JP2004323917A - 高強度高靭性鋼板 - Google Patents
高強度高靭性鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004323917A JP2004323917A JP2003120829A JP2003120829A JP2004323917A JP 2004323917 A JP2004323917 A JP 2004323917A JP 2003120829 A JP2003120829 A JP 2003120829A JP 2003120829 A JP2003120829 A JP 2003120829A JP 2004323917 A JP2004323917 A JP 2004323917A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- strength
- less
- steel sheet
- haz
- 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.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】７８０ＭＰａ以上という高強度でありながら、母材靭性に優れ、しかも耐低温割れ性およびＨＡＺ靭性に優れた高強度高靭性鋼板を提供する。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｍｎ：１．１０〜３．００％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｃｕ：０〜１．６０％以下、Ｎｉ：０．４０〜２．５０％、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜１．１０％、Ｎｂ：０〜０．１００％以下、Ｖ：０〜０．３０％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％、Ｎ：０．０１００％以下を含み、残部がＦｅからなり、かつＡＳ≧４．００、ＤＬ≦２．８０であり、ベイニティック・フェライトを主体とする組織を有する。但し、ＡＳ＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋２×［Ｃｕ］、ＤＬ＝２．５×［Ｍｏ］＋３０×［Ｎｂ］＋１０×［Ｖ］、［Ｘ］は元素Ｘの含有量を表す。
【選択図】 なし
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｍｎ：１．１０〜３．００％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｃｕ：０〜１．６０％以下、Ｎｉ：０．４０〜２．５０％、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜１．１０％、Ｎｂ：０〜０．１００％以下、Ｖ：０〜０．３０％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％、Ｎ：０．０１００％以下を含み、残部がＦｅからなり、かつＡＳ≧４．００、ＤＬ≦２．８０であり、ベイニティック・フェライトを主体とする組織を有する。但し、ＡＳ＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋２×［Ｃｕ］、ＤＬ＝２．５×［Ｍｏ］＋３０×［Ｎｂ］＋１０×［Ｖ］、［Ｘ］は元素Ｘの含有量を表す。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、例えば橋梁、ペンストック、タンク、その他の大型構造物に使用される、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板に係り、特に母材靭性、ＨＡＺ靭性、耐低温割れ性に優れた高強度高靭性鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板では母材強度を確保する観点から合金成分が多量に添加されるため、小入熱溶接条件で冷却速度が速い場合、ＨＡＺ（熱影響部）が硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすい。これを防ぐために溶接施工時に１００℃以上の予熱が行われる。この予熱を省略することができれば施工効率が大きく上がり、かつコスト低下を実現することができる。このため耐低温割れ性に優れた７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が要望されている。
【０００３】
耐低温割れ性の指標として下記式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが提案され、従来はＰｃｍを制限して耐低温割れ性を改善し、合金成分の添加を制限したことによる母材強度の低下を製造方法の改良によって補ってきた。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］
ただし、［Ｃ］〜［Ｂ］は各元素のｍａｓｓ％を表す。
【０００４】
しかし、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、特に板厚が５０ｍｍ以上の厚板では、製造時の焼き入れにおける冷却速度が遅くなるため、予熱が不要となる一方で、母材の強度を確保することが出来ず、予熱フリーと母材強度の確保を両立させることができなかった。また、Ｃｕの析出を利用して母材強度を確保する方法もあるが、冷却速度が遅い厚物では、やはり十分な母村強度の確保が困難であった。
【０００５】
耐低温割れ性の改善を企図した技術としては、例えば特開平４−３３３５１６号公報（特許文献１）にはＰｃｍを０．２８以下に抑え、かつＣｕ、Ｎｂ、Ｖを添加することにより強度を確保した高張力鋼板の製造方法が、特開平２−１２９３１７号公報（特許文献２）にはＰｃｍを０．２８以下に抑え、Ｃｕ、Ｎｂを添加して析出強化によって強度を確保した高張力鋼の製造方法が、また特開昭６１−４４１６１号公報（特許文献３）には低ＣでＰｃｍをあまり上げずにＣｅｑを高くして焼き入れ性を向上させた高張力鋼が提案されている。
【０００６】
一方、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼において、大入熱溶接時にＨＡＺ勒性が劣化するという問題がある。入熱が大きくなるとＨＡＺの冷却速度が遅くなり、粗大な島状マルテンサイトを生成することにより靭性が低下するからである。この問題は、大入熱溶接を行う場合、厚物、薄物のいずれにおいても発生する。このため、実際の溶接施工時に溶接入熱が５ｋＪ／ｍｍ以下に制限されるのが通例であり、溶接効率の低下を余儀なくされていた。
【０００７】
ＨＡＺ靭性の改善を企図した技術として、例えば特開２０００−１６０２８１号公報（特許文献４）には低Ｃとし、焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏを積極的に添加し、あるいはさらにＴｉＮを微細分散させることで旧γ（オーステナイト）粒を微細化する高張力鋼板が、特開平６−６５６８０号公報（特許文献５）には低Ｃとし、さらにＴａ２０３の微細分散により旧オーステナイト粒を微細化する高張力鋼が、特開平５−１７１３４１号公報（特許文献６）にはＴｉおおびＭｇを必須成分として添加し、酸化物を分散させることにより旧γ粒を微細化し、粒内フェライトの生成を促進する厚鋼板の製造方法が開示されている。また、特開平７−２３３４３７号公報（特許文献７）にはＰｃｍを０．２４以下に抑え、さらにＣｅｑを０．４５以上として焼入れ性を向上させた高張力鋼が、特開平２−２５４１２０号公報（特許文献８）には、低Ｃとした上で、Ｃｕの析出強化を利用することによって強度を確保した高張力鋼の製造方法が開示されている。
【０００８】
【特許文献１】
特開平４−３３３５１６号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開平２−１２９３１７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開昭６１−４４１６１号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開２０００−１６０２８１号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】
特開平６−６５６８０号公報（特許請求の範囲）
【特許文献６】
特開平５−１７１３４１号公報（特許請求の範囲）
【特許文献７】
特開平７−２３３４３７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献８】
特開平２−２５４１２０号公報（特許請求の範囲）
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
上記耐低温割れ性の改善に関する技術は、いずれも低Ｃ化することによって高冷却速度におけるＨＡＺの硬化を防止するものであり、低Ｃ化による強度の低下をＰｃｍを増加させ難い元素であるＮｂ、Ｖ、Ｍｏの積極添加によって補おうとするものである。また、上記大入熱溶接の際のＨＡＺ靭性の改善に関する技術は、低Ｃ化により低下する強度をＮｂ、Ｍｏ、Ｖのいずれか、もしくは複合添加によって補おうとするものである。
【００１０】
しかし、７８０ＭＰａ級の高張力鋼板においては、前記元素を積極的に添加するとベイナイト変態時に亀裂伝播の抵抗として作用するベイナイト・ブロックが粗大化し、第二相として粗大な硬質のＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ：マルテンサイトおよびオーステナイトの混合物）が生成するため、母材靭性やＨＡＺ靭性が劣化するという問題がある。
【００１１】
近年、耐震性能等、構造物の安全性の向上に対する要求が強まっており、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板においても耐低温割れ性を確保した上で、現状よりさらに優れた母材靭性およびＨＡＺ靭性を得ることが求められている。
【００１２】
本発明はかかる問題に鑑みなされたものであり、引張強さが７８０ＭＰａ以上という高強度でありながら、母材靭性に優れ、しかも耐低温割れ性およびＨＡＺ靭性に優れた高強度高靭性鋼板を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明は鋼成分の設計に際し、これまで耐低温割れ割れ性の指標とされていたＰｃｍにとらわれず、鋼組織を考慮した成分設計を行うことにより、上記課題を解決するものである。本発明のポイントは、Ｃを極低量に制限した上で、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるＮｂ、Ｖ、Ｍｏの添加を抑制し、焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加することによって組織を熱間圧延後の冷却速度を特に制御することなく、高冷却速度から低冷却速度のいずれにおいてもベイニティック・フェライトを主体とする組織を生成させるようにしたものである。
【００１４】
すなわち、本発明の高強度高靭性鋼板は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｍｎ：１．１０〜３．００％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｃｕ：０〜１．６０％、Ｎｉ：０．４０〜２．５０％、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜１．１０％以下、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％、Ｎ：０．０１００％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧４．００、ＤＬ≦２．８０であり、ベイニティック・フェライトを主体とする組織を有する。
ＡＳ＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋２×［Ｃｕ］
ＤＬ＝２．５×［Ｍｏ］＋３０×［Ｎｂ］＋１０×［Ｖ］
ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
【００１５】
本発明鋼板は、前記化学成分にさらに、（１） Ｂ：０．００５０％以下、（２） Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％のいずれか１種または２種、（３） Ｈｆ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下のいずれか１種または２種、の各群から選ばれる元素を単独で、あるいは複合してさらに含有することができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明鋼板の成分上の要点は、極低Ｃ量の下で焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを所定の母材強度を確保すべくＡＳ≧４．００となるように積極的に添加し、他方、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏを母材靭性を確保すべくＤＬ≦２．８０となるように積極的に抑制した点にある。まず、本発明鋼板の鋼成分によって熱間圧延後に生じる組織、特性をＣＣＴ図を参照して説明する。
【００１７】
図１は本発明にかかるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加した極低Ｃ系鋼（Ａ）および従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）、低Ｃ系鋼（Ｂ２）のＣＣＴ図を示す。図中、ＢＦはベイニティック・フェライト、ＧＢＦはグラニュラ・ベイニティック・フェライト、Ｍはマルテンサイト、Ｂはベイナイト、Ｆはフェライトを示す。同図より、本発明の鋼板では、熱間圧延後の冷却が高冷却速度（ＣＲ１）、低冷却速度（ＣＲ２）のいずれにおいても、ＢＦが面積率で８５％以上、より好ましくは９０％以上生成するようになる。かかるＢＦを主体とする組織により、焼き入れ、焼き戻し熱処理を特に施すことなく、肉厚が５０ｍｍ以上の厚板であっても、母材の機械的性質として７８０ＭＰａ以上の強度が得られ、また優れた靭性を備えたものになる。しかも、高冷却速度（ＣＲ１）、低冷却速度（ＣＲ２）のいずれにおいても、上記のとおり、ほぼ全組織が硬さの冷却速度感受性の低いＢＦとなるため、小入熱溶接条件においてはＨＡＺの硬さを低減（耐低温割れ性を向上）させることができ、大入熱溶接条件においてもＨＡＺ靭性を確保することができる。一方、従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）は高冷却速度（ＣＲ１）ではかなりの量のＭが生成するようになり、このため硬さの冷却速度感受性が大きく、小入熱溶接時のＨＡＺの硬さ低減と母材強度・靭性を両立させることが難しかった。また、従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）および低Ｃ系鋼（Ｂ２）では中冷却速度や低冷却速度（ＣＲ２）でＦあるいはＧＢＦが生成し、これに伴い粗大かつ塊状のＭＡが生成するため、母材強度や靭性が低下し、また大入熱溶接時のＨＡＺの靭性を確保することができなかった。
【００１８】
次に本発明の高強度鋼板の成分限定理由について詳細に説明する。単位は全てｍａｓｓ％である。
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％
Ｃは母材強度を確保するために必要な元素である。０．０１０％未満では焼き入れ性向上元素であるＭｎ、ＮｉおよびＣｕを積極的に添加しても７８０ＭＰａ以上の母材強をを確保することができないようになる。一方、０．０８０％超になると、高冷却速度側でベイニティック・フェライトではなく、マルテンサイトが生成するようになり、耐低温割れ性が劣化するようになる。Ｃ量を０．０１０％以上添加するとともに０．０８０％以下に制限し、同時に適量のＭｎ、Ｎｉ、ＣｕおよぴＣｒを添加することで、小入熱溶接時のＨＡＺの耐低温割れ性と母材強度を両立させ、かつ大入熱時のＨＡＺの靭性を改善することができる。このため、Ｃ量の下限を０．０１０％、好ましくは０．０３０％とし、一方その上限を０．０８０％、好ましくは０．０６０％とする。
【００１９】
Ｍｎ：１．１０〜３．００％
Ｎｉ：０．４０〜２．５０％
Ｃｕ：０〜１．６０％
これらの元素は焼き入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度から低冷却速度に渡ってベイニティック・フェライトを生成させやすくし、これらの積極的な添加と極低Ｃ化によって、小入熱溶接時のＨＡＺ靭性と耐低温割れ性を両立させ、かつ母材強度、勒性および大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する役目を有する。
【００２０】
すなわち、Ｍｎは焼き入れ性を向上させ強度、靭性の確保に有効であり、１．１０％未満ではかかる作用が過小であり、一方３．００％超では返って低温靭性が劣化する。このため、Ｍｎ量の下限を１．１０％、好ましくは１．３０％とし、その上限を３．００％、好ましくは２．２０％とする。
【００２１】
Ｎｉも鋼の低温靭性の向上および焼き入れ性を高めて強度を向上させるとともに、熱間割れおよび溶接高温割れの防止にも効果がある。Ｎｉ量が０．４０％未満ではこれらの効果が過小であり、一方２．５０％を超えるとスケール疵が発生しやすくなる。このため、Ｎｉ量の下限を０．４０％、その上限を２．５０％とする。
【００２２】
Ｃｕは固溶強化と析出強化によって母材強度を向上させ、またＭｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒほどではないが焼き入れ性を向上させるので、必要に応じて添加することができる。かかる作用を効果的に発現させるには０．５％以上の添加が好ましい。もっとも、１．６０％を超えると大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下させるようになるので、Ｃｕ量の上限を１．６０％、好ましくは１．２０％とする。
【００２３】
ＡＳ値：４．００以上
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加量は、母材強度と密接な関係があり、ＣｕはＭｎ、Ｎｉに比して２倍程度、強度向上効果が高い。高冷却速度から低冷却速度の範囲で母材強度を７８０ＭＰａ以上にするには、後述の実施例から明らかなようにＡＳ値を４．００以上、好ましくは４．２０以上となるようにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを添加することが必要である。
【００２４】
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｓｉは脱酸作用を有する元素であり、Ｓｉ量が０．０２％未満ではその効果が過小であり、一方０．５０％を超えると溶接性および母材靭性を劣化させる。このため、Ｓｉ量の下限を０．０２％とし、その上限を０．５０％、好ましくは０．２０％とする。
【００２５】
Ｐ：０．０３０％以下
不純物元素であるＰは母材、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすため、０．０３０％以下に止める。好ましくは０．０１０％以下とするのがよい。
【００２６】
Ｓ：０．０１０％以下
ＳはＭｎＳを形成して延性を低下させる元素であり、特に高強度鋼においてその影響が大きいため、０．０１０％以下、好ましくは０．００５％以下に止めるのがよい。
【００２７】
Ａｌ：０．２００％以下
Ａｌは脱酸およびミクロ組織の微細化による母材靭性向上効果を有するので添加される（０％を含まない）。もっとも、過多に添加すると返って母材靭性が低下するため、上限を０．２００％とする。好ましくは０．０１０〜０．０６０％（０．０１０％以上、０．０６０％以下）とするのがよい。
【００２８】
Ｃｒ：０．３０〜２．００％
Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、Ｃｒ量が０．３０％未満ではかかる効果が過小であり、一方２．００％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるようになる。このため、Ｃｒ量の下限を０．３０％、好ましくは０．５０％とし、その上限を２．００％、好ましくは１．５０％とする。
【００２９】
Ｍｏ：０．１０〜１．１０％
Ｍｏは焼き入れ性を向上させ、高強度を確保するために有効であり、焼き戻し脆性を防止する効果を有する。Ｍｏ量が０．１０％未満ではかかる作用が過小であるので、Ｍｏ量の下限を０．１０％とする。一方、Ｍｏは再結晶抑制作用があり、過多に添加すると、圧延後に粗大なオーステナイト粒となり、変態後のベイナイトブロックが粗大化し、母材の靭性が劣化する。このため、Ｍｏ量の上限を１．１０％、好ましくは０．６０％とする。
【００３０】
Ｎｂ：０〜０．１００％
固溶Ｎｂは素地の焼き入れ性を向上させて母材強度、溶接継手強度を向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。その一方、固溶Ｎｂは加工オーステナイトの回復を抑制し、再結晶を抑制させるため、圧延後に粗大なオーステナイト粒となり、変態後のベイナイトブロックが粗大化し、母材靭性を著しく低下させる。このため、Ｎｂ量の上限を０．１００％、好ましくは０．０２０％、より好ましくは０．０１０％とする。
【００３１】
Ｖ：０〜０．３０％
Ｖは少量の添加により焼き入れ性および焼き戻し軟化抵抗を高くする効果があり、必要に応じて添加することができる。一方、Ｖは再結晶抑制元素であり、０．３０％を超えて多量に添加すると圧延後に粗大なオーステナイト粒が生成し、、変態後のベイナイトブロックを粗大化させて母材靭性を劣化させる。このため、Ｖ量の上限を０．３０％、好ましくは０．０５％とする。
【００３２】
ＤＬ値：２．８０以下
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖは上記のとおり焼き入れ性を向上させる作用があるが、その一方でベイナイトブロックを粗大化させ、母材靭性を劣化させる。このような母材靭性の劣化作用は各元素について一様ではなく、発明者等の実験によりＭｏを１としたとき、Ｎｂは１２倍程度、Ｖは４倍程度である。後述の実施例から明らかなようにＤＬ値を２．８０以下、好ましくは２．５０以下となるようにＭｏ、Ｎｂ、Ｖの添加を抑制することによって、ベイナイトブロックを微細化し、ｖＥ−６０＝１００Ｊ以上の母村靭性を確保することができる。
【００３３】
Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％
ＴｉはＮと結合して窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。Ｔｉ量が０．００２％未満では細粒化効果が過小であり、一方０．０３０％を超えると返って母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Ｔｉ量の下限を０．００２％とし、その上限を０．０３０％とする。
【００３４】
Ｎ：０．０１００％以下
ＮはＴｉと結合し、ＴｉＮを形成して大入熱溶接時のオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ勒性を向上させる効果を有する。しかし、Ｎ量の増加は母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるため、その上限を０．０１００％とする。好ましくは０．００２０％以上、０．００８０％以下である。
【００３５】
本発明の鋼板は以上の成分のほか、残部Ｆｅおよび不可避的不純物によって形成されるが、上記成分の作用、効果を損なわない範囲で特性をより向上させる元素の添加を妨げるものではない。例えば、（１） 下記範囲のＢ、（２） 下記範囲のＣａ、Ｍｇのいずれか１種または２種、（３） 下記範囲のＺｒ、Ｈｆのいずれか１種または２種、の各群から選ばれた元素を単独で、あるいは複合してさらに添加することができる。
【００３６】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは焼き入れ性を向上させてＨＡＺ靭性を改善する作用を有する。特に、入熱量の大きい溶接の際にその効果は大きい。かかる作用を効果的に発現させるためには、０．０００５％以上の添加が好ましい。もっとも多量に添加すると、かえってＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Ｂ量の上限を０．００５０％、好ましくは０．０４５％とする。より好ましくは０．００１０〜０．００４０％とするのがよい。
【００３７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％
ＣａはＭｎＳを球状化するという介在物の形態制御により異方性を低減する効果を有する。一方、ＭｇはＭｇＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。Ｃａ０．０００５％未満、Ｍｇ０．０００１％未満では、このような効果は過小であり、一方Ｃａ．００５０％超、Ｍｇ０．００５０％超では添加量が過剰なため母材の靭性を返って劣化させるようになる。このため、Ｃａ量の下限を０．０００５％とし、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３０％とする。また、Ｍｇ量の下限を０．０００１％とし、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３５％とする。
【００３８】
Ｚｒ：０．１００％以下
Ｈｆ：０．０５０％以下
Ｚｒ、ＨｆはＴｉと同様、Ｎと窒化物を形成して溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に添加すると返って母材靭性、ＨＡＺ靭性を低下させる。このため、Ｚｒ量の上限を０．１００％、Ｈｆ量の上限を０．０５０％とする。
【００３９】
本発明の高強度高靭性鋼板は、常法によって製造することができ、熱間圧延後の冷却が高冷却速度から低冷却速度に渡ってベイニティック・フェライトが面積％で８５％以上、好ましくは９０％以上を含み、残部がグラニュラ・ベイニティック・フェライトで形成された高強度、高靭性組織が得られる。厳密にはベイニティック・フェライトやグラニュラ・ベイニティック・フェライトの界面に微細なＭＡが生成が生成する場合があるが、ほとんど無視できる程度の量である。
典型的な製造条件としては、鋼片をＡＣ３ 〜１３５０℃程度に加熱後、熱間圧延を行い、オーステナイト粒の微細化のために仕上温度をやや低めの６５０〜８００℃程度として熱間圧延を終了し、一般的な冷却速度である０．０５〜５０℃／ｓ程度で冷却すればよい。また本発明鋼板は、熱延後に焼き戻し熱処理が不要な非調質鋼板であるが、必要により上記冷却後にさらに３００℃以上、８００℃未満の温度にて再加熱保持する焼き戻し熱処理を行うことによって、母材の靭性をさらに向上させることができ、耐力を向上させることができる。なお、焼き戻し処理を行った場合でも、前記ベイニティック・フェライト主体の組織に変化はない。
【００４０】
本発明の鋼板は、上記のとおり、熱間圧延後の冷却が高冷却速度から低冷却速度に渡ってベイニティック・フェライトを主体とした組織が得られるので、比較的厚い鋼板、例えば肉厚が５０ｍｍ以上のものでも７８０ＭＰａ以上の強度を有しながら、良好な母材靭性、ＨＡＺ靭性、耐低温割れ性を有するするものとなる。
【００４１】
次に、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものはでない。
【００４２】
【実施例】
下記表１〜表４に示す鋼を溶製し、その溶湯を鋳造して得られたスラブ（厚さ２５０ｍｍ）を１１００℃で加熱した後、熱間圧延を行い、表５〜表８に示す仕上圧延温度（ＦＲＴ）にて熱間圧延を終了し、同表に示す冷却速度（ＣＲ）にて冷却した。これにより、表５〜表８に示すように、板厚が５０ｍｍまたは８０ｍｍの熱延板を製造した。また、一部の試料については、冷却後、同表に示す焼戻温度にて１５ｍｉｎ 程度保持する焼き戻し熱処理を行った。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】
得られた熱延板に対し、熱延板の板厚の１／４部位から組織観察試験片を採取し、光学顕微鏡観察（倍率４００倍）を行ったところ、ベイニティック・フェライトを主体とし、残部がグラニュラ・ベイニティック・フェライトによって形成されていた。また、ベイニティック・フェライトの面積分率を測定するため、組織観察試験片をナイタール腐食後、ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）を用いて倍率１０００倍で組織を撮影し、撮影した画像を画像解析ソフト（名称 Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ、プラネトロン社製）を用いて解析し、ベイニティック・フェライトの面積率を求めた。なお、ベイニティック・フェライトとグラニュラ・ベイニティック・フェライトとは、その形態が前者は針状ないし柱状であり、一方後者は塊状であり、形態が異なるため判別することができる。
【００４８】
また下記要領にて引張試験、衝撃試験を行い、母材の機械的性質を調べた。
・引張試験
各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を得て、引張試験を行い、０．２％耐力、引張強さを測定した。
・衝撃試験
各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ−６０ ）を求めた。
【００４９】
さらに、引張強さが７８０ＭＰａ以上、靭性が吸収エネルギー（ｖＥ−６０ ）で１００Ｊ以上のものを合格レベルとして、合格基準に達した試料の全てと、合格基準に達しなかったものの一部に対してさらに下記の要領にてＨＡＺ靭性、耐低温割れ性を調べた。
・ＨＡＺ靭性
入熱５ｋＪ／ｍｍ、１０ｋＪ／ｍｍ、さらに１５ｋＪ／ｍｍで溶接（サブマージアーク溶接）を行い、ボンド部を含む図２に示す試験片採取部位３からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、ボンド部の吸収工ネルギ（ｖＥ−４０ ）を求めた。図中、１は鋼板、２は溶接金属部であり、試験片採取部位３は板厚中心から開先開き側に位置している。合格レベルは入熱５ｋＪ／ｍｍの小入熱溶接および１０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接の各々についてｖＥ−４０ ＝１００Ｊ以上とした。入熱が１５ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接は、冷却速度が非常に遅くなった場合の合金元素の影響を見るために実施したものである。
・耐低温割れ性
ＪＩＳＺ３１５８に規定されたｙ形溶接割れ試験方法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。合格基準は２５℃以下とした。予熱温度が０℃とあるのは、試験に供した鋼板を０℃に冷やした状態で溶接を行い、溶接後に割れが生じなかったものを示す。
【００５０】
【表５】
【００５１】
【表６】
【００５２】
【表７】
【００５３】
【表８】
【００５４】
上記調査結果を表５〜表８に併せて示す。また、ＡＳ値と強度との関係を図３に、ＤＬ値と母材靭性（吸収エネルギーｖＥ−６０ ）との関係を図４に示す。図中、プロットの添え字は試料Ｎｏ． を示す。なお、煩雑さを避けるため、図３では発明範囲外の例は比較例の内、ＡＳ値外の個々の成分が本発明範囲内のものを、発明範囲内の例は発明例の内、成分が好ましい範囲内の典型例を示した。また、図４では発明範囲外の例は比較例の内、ＤＬ値が範囲外のものでスケール内に収まるものを、発明範囲内の例は発明例の内、成分が好ましい範囲内の典型例を示した。
【００５５】
図３より、ＡＳ値を４．００以上にすることによって、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られ、ＡＳ値を４．２０以上とすることによって８５０ＭＰａ以上の高強度となることがわかる。一方、図４より、ＤＬ値を２．８０以下にすることによって、ｖＥ−６０ ＝１００Ｊ以上の母材靭性が得られ、ＤＬ値を２．５０以下にすれば１８０Ｊ以上の高靭性が得られることがわかる。
【００５６】
また、表５〜表７より、発明例は、母材靭性についてはｖＥ−６０ がすべて１００Ｊ以上であり、また耐低温割れ性についても鋼板温度が０℃でもルート割れが生じず、母材靭性および耐低温割れ性が優れている。また、ＨＡＺ靭性については、入熱５ｋＪ／ｍｍと１０ｋＪ／ｍｍのいずれの溶接でも、ｖＥ−４０ がすべて１００Ｊ以上であり、大入熱溶接においてもボンド部の靭性が優れていることが確かめられた。一方、合金組成、ＡＳ値、ＤＬ値のいずれかが発明範囲を外れる比較例は、表８に示すように、引張強さが７８０ＭＰａ未満となったり、母材靭性が１００Ｊ未満で合格レベルに達しなかった。また、母材強度・靭性が合格基準に達したものでもＨＡＺ靭性が低く、合格レベルに達しなかった。
また、発明例において、Ｂを０．０００５％以上添加したものは１５ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接を行った場合においても、常に１００Ｊ以上の優れたＨＡＺ靭性が得られることが確認された。例えば、Ｂ量を除いて同成分系のＮｏ． ３４とＮｏ． ６８とを比較すると、１０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を行った場合においてもＢを適量添加した後者はＨＡＺ靭性がより２０Ｊ程度向上しているが、特に１５ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接を行った場合、６０Ｊ以上の向上が認めらる。
【００５７】
【発明の効果】
本発明鋼板によれば、Ｃを極低量とし、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｕをＡＳ値が４．００以上になるように積極的に添加する一方、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの添加をＤＬ値が２．８０以下となるように抑制したので、熱延後の冷却速度の高低に拘わらず、また板厚が厚い場合であっても、ベイニティック・フェライトを主体とする組織とすることができ、母材強度、靭性に優れ、かつ溶接性を表す耐低温割れ性、ＨＡＺ靭性にも優れる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来鋼および本発明鋼の冷却速度と組織との関係を説明するための模式的ＣＣＴ図を示す。
【図２】実施例におけるＨＡＺ靭性を調べるための試験片の採取部位を示す鋼板溶接部の断面説明図を示す。
【図３】実施例におけるＡＳ値と引張強さとの関係を示すグラフである。
【図４】実施例におけるＤＬ値と母材靭性（吸収エネルギー：ｖＥ−６０ ）との関係を示すグラフである。
【発明が属する技術分野】
本発明は、例えば橋梁、ペンストック、タンク、その他の大型構造物に使用される、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板に係り、特に母材靭性、ＨＡＺ靭性、耐低温割れ性に優れた高強度高靭性鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板では母材強度を確保する観点から合金成分が多量に添加されるため、小入熱溶接条件で冷却速度が速い場合、ＨＡＺ（熱影響部）が硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすい。これを防ぐために溶接施工時に１００℃以上の予熱が行われる。この予熱を省略することができれば施工効率が大きく上がり、かつコスト低下を実現することができる。このため耐低温割れ性に優れた７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が要望されている。
【０００３】
耐低温割れ性の指標として下記式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが提案され、従来はＰｃｍを制限して耐低温割れ性を改善し、合金成分の添加を制限したことによる母材強度の低下を製造方法の改良によって補ってきた。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］
ただし、［Ｃ］〜［Ｂ］は各元素のｍａｓｓ％を表す。
【０００４】
しかし、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、特に板厚が５０ｍｍ以上の厚板では、製造時の焼き入れにおける冷却速度が遅くなるため、予熱が不要となる一方で、母材の強度を確保することが出来ず、予熱フリーと母材強度の確保を両立させることができなかった。また、Ｃｕの析出を利用して母材強度を確保する方法もあるが、冷却速度が遅い厚物では、やはり十分な母村強度の確保が困難であった。
【０００５】
耐低温割れ性の改善を企図した技術としては、例えば特開平４−３３３５１６号公報（特許文献１）にはＰｃｍを０．２８以下に抑え、かつＣｕ、Ｎｂ、Ｖを添加することにより強度を確保した高張力鋼板の製造方法が、特開平２−１２９３１７号公報（特許文献２）にはＰｃｍを０．２８以下に抑え、Ｃｕ、Ｎｂを添加して析出強化によって強度を確保した高張力鋼の製造方法が、また特開昭６１−４４１６１号公報（特許文献３）には低ＣでＰｃｍをあまり上げずにＣｅｑを高くして焼き入れ性を向上させた高張力鋼が提案されている。
【０００６】
一方、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼において、大入熱溶接時にＨＡＺ勒性が劣化するという問題がある。入熱が大きくなるとＨＡＺの冷却速度が遅くなり、粗大な島状マルテンサイトを生成することにより靭性が低下するからである。この問題は、大入熱溶接を行う場合、厚物、薄物のいずれにおいても発生する。このため、実際の溶接施工時に溶接入熱が５ｋＪ／ｍｍ以下に制限されるのが通例であり、溶接効率の低下を余儀なくされていた。
【０００７】
ＨＡＺ靭性の改善を企図した技術として、例えば特開２０００−１６０２８１号公報（特許文献４）には低Ｃとし、焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏを積極的に添加し、あるいはさらにＴｉＮを微細分散させることで旧γ（オーステナイト）粒を微細化する高張力鋼板が、特開平６−６５６８０号公報（特許文献５）には低Ｃとし、さらにＴａ２０３の微細分散により旧オーステナイト粒を微細化する高張力鋼が、特開平５−１７１３４１号公報（特許文献６）にはＴｉおおびＭｇを必須成分として添加し、酸化物を分散させることにより旧γ粒を微細化し、粒内フェライトの生成を促進する厚鋼板の製造方法が開示されている。また、特開平７−２３３４３７号公報（特許文献７）にはＰｃｍを０．２４以下に抑え、さらにＣｅｑを０．４５以上として焼入れ性を向上させた高張力鋼が、特開平２−２５４１２０号公報（特許文献８）には、低Ｃとした上で、Ｃｕの析出強化を利用することによって強度を確保した高張力鋼の製造方法が開示されている。
【０００８】
【特許文献１】
特開平４−３３３５１６号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開平２−１２９３１７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開昭６１−４４１６１号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開２０００−１６０２８１号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】
特開平６−６５６８０号公報（特許請求の範囲）
【特許文献６】
特開平５−１７１３４１号公報（特許請求の範囲）
【特許文献７】
特開平７−２３３４３７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献８】
特開平２−２５４１２０号公報（特許請求の範囲）
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
上記耐低温割れ性の改善に関する技術は、いずれも低Ｃ化することによって高冷却速度におけるＨＡＺの硬化を防止するものであり、低Ｃ化による強度の低下をＰｃｍを増加させ難い元素であるＮｂ、Ｖ、Ｍｏの積極添加によって補おうとするものである。また、上記大入熱溶接の際のＨＡＺ靭性の改善に関する技術は、低Ｃ化により低下する強度をＮｂ、Ｍｏ、Ｖのいずれか、もしくは複合添加によって補おうとするものである。
【００１０】
しかし、７８０ＭＰａ級の高張力鋼板においては、前記元素を積極的に添加するとベイナイト変態時に亀裂伝播の抵抗として作用するベイナイト・ブロックが粗大化し、第二相として粗大な硬質のＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ：マルテンサイトおよびオーステナイトの混合物）が生成するため、母材靭性やＨＡＺ靭性が劣化するという問題がある。
【００１１】
近年、耐震性能等、構造物の安全性の向上に対する要求が強まっており、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板においても耐低温割れ性を確保した上で、現状よりさらに優れた母材靭性およびＨＡＺ靭性を得ることが求められている。
【００１２】
本発明はかかる問題に鑑みなされたものであり、引張強さが７８０ＭＰａ以上という高強度でありながら、母材靭性に優れ、しかも耐低温割れ性およびＨＡＺ靭性に優れた高強度高靭性鋼板を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明は鋼成分の設計に際し、これまで耐低温割れ割れ性の指標とされていたＰｃｍにとらわれず、鋼組織を考慮した成分設計を行うことにより、上記課題を解決するものである。本発明のポイントは、Ｃを極低量に制限した上で、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるＮｂ、Ｖ、Ｍｏの添加を抑制し、焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加することによって組織を熱間圧延後の冷却速度を特に制御することなく、高冷却速度から低冷却速度のいずれにおいてもベイニティック・フェライトを主体とする組織を生成させるようにしたものである。
【００１４】
すなわち、本発明の高強度高靭性鋼板は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｍｎ：１．１０〜３．００％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｃｕ：０〜１．６０％、Ｎｉ：０．４０〜２．５０％、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜１．１０％以下、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％、Ｎ：０．０１００％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧４．００、ＤＬ≦２．８０であり、ベイニティック・フェライトを主体とする組織を有する。
ＡＳ＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋２×［Ｃｕ］
ＤＬ＝２．５×［Ｍｏ］＋３０×［Ｎｂ］＋１０×［Ｖ］
ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
【００１５】
本発明鋼板は、前記化学成分にさらに、（１） Ｂ：０．００５０％以下、（２） Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％のいずれか１種または２種、（３） Ｈｆ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下のいずれか１種または２種、の各群から選ばれる元素を単独で、あるいは複合してさらに含有することができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明鋼板の成分上の要点は、極低Ｃ量の下で焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを所定の母材強度を確保すべくＡＳ≧４．００となるように積極的に添加し、他方、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏを母材靭性を確保すべくＤＬ≦２．８０となるように積極的に抑制した点にある。まず、本発明鋼板の鋼成分によって熱間圧延後に生じる組織、特性をＣＣＴ図を参照して説明する。
【００１７】
図１は本発明にかかるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加した極低Ｃ系鋼（Ａ）および従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）、低Ｃ系鋼（Ｂ２）のＣＣＴ図を示す。図中、ＢＦはベイニティック・フェライト、ＧＢＦはグラニュラ・ベイニティック・フェライト、Ｍはマルテンサイト、Ｂはベイナイト、Ｆはフェライトを示す。同図より、本発明の鋼板では、熱間圧延後の冷却が高冷却速度（ＣＲ１）、低冷却速度（ＣＲ２）のいずれにおいても、ＢＦが面積率で８５％以上、より好ましくは９０％以上生成するようになる。かかるＢＦを主体とする組織により、焼き入れ、焼き戻し熱処理を特に施すことなく、肉厚が５０ｍｍ以上の厚板であっても、母材の機械的性質として７８０ＭＰａ以上の強度が得られ、また優れた靭性を備えたものになる。しかも、高冷却速度（ＣＲ１）、低冷却速度（ＣＲ２）のいずれにおいても、上記のとおり、ほぼ全組織が硬さの冷却速度感受性の低いＢＦとなるため、小入熱溶接条件においてはＨＡＺの硬さを低減（耐低温割れ性を向上）させることができ、大入熱溶接条件においてもＨＡＺ靭性を確保することができる。一方、従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）は高冷却速度（ＣＲ１）ではかなりの量のＭが生成するようになり、このため硬さの冷却速度感受性が大きく、小入熱溶接時のＨＡＺの硬さ低減と母材強度・靭性を両立させることが難しかった。また、従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）および低Ｃ系鋼（Ｂ２）では中冷却速度や低冷却速度（ＣＲ２）でＦあるいはＧＢＦが生成し、これに伴い粗大かつ塊状のＭＡが生成するため、母材強度や靭性が低下し、また大入熱溶接時のＨＡＺの靭性を確保することができなかった。
【００１８】
次に本発明の高強度鋼板の成分限定理由について詳細に説明する。単位は全てｍａｓｓ％である。
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％
Ｃは母材強度を確保するために必要な元素である。０．０１０％未満では焼き入れ性向上元素であるＭｎ、ＮｉおよびＣｕを積極的に添加しても７８０ＭＰａ以上の母材強をを確保することができないようになる。一方、０．０８０％超になると、高冷却速度側でベイニティック・フェライトではなく、マルテンサイトが生成するようになり、耐低温割れ性が劣化するようになる。Ｃ量を０．０１０％以上添加するとともに０．０８０％以下に制限し、同時に適量のＭｎ、Ｎｉ、ＣｕおよぴＣｒを添加することで、小入熱溶接時のＨＡＺの耐低温割れ性と母材強度を両立させ、かつ大入熱時のＨＡＺの靭性を改善することができる。このため、Ｃ量の下限を０．０１０％、好ましくは０．０３０％とし、一方その上限を０．０８０％、好ましくは０．０６０％とする。
【００１９】
Ｍｎ：１．１０〜３．００％
Ｎｉ：０．４０〜２．５０％
Ｃｕ：０〜１．６０％
これらの元素は焼き入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度から低冷却速度に渡ってベイニティック・フェライトを生成させやすくし、これらの積極的な添加と極低Ｃ化によって、小入熱溶接時のＨＡＺ靭性と耐低温割れ性を両立させ、かつ母材強度、勒性および大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する役目を有する。
【００２０】
すなわち、Ｍｎは焼き入れ性を向上させ強度、靭性の確保に有効であり、１．１０％未満ではかかる作用が過小であり、一方３．００％超では返って低温靭性が劣化する。このため、Ｍｎ量の下限を１．１０％、好ましくは１．３０％とし、その上限を３．００％、好ましくは２．２０％とする。
【００２１】
Ｎｉも鋼の低温靭性の向上および焼き入れ性を高めて強度を向上させるとともに、熱間割れおよび溶接高温割れの防止にも効果がある。Ｎｉ量が０．４０％未満ではこれらの効果が過小であり、一方２．５０％を超えるとスケール疵が発生しやすくなる。このため、Ｎｉ量の下限を０．４０％、その上限を２．５０％とする。
【００２２】
Ｃｕは固溶強化と析出強化によって母材強度を向上させ、またＭｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒほどではないが焼き入れ性を向上させるので、必要に応じて添加することができる。かかる作用を効果的に発現させるには０．５％以上の添加が好ましい。もっとも、１．６０％を超えると大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下させるようになるので、Ｃｕ量の上限を１．６０％、好ましくは１．２０％とする。
【００２３】
ＡＳ値：４．００以上
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加量は、母材強度と密接な関係があり、ＣｕはＭｎ、Ｎｉに比して２倍程度、強度向上効果が高い。高冷却速度から低冷却速度の範囲で母材強度を７８０ＭＰａ以上にするには、後述の実施例から明らかなようにＡＳ値を４．００以上、好ましくは４．２０以上となるようにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを添加することが必要である。
【００２４】
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｓｉは脱酸作用を有する元素であり、Ｓｉ量が０．０２％未満ではその効果が過小であり、一方０．５０％を超えると溶接性および母材靭性を劣化させる。このため、Ｓｉ量の下限を０．０２％とし、その上限を０．５０％、好ましくは０．２０％とする。
【００２５】
Ｐ：０．０３０％以下
不純物元素であるＰは母材、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすため、０．０３０％以下に止める。好ましくは０．０１０％以下とするのがよい。
【００２６】
Ｓ：０．０１０％以下
ＳはＭｎＳを形成して延性を低下させる元素であり、特に高強度鋼においてその影響が大きいため、０．０１０％以下、好ましくは０．００５％以下に止めるのがよい。
【００２７】
Ａｌ：０．２００％以下
Ａｌは脱酸およびミクロ組織の微細化による母材靭性向上効果を有するので添加される（０％を含まない）。もっとも、過多に添加すると返って母材靭性が低下するため、上限を０．２００％とする。好ましくは０．０１０〜０．０６０％（０．０１０％以上、０．０６０％以下）とするのがよい。
【００２８】
Ｃｒ：０．３０〜２．００％
Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、Ｃｒ量が０．３０％未満ではかかる効果が過小であり、一方２．００％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるようになる。このため、Ｃｒ量の下限を０．３０％、好ましくは０．５０％とし、その上限を２．００％、好ましくは１．５０％とする。
【００２９】
Ｍｏ：０．１０〜１．１０％
Ｍｏは焼き入れ性を向上させ、高強度を確保するために有効であり、焼き戻し脆性を防止する効果を有する。Ｍｏ量が０．１０％未満ではかかる作用が過小であるので、Ｍｏ量の下限を０．１０％とする。一方、Ｍｏは再結晶抑制作用があり、過多に添加すると、圧延後に粗大なオーステナイト粒となり、変態後のベイナイトブロックが粗大化し、母材の靭性が劣化する。このため、Ｍｏ量の上限を１．１０％、好ましくは０．６０％とする。
【００３０】
Ｎｂ：０〜０．１００％
固溶Ｎｂは素地の焼き入れ性を向上させて母材強度、溶接継手強度を向上させる効果があり、必要に応じて添加することができる。その一方、固溶Ｎｂは加工オーステナイトの回復を抑制し、再結晶を抑制させるため、圧延後に粗大なオーステナイト粒となり、変態後のベイナイトブロックが粗大化し、母材靭性を著しく低下させる。このため、Ｎｂ量の上限を０．１００％、好ましくは０．０２０％、より好ましくは０．０１０％とする。
【００３１】
Ｖ：０〜０．３０％
Ｖは少量の添加により焼き入れ性および焼き戻し軟化抵抗を高くする効果があり、必要に応じて添加することができる。一方、Ｖは再結晶抑制元素であり、０．３０％を超えて多量に添加すると圧延後に粗大なオーステナイト粒が生成し、、変態後のベイナイトブロックを粗大化させて母材靭性を劣化させる。このため、Ｖ量の上限を０．３０％、好ましくは０．０５％とする。
【００３２】
ＤＬ値：２．８０以下
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖは上記のとおり焼き入れ性を向上させる作用があるが、その一方でベイナイトブロックを粗大化させ、母材靭性を劣化させる。このような母材靭性の劣化作用は各元素について一様ではなく、発明者等の実験によりＭｏを１としたとき、Ｎｂは１２倍程度、Ｖは４倍程度である。後述の実施例から明らかなようにＤＬ値を２．８０以下、好ましくは２．５０以下となるようにＭｏ、Ｎｂ、Ｖの添加を抑制することによって、ベイナイトブロックを微細化し、ｖＥ−６０＝１００Ｊ以上の母村靭性を確保することができる。
【００３３】
Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％
ＴｉはＮと結合して窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。Ｔｉ量が０．００２％未満では細粒化効果が過小であり、一方０．０３０％を超えると返って母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Ｔｉ量の下限を０．００２％とし、その上限を０．０３０％とする。
【００３４】
Ｎ：０．０１００％以下
ＮはＴｉと結合し、ＴｉＮを形成して大入熱溶接時のオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ勒性を向上させる効果を有する。しかし、Ｎ量の増加は母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるため、その上限を０．０１００％とする。好ましくは０．００２０％以上、０．００８０％以下である。
【００３５】
本発明の鋼板は以上の成分のほか、残部Ｆｅおよび不可避的不純物によって形成されるが、上記成分の作用、効果を損なわない範囲で特性をより向上させる元素の添加を妨げるものではない。例えば、（１） 下記範囲のＢ、（２） 下記範囲のＣａ、Ｍｇのいずれか１種または２種、（３） 下記範囲のＺｒ、Ｈｆのいずれか１種または２種、の各群から選ばれた元素を単独で、あるいは複合してさらに添加することができる。
【００３６】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは焼き入れ性を向上させてＨＡＺ靭性を改善する作用を有する。特に、入熱量の大きい溶接の際にその効果は大きい。かかる作用を効果的に発現させるためには、０．０００５％以上の添加が好ましい。もっとも多量に添加すると、かえってＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Ｂ量の上限を０．００５０％、好ましくは０．０４５％とする。より好ましくは０．００１０〜０．００４０％とするのがよい。
【００３７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％
ＣａはＭｎＳを球状化するという介在物の形態制御により異方性を低減する効果を有する。一方、ＭｇはＭｇＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。Ｃａ０．０００５％未満、Ｍｇ０．０００１％未満では、このような効果は過小であり、一方Ｃａ．００５０％超、Ｍｇ０．００５０％超では添加量が過剰なため母材の靭性を返って劣化させるようになる。このため、Ｃａ量の下限を０．０００５％とし、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３０％とする。また、Ｍｇ量の下限を０．０００１％とし、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３５％とする。
【００３８】
Ｚｒ：０．１００％以下
Ｈｆ：０．０５０％以下
Ｚｒ、ＨｆはＴｉと同様、Ｎと窒化物を形成して溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に添加すると返って母材靭性、ＨＡＺ靭性を低下させる。このため、Ｚｒ量の上限を０．１００％、Ｈｆ量の上限を０．０５０％とする。
【００３９】
本発明の高強度高靭性鋼板は、常法によって製造することができ、熱間圧延後の冷却が高冷却速度から低冷却速度に渡ってベイニティック・フェライトが面積％で８５％以上、好ましくは９０％以上を含み、残部がグラニュラ・ベイニティック・フェライトで形成された高強度、高靭性組織が得られる。厳密にはベイニティック・フェライトやグラニュラ・ベイニティック・フェライトの界面に微細なＭＡが生成が生成する場合があるが、ほとんど無視できる程度の量である。
典型的な製造条件としては、鋼片をＡＣ３ 〜１３５０℃程度に加熱後、熱間圧延を行い、オーステナイト粒の微細化のために仕上温度をやや低めの６５０〜８００℃程度として熱間圧延を終了し、一般的な冷却速度である０．０５〜５０℃／ｓ程度で冷却すればよい。また本発明鋼板は、熱延後に焼き戻し熱処理が不要な非調質鋼板であるが、必要により上記冷却後にさらに３００℃以上、８００℃未満の温度にて再加熱保持する焼き戻し熱処理を行うことによって、母材の靭性をさらに向上させることができ、耐力を向上させることができる。なお、焼き戻し処理を行った場合でも、前記ベイニティック・フェライト主体の組織に変化はない。
【００４０】
本発明の鋼板は、上記のとおり、熱間圧延後の冷却が高冷却速度から低冷却速度に渡ってベイニティック・フェライトを主体とした組織が得られるので、比較的厚い鋼板、例えば肉厚が５０ｍｍ以上のものでも７８０ＭＰａ以上の強度を有しながら、良好な母材靭性、ＨＡＺ靭性、耐低温割れ性を有するするものとなる。
【００４１】
次に、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものはでない。
【００４２】
【実施例】
下記表１〜表４に示す鋼を溶製し、その溶湯を鋳造して得られたスラブ（厚さ２５０ｍｍ）を１１００℃で加熱した後、熱間圧延を行い、表５〜表８に示す仕上圧延温度（ＦＲＴ）にて熱間圧延を終了し、同表に示す冷却速度（ＣＲ）にて冷却した。これにより、表５〜表８に示すように、板厚が５０ｍｍまたは８０ｍｍの熱延板を製造した。また、一部の試料については、冷却後、同表に示す焼戻温度にて１５ｍｉｎ 程度保持する焼き戻し熱処理を行った。
【００４３】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
得られた熱延板に対し、熱延板の板厚の１／４部位から組織観察試験片を採取し、光学顕微鏡観察（倍率４００倍）を行ったところ、ベイニティック・フェライトを主体とし、残部がグラニュラ・ベイニティック・フェライトによって形成されていた。また、ベイニティック・フェライトの面積分率を測定するため、組織観察試験片をナイタール腐食後、ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）を用いて倍率１０００倍で組織を撮影し、撮影した画像を画像解析ソフト（名称 Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ、プラネトロン社製）を用いて解析し、ベイニティック・フェライトの面積率を求めた。なお、ベイニティック・フェライトとグラニュラ・ベイニティック・フェライトとは、その形態が前者は針状ないし柱状であり、一方後者は塊状であり、形態が異なるため判別することができる。
【００４８】
また下記要領にて引張試験、衝撃試験を行い、母材の機械的性質を調べた。
・引張試験
各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を得て、引張試験を行い、０．２％耐力、引張強さを測定した。
・衝撃試験
各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ−６０ ）を求めた。
【００４９】
さらに、引張強さが７８０ＭＰａ以上、靭性が吸収エネルギー（ｖＥ−６０ ）で１００Ｊ以上のものを合格レベルとして、合格基準に達した試料の全てと、合格基準に達しなかったものの一部に対してさらに下記の要領にてＨＡＺ靭性、耐低温割れ性を調べた。
・ＨＡＺ靭性
入熱５ｋＪ／ｍｍ、１０ｋＪ／ｍｍ、さらに１５ｋＪ／ｍｍで溶接（サブマージアーク溶接）を行い、ボンド部を含む図２に示す試験片採取部位３からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、ボンド部の吸収工ネルギ（ｖＥ−４０ ）を求めた。図中、１は鋼板、２は溶接金属部であり、試験片採取部位３は板厚中心から開先開き側に位置している。合格レベルは入熱５ｋＪ／ｍｍの小入熱溶接および１０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接の各々についてｖＥ−４０ ＝１００Ｊ以上とした。入熱が１５ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接は、冷却速度が非常に遅くなった場合の合金元素の影響を見るために実施したものである。
・耐低温割れ性
ＪＩＳＺ３１５８に規定されたｙ形溶接割れ試験方法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。合格基準は２５℃以下とした。予熱温度が０℃とあるのは、試験に供した鋼板を０℃に冷やした状態で溶接を行い、溶接後に割れが生じなかったものを示す。
【００５０】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
上記調査結果を表５〜表８に併せて示す。また、ＡＳ値と強度との関係を図３に、ＤＬ値と母材靭性（吸収エネルギーｖＥ−６０ ）との関係を図４に示す。図中、プロットの添え字は試料Ｎｏ． を示す。なお、煩雑さを避けるため、図３では発明範囲外の例は比較例の内、ＡＳ値外の個々の成分が本発明範囲内のものを、発明範囲内の例は発明例の内、成分が好ましい範囲内の典型例を示した。また、図４では発明範囲外の例は比較例の内、ＤＬ値が範囲外のものでスケール内に収まるものを、発明範囲内の例は発明例の内、成分が好ましい範囲内の典型例を示した。
【００５５】
図３より、ＡＳ値を４．００以上にすることによって、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られ、ＡＳ値を４．２０以上とすることによって８５０ＭＰａ以上の高強度となることがわかる。一方、図４より、ＤＬ値を２．８０以下にすることによって、ｖＥ−６０ ＝１００Ｊ以上の母材靭性が得られ、ＤＬ値を２．５０以下にすれば１８０Ｊ以上の高靭性が得られることがわかる。
【００５６】
また、表５〜表７より、発明例は、母材靭性についてはｖＥ−６０ がすべて１００Ｊ以上であり、また耐低温割れ性についても鋼板温度が０℃でもルート割れが生じず、母材靭性および耐低温割れ性が優れている。また、ＨＡＺ靭性については、入熱５ｋＪ／ｍｍと１０ｋＪ／ｍｍのいずれの溶接でも、ｖＥ−４０ がすべて１００Ｊ以上であり、大入熱溶接においてもボンド部の靭性が優れていることが確かめられた。一方、合金組成、ＡＳ値、ＤＬ値のいずれかが発明範囲を外れる比較例は、表８に示すように、引張強さが７８０ＭＰａ未満となったり、母材靭性が１００Ｊ未満で合格レベルに達しなかった。また、母材強度・靭性が合格基準に達したものでもＨＡＺ靭性が低く、合格レベルに達しなかった。
また、発明例において、Ｂを０．０００５％以上添加したものは１５ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接を行った場合においても、常に１００Ｊ以上の優れたＨＡＺ靭性が得られることが確認された。例えば、Ｂ量を除いて同成分系のＮｏ． ３４とＮｏ． ６８とを比較すると、１０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を行った場合においてもＢを適量添加した後者はＨＡＺ靭性がより２０Ｊ程度向上しているが、特に１５ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接を行った場合、６０Ｊ以上の向上が認めらる。
【００５７】
【発明の効果】
本発明鋼板によれば、Ｃを極低量とし、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｕをＡＳ値が４．００以上になるように積極的に添加する一方、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの添加をＤＬ値が２．８０以下となるように抑制したので、熱延後の冷却速度の高低に拘わらず、また板厚が厚い場合であっても、ベイニティック・フェライトを主体とする組織とすることができ、母材強度、靭性に優れ、かつ溶接性を表す耐低温割れ性、ＨＡＺ靭性にも優れる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来鋼および本発明鋼の冷却速度と組織との関係を説明するための模式的ＣＣＴ図を示す。
【図２】実施例におけるＨＡＺ靭性を調べるための試験片の採取部位を示す鋼板溶接部の断面説明図を示す。
【図３】実施例におけるＡＳ値と引張強さとの関係を示すグラフである。
【図４】実施例におけるＤＬ値と母材靭性（吸収エネルギー：ｖＥ−６０ ）との関係を示すグラフである。
Claims (4)
- ｍａｓｓ％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｍｎ：１．１０〜３．００％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．２００％以下、
Ｃｕ：０〜１．６０％、
Ｎｉ：０．４０〜２．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜１．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ：０〜０．３０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％、
Ｎ：０．０１００％以下
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧４．００、ＤＬ≦２．８０であり、組織が主としてベイニティック・フェライトからなることを特徴とする高強度高靭性鋼板。
ＡＳ＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋２×［Ｃｕ］
ＤＬ＝２．５×［Ｍｏ］＋３０×［Ｎｂ］＋１０×［Ｖ］
ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（ｍａｓｓ％）を表す。 - さらに、Ｂ：０．００５０％以下を含有する請求項１に記載した高強度高靭性鋼板。
- さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％
のいずれか１種または２種を含有する請求項１または２に記載した高強度高靭性鋼板。 - さらに、
Ｈｆ：０．０５０％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下
のいずれか１種または２種を含有する請求項１、２または３に記載した高強度高靭性鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003120829A JP3970801B2 (ja) | 2003-04-25 | 2003-04-25 | 高強度高靭性鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003120829A JP3970801B2 (ja) | 2003-04-25 | 2003-04-25 | 高強度高靭性鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004323917A true JP2004323917A (ja) | 2004-11-18 |
| JP3970801B2 JP3970801B2 (ja) | 2007-09-05 |
Family
ID=33499555
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003120829A Expired - Fee Related JP3970801B2 (ja) | 2003-04-25 | 2003-04-25 | 高強度高靭性鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3970801B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007122910A1 (ja) * | 2006-03-24 | 2007-11-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板 |
| GB2448114A (en) * | 2007-03-15 | 2008-10-08 | Kobe Steel Ltd | Hot rolled bainitic-ferrite steel sheet |
| KR101505299B1 (ko) | 2013-06-27 | 2015-03-24 | 현대제철 주식회사 | 강재 및 그 제조 방법 |
| JP2015089948A (ja) * | 2013-11-05 | 2015-05-11 | 新日鐵住金株式会社 | 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接部靭性が優れた高張力鋼板 |
| WO2016068094A1 (ja) * | 2014-10-28 | 2016-05-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 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 |
| JP2017155254A (ja) * | 2016-02-29 | 2017-09-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板 |
| CN108728743A (zh) * | 2018-06-11 | 2018-11-02 | 鞍钢股份有限公司 | 低温断裂韧性良好的海洋工程用钢及其制造方法 |
| JP7506306B2 (ja) | 2019-06-17 | 2024-06-26 | 日本製鉄株式会社 | 大入熱溶接用高強度鋼板 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101435320B1 (ko) * | 2013-02-27 | 2014-08-29 | 현대제철 주식회사 | 강재 제조 방법 |
-
2003
- 2003-04-25 JP JP2003120829A patent/JP3970801B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007122910A1 (ja) * | 2006-03-24 | 2007-11-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板 |
| KR101114672B1 (ko) * | 2006-03-24 | 2012-03-14 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 복합 성형성이 우수한 고강도 열연강판 |
| US8529829B2 (en) | 2006-03-24 | 2013-09-10 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet with excellent combined formability |
| GB2448114A (en) * | 2007-03-15 | 2008-10-08 | Kobe Steel Ltd | Hot rolled bainitic-ferrite steel sheet |
| GB2448114B (en) * | 2007-03-15 | 2010-05-12 | Kobe Steel Ltd | High strength hot rolled steel sheet with excellent press workability and method of manufacturing the same |
| US8052808B2 (en) | 2007-03-15 | 2011-11-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength hot rolled steel sheet with excellent press workability and method of manufacturing the same |
| KR101505299B1 (ko) | 2013-06-27 | 2015-03-24 | 현대제철 주식회사 | 강재 및 그 제조 방법 |
| JP2015089948A (ja) * | 2013-11-05 | 2015-05-11 | 新日鐵住金株式会社 | 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接部靭性が優れた高張力鋼板 |
| WO2016068094A1 (ja) * | 2014-10-28 | 2016-05-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 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 |
| JPWO2016068094A1 (ja) * | 2014-10-28 | 2017-04-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 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 |
| JP2017155254A (ja) * | 2016-02-29 | 2017-09-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板 |
| CN108728743A (zh) * | 2018-06-11 | 2018-11-02 | 鞍钢股份有限公司 | 低温断裂韧性良好的海洋工程用钢及其制造方法 |
| JP7506306B2 (ja) | 2019-06-17 | 2024-06-26 | 日本製鉄株式会社 | 大入熱溶接用高強度鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3970801B2 (ja) | 2007-09-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6064955B2 (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管の製造方法 | |
| JP4547044B2 (ja) | 靭性、溶接性に優れた高強度厚鋼材及び高強度極厚ｈ形鋼とそれらの製造方法 | |
| EP2272994A1 (en) | High-tensile strength steel and manufacturing method thereof | |
| JP5439973B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| KR20210127736A (ko) | 강재 및 그 제조 방법 | |
| JP4311740B2 (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP4926447B2 (ja) | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP5034290B2 (ja) | 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4207334B2 (ja) | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP6308151B2 (ja) | 超大入熱溶接部靭性に優れた建築構造物用低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4279231B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼材 | |
| 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 | |
| JP3970801B2 (ja) | 高強度高靭性鋼板 | |
| JP2005068478A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP5515954B2 (ja) | 耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板 | |
| JP4008378B2 (ja) | 靭性および溶接性に優れた低降伏比高強度鋼 | |
| JP4924047B2 (ja) | 表面残留応力の絶対値が１５０Ｎ／ｍｍ２以下の耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP6277679B2 (ja) | 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接部靭性が優れた高張力鋼板 | |
| JP4354754B2 (ja) | 母材靭性およびｈａｚ靭性に優れた高張力鋼板 | |
| JP6237681B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| JPWO2019180957A1 (ja) | 圧延ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP6308148B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた建築構造物用低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4313730B2 (ja) | 材質異方性が少なく低温靭性に優れた高張力鋼板 | |
| JP2007224404A (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2003328080A (ja) | 低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管および鋼管用鋼板の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20051121 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070213 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070320 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070507 |
|
| 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: 20070605 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20070606 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 3970801 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100615 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110615 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120615 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130615 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |