｍｍ～５０ｍｍである。
本発明の鋼板は、溶接入熱が２０．０ｋＪ／ｍｍ以上となる大入熱影響部において優れた靭性を備える。具体的には、溶接入熱が２０．０ｋＪ／ｍｍ以上となる大入熱影響部において、－４０℃でのシャルピー衝撃試験を行った場合に、１００Ｊ超の衝撃吸収値（ｖＥ－４０℃）が得られる。
以下に本発明の実施例を説明する。なお本発明の鋼板及びその製造方法は実施例に限定されるものではない。
１５０ｋｇの高周波溶解炉を用いて、表１に示す成分組成を有するＮｏ．１～１８の鋼を溶製し、表２に示す平均冷却速度で鋳造して鋼塊とした後、熱間圧延を行い、厚さが５０ｍｍの鋼板とした。得られた鋼板について、ＱＵＡＮＰＡＳＳ法（特開２０１０－１２７７８号公報参照）を用いてＴｉＮ析出物の定量を行った。具体的には、鋼板の板厚の１／４位置から、１０ｍｍ角の板状金属試料を切り出し、該金属試料を電解液中で電解し、析出物等を抽出し、サイズ別にフィルタリングおよび定量分析することを繰り返す試験を行った。定量結果から、全ＴｉＮ析出物のうち円相当径で０．１μｍを超える大きさのＴｉＮ析出物の質量割合をＰ値とした。
また、溶接熱影響部の靭性を評価するために、大入熱溶接を模擬した再現熱サイクル試験を行った。鋼板の板厚１／４位置から幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚さ１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後、８００～５００℃間を３００秒で冷却する再現熱サイクルを施した後、これらの試験片から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取した。得られたシャルピー試験片について試験温度：－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、靭性を評価した。３本の試験結果の平均の衝撃吸収値（ｖＥ－４０℃）が１００Ｊを超えたものを良好な結果とした。上記再現熱サイクル条件は、板厚５０ｍｍでの１パス溶接を模擬した入熱量３０.０ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接の場合のボンド部の熱履歴に相当する。
表２に、鋳造時における１４５０℃から１３００℃までの平均冷却速度、Ｐ値および溶接熱影響部の靭性の試験結果を併せて示す。
Claims (3)
- 成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１２０％、
Ｓｉ：０．０１～０．１５％、
Ｍｎ：０．８０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００３０～０．００８０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物であり、
さらに、Ｓ、Ｃａ、Ｏが下記（１）式を満たすように含有し、ＴｉＮの析出物のうち円相当径で０．１μｍ超え２．０μｍ以下の析出物が質量割合で４０％以上である鋼板。
０＜（Ｃａ－（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１ ・・・（１）
但し、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。 - 成分組成が、更に、質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．５０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、および、
Ｎｂ：０．０５％以下の中から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の鋼板。 - 成分組成が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００２５％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．０２００％以下の中から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の鋼板。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020165378 | 2020-09-30 | ||
| JP2020165378 | 2020-09-30 | ||
| PCT/JP2021/033646 WO2022070873A1 (ja) | 2020-09-30 | 2021-09-14 | 鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2022070873A1 JPWO2022070873A1 (ja) | 2022-04-07 |
| JP7272471B2 true JP7272471B2 (ja) | 2023-05-12 |
Family
ID=80951407
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2021576659A Active JP7272471B2 (ja) | 2020-09-30 | 2021-09-14 | 鋼板 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7272471B2 (ja) |
| KR (1) | KR20230051276A (ja) |
| CN (1) | CN116171335B (ja) |
| BR (1) | BR112023004211A2 (ja) |
| TW (1) | TWI806170B (ja) |
| WO (1) | WO2022070873A1 (ja) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010111924A (ja) | 2008-11-07 | 2010-05-20 | Jfe Steel Corp | 大入熱溶接部靭性に優れた建築用低降伏比鋼板およびその製造方法 |
| JP2010174314A (ja) | 2009-01-28 | 2010-08-12 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 |
| JP2013060631A (ja) | 2011-09-13 | 2013-04-04 | Kobe Steel Ltd | 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、およびその製造方法 |
| JP2014029019A (ja) | 2012-07-03 | 2014-02-13 | Jfe Steel Corp | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用鋼板の製造方法 |
| WO2015141203A1 (ja) | 2014-03-17 | 2015-09-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接用鋼材 |
| JP2020510749A (ja) | 2016-12-23 | 2020-04-09 | ポスコＰｏｓｃｏ | 低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
Family Cites Families (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51143986A (en) | 1975-06-06 | 1976-12-10 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | Device for polishing cathode plate |
| JPS5751243A (en) | 1980-09-12 | 1982-03-26 | Nippon Steel Corp | Steel products for welding |
| JPS60204863A (ja) | 1984-03-28 | 1985-10-16 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接構造用鋼 |
| JPS62170459A (ja) | 1986-01-22 | 1987-07-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 |
| JPH0414180A (ja) | 1990-05-07 | 1992-01-20 | Toshiba Corp | 画像形成記憶装置 |
| JP2931065B2 (ja) * | 1990-10-05 | 1999-08-09 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性の優れた超大入熱溶接構造用鋼板の製造方法 |
| JPH05279789A (ja) * | 1992-04-03 | 1993-10-26 | Nippon Steel Corp | 低温靱性の優れた超大入熱溶接構造用鋼板 |
| JP5076658B2 (ja) * | 2006-12-06 | 2012-11-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接用鋼材 |
| JP5444093B2 (ja) * | 2010-04-07 | 2014-03-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
| WO2015088040A1 (ja) * | 2013-12-12 | 2015-06-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| WO2017135179A1 (ja) * | 2016-02-03 | 2017-08-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接用鋼材 |
-
2021
- 2021-09-14 WO PCT/JP2021/033646 patent/WO2022070873A1/ja not_active Ceased
- 2021-09-14 JP JP2021576659A patent/JP7272471B2/ja active Active
- 2021-09-14 CN CN202180062217.3A patent/CN116171335B/zh active Active
- 2021-09-14 KR KR1020237008995A patent/KR20230051276A/ko active Pending
- 2021-09-14 BR BR112023004211A patent/BR112023004211A2/pt active Search and Examination
- 2021-09-24 TW TW110135450A patent/TWI806170B/zh active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010111924A (ja) | 2008-11-07 | 2010-05-20 | Jfe Steel Corp | 大入熱溶接部靭性に優れた建築用低降伏比鋼板およびその製造方法 |
| JP2010174314A (ja) | 2009-01-28 | 2010-08-12 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 |
| JP2013060631A (ja) | 2011-09-13 | 2013-04-04 | Kobe Steel Ltd | 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、およびその製造方法 |
| JP2014029019A (ja) | 2012-07-03 | 2014-02-13 | Jfe Steel Corp | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用鋼板の製造方法 |
| WO2015141203A1 (ja) | 2014-03-17 | 2015-09-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接用鋼材 |
| JP2020510749A (ja) | 2016-12-23 | 2020-04-09 | ポスコＰｏｓｃｏ | 低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2022070873A1 (ja) | 2022-04-07 |
| JPWO2022070873A1 (ja) | 2022-04-07 |
| BR112023004211A2 (pt) | 2023-04-11 |
| CN116171335A (zh) | 2023-05-26 |
| TWI806170B (zh) | 2023-06-21 |
| CN116171335B (zh) | 2024-09-27 |
| KR20230051276A (ko) | 2023-04-17 |
| TW202217019A (zh) | 2022-05-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN104087829B (zh) | 大热输入焊接用钢材 | |
| KR101971772B1 (ko) | 대입열 용접용 강판의 제조 방법 | |
| JP6245352B2 (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
| CN103987869B (zh) | 大热输入焊接用钢材 | |
| JP3733898B2 (ja) | 大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2002256379A (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP5849892B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP5966907B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP2005213534A (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法 | |
| CN107109596A (zh) | 大线能量焊接用钢材 | |
| CN117177833A (zh) | 埋弧焊接头 | |
| JP5098210B2 (ja) | 耐火用鋼材およびその製造方法 | |
| JP7272471B2 (ja) | 鋼板 | |
| JP2002371338A (ja) | レーザー溶接部の靭性に優れた鋼 | |
| JP2011074445A (ja) | 大入熱溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼の製造方法。 | |
| JP5223295B2 (ja) | 耐再熱脆化特性に優れた耐火ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| TWI852198B (zh) | 鋼板及其製造方法 | |
| WO2016068094A1 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP5659949B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5888119B2 (ja) | Ｈａｚ靱性に優れた厚鋼板 | |
| JP5493557B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JPH0920955A (ja) | 大入熱溶接用鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20211223 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20221115 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20221219 |
|
| 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: 20230328 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230410 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7272471 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |