JP3854807B2 - 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 - Google Patents
溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3854807B2 JP3854807B2 JP2001065518A JP2001065518A JP3854807B2 JP 3854807 B2 JP3854807 B2 JP 3854807B2 JP 2001065518 A JP2001065518 A JP 2001065518A JP 2001065518 A JP2001065518 A JP 2001065518A JP 3854807 B2 JP3854807 B2 JP 3854807B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel plate
- tensile
- amount
- present
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）および均一伸びに優れた５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の厚鋼板（以下、単に「５９０ＭＰａ級厚鋼板」と称す）に関するものである。本発明の高張力厚鋼板は、特に建築構造物や鋼構造物に好適に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】
５９０ＭＰａ級鋼板では、母材強度の確保という観点から合金成分を多量に添加するため、冷却速度の速い小入熱溶接条件ではＨＡＺ（溶接熱影響部）が硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすく、かかる溶接割れの防止を目的として、溶接施工時に７５℃程度の予熱を行う必要がある。従って、この予熱工程を省略できれば施工効率が大幅に向上し、且つコストダウンにもつながるため、耐溶接割れ性に優れた５９０ＭＰａ級鋼板の提供が切望されている。
【０００３】
ところで、耐溶接割れ性の指標としては下式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが一般に用いられている。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］
《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す》
例えば、特開平１０−６８０４５号公報に、このＰｃｍを０．２０以下に制限することで耐溶接割れ性を改善することが開示されている。
【０００４】
一方、同じ５９０ＭＰａ級鋼板において、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化する問題がある。これは、入熱が大きくなるとＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイトを生成することに基づく。この問題は厚板、薄板いずれにおいても発生し、実際の溶接施工時に入熱制限が行われ、溶接効率が悪かった。
【０００５】
大入熱溶接時のＨＡＺ靭性の改善に当たっては、上記特開平１０−６８０４５号公報の他、特開平１０−１２１１９１号公報において、下式で表される炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３５〜０．４０と低く制限することが開示されている。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す》。
【０００６】
このように、従来はＰｃｍを低値に制御することにより小入熱溶接時の耐溶接割れ性を改善したり、あるいはＣｅｑを制御することにより大入熱ＨＡＺ靭性を改善すると共に、合金成分の含有量制限に伴う母材強度低下を、製造プロセスを改良するなどして補っていた。これにより、５９０ＭＰａ級鋼板において、母材製造時の焼入れにおける冷却速度が比較的速い薄板では溶接時の予熱フリーを達成できたが、冷却速度が遅い厚板では溶接時の予熱フリーと母材強度の両立を達成することが困難であった。また、Ｃｕの析出を利用して母材強度を確保する方法も開示されているが、冷却速度が遅い厚板では充分な母材強度が得られなかった。
【０００７】
このように、小入熱溶接においてＨＡＺ部は高温に加熱された後の冷却速度が速いため、硬化して溶接割れ（低温割れ）を起こしやすい。一方、母材は板厚が厚くなるほど冷却速度が遅くなるため、圧延後の焼入れ効果による強度確保が難しくなる。従って、５９０ＭＰａ級厚鋼板では、小入熱溶接時の溶接割れを防止するため冷却速度が速くなっても硬くならないようにした上で、鋼板製造時の冷却速度が遅く、焼入れ効果が得難い場合であっても如何に強度を確保するかが重要課題となる。
【０００８】
さらに、厚板、薄板のいずれにおいても、大入熱溶接においては、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイト組織を生成して靭性が低下するが、このＨＡＺ靭性を改善するには、冷却速度が遅い場合であっても島状マルテンサイト組織の生成を如何なる方法で抑制するかが重要課題となる。
【０００９】
また、建築構造物や鋼構造物用の鋼板では、耐震性の観点から、高い均一伸びを有することが求められるが、一般に引張強度が大きいほど均一伸びが低下するといった傾向があり、高強度を維持しつつ均一伸びを向上させる技術が要求されている。
【００１０】
鋼板の高強度と高均一伸びを両立させる技術としては、例えば、特開平９−３５９４号公報に、鋼板をフェライト＋第二相型の複合組織とし、均一伸びを確保すべくフェライト分率を特定の範囲とした上で、引張強度を向上させるべく、第二相を硬質化することが提案されている。しかしながら、この技術を５９０ＭＰａ級厚鋼板に適用する場合には、Ｃ含有量を高くする必要があり、その結果、耐溶接割れ性が低下する傾向にあった。
【００１１】
また、特開平８−２４６０４７号公報には、熱間圧延後の冷却速度を最適化することで鋼板の均一伸びを向上させる技術が開示されているが、この技術を５９０ＭＰａ級厚鋼板に適用しても、耐溶接割れ性と均一伸びの両者を高いレベルで改善できるものではない。
【００１２】
この他、薄鋼板においては、鋼中に残留γを生成させ、その応力誘起変態を利用して均一伸びの向上を図ることが行われている。しかしながら、鋼中に残留γを安定に生成させるためには、溶接性低下の原因となるＣやＡｌ，Ｓｉを多量に含有させる必要があり、高いレベルでの溶接性が要求される厚鋼板に適用することは困難であった。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）および均一伸びに優れた５９０ＭＰａ級厚鋼板を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成し得た本発明の溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板とは、Ｃ：０．０１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｎ：０．００２０〜０．０１０％を含有する鋼からなり、
光学顕微鏡により観察した鋼組織の９０体積％以上がベイナイトであり、
Ｘ線回折法により測定した残留γ量が少なくとも１．０体積％であると共に、引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満であるところに要旨を有するものである。
【００１５】
なお、上記厚鋼板においては、さらにＭｎ：１．０〜３．０％，Ｃｒ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）を含有し、且つ下式（１）で表されるＫＰ値が２．４以上５．５以下であることが好ましい。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ ・・・ （１）
《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する》。
【００１６】
また、上記厚鋼板の内、さらにＳｉ：１％以下および／またはＡｌ：０．２％以下を含有するもの；さらにＮｉ：６％以下および／またはＣｕ：２．０％以下を含有するもの；さらにＶ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００８０％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するもの；さらにＺｒ：０．１０％以下を含有するもの；さらにＣａ：０．００５０％以下および／またはＲＥＭ（希土類金属）：０．０５％以下を含有するもの；さらにＰ：０．０２０％以下およびＳ：０．０１０％以下に夫々抑えられているものは、本発明の目的を達成する上で好ましい態様である。
【００１７】
なお、本発明の高張力厚鋼板の化学組成は、典型的には上記元素の他は残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるが、その他の化学成分についても、本発明の効果を阻害しない範囲内で含有されていてもよい。
【００１８】
【発明の実施の形態】
４９０ＭＰａ級鋼板においては、上記のようなＰｃｍの制御によって耐溶接割れ性の改善と母材強度の確保を両立することができたが、５９０ＭＰａ級鋼板ではＰｃｍによる成分制御を行ったとしても、特に厚板において両特性の満足を図ることは困難であった。
【００１９】
また、一般に、大入熱溶接時に高温ベイナイトを生成させると島状マルテンサイトが生成し、鋼のＨＡＺ靭性が劣化するため、４９０ＭＰａ級鋼板では、ＨＡＺにおいてフェライトを積極的に生成させるべく、Ｃｅｑを制御して大入熱ＨＡＺ靭性の改善が試みられてきたが、これは高強度の厚鋼板に適用できるものではなく、５９０ＭＰａ級鋼板での大入熱ＨＡＺ靭性の改善と厚肉化の両立を図ることも困難であった。
【００２０】
ところで、鋼板の均一伸び向上を図るには、従来から薄鋼板で行われているように、鋼板中に残留γを生成させ、その応力誘起変態を利用することが有効である。しかし、残留γを安定に生成させつつ高強度化を図るには、Ｃ，Ａｌ，Ｓｉといった元素を多量に添加する必要があり、これがこの技術の厚鋼板への適用を困難にしていた。こうした元素の多量添加は、上記のような鋼板の溶接性低下を引き起こすため、溶接性があまり問題にされない薄鋼板では、この手段によって高強度化と均一伸びの改善の両者を同時に達成することが可能であったが、溶接性が極めて重要な厚鋼板においては、むしろこれらの元素の添加を抑制することが好ましく、溶接性を損なわずに高強度とした上で、残留γを生成させることは極めて困難なのである。
【００２１】
そこで、本出願人は、上記の従来技術とは異なり、Ｃ量を極力低減化し、さらに組織の微細化に寄与する元素の量を適切に制御することで良好な溶接性を確保すると共に、鋼組織をベイナイト主体として高い母材強度を確保しつつ、鋼中に残留γを生成させることで均一伸びを改善し得ることを見出し、本発明を完成するに至ったのである。
【００２２】
本発明の高張力厚鋼板においては、上記の通り、良好な溶接性を確保するために、母材強度の向上に寄与するＣの含有量を極力低減化する。よって、高い母材強度を確保するために鋼組織をベイナイト主体とするのである。具体的には、光学顕微鏡により観察した鋼組織中のベイナイトの量が９０体積％以上、好ましくは９５体積％以上、さらに好ましくは９８体積％以上でなければならない。
【００２３】
なお、後述するように、ベイナイトと残留γを光学顕微鏡で識別することは困難であるため、ここでいう「ベイナイト量」は、残留γを含めた量である。従って、本発明で規定するベイナイト量と、後述する残留γ量を足した値が１００％を超える場合もあり得る。また、鋼組織の他の成分としては、フェライトやマルテンサイトなどがある。
【００２４】
本発明の高張力厚鋼板では、既述の通り、鋼中に残留γを生成させ、この応力誘起変態を利用することによって均一伸びの向上を図る。応力誘起変態による均一伸びの向上効果を十分に確保するためには、Ｘ線回折法により測定した残留γ量が少なくとも１．０体積％以上、好ましくは１．５体積％以上、さらに好ましくは２．０体積％以上でなければならない。
【００２５】
残留γはベイナイトのラス境界に微細に生成するものであり、ベイナイト量の測定の際に用いる光学顕微鏡では識別できない。しかしながら、残留γは結晶構造が面心立方構造であり、他方、ベイナイトやフェライトなどは体心立方構造であることから、Ｘ線回折法によって残留γ量を測定することが可能である。また、残留γ量の上限については、多ければ多いほど好ましいが、後述するようにＣ量を０．０６％以下と制限しているため、１０体積％程度が上限であると推定される。
【００２６】
なお、本発明は、５９０ＭＰａ級の高張力厚鋼板を対象とするものであるが、引張強さが７８０ＭＰａ以上になると均一伸びが低下する傾向があるため、引張強さの範囲を５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満と規定している。
【００２７】
次に、本発明で規定する成分について説明する。
【００２８】
Ｃ：０．０１０〜０．０６％
Ｃは、溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善し、さらに残留γを生成させるために重要な元素である。Ｃが０．０６％を超えると高冷却速度の際に低温ベイナイトでなくマルテンサイトが生成するようになり、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性が改善されない。好ましくは０．０５％以下である。なお、０．０１０％未満では必要最小限の母材強度が得られない。好ましくは０．０２％以上である。
【００２９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、Ｎと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。ただし、Ｔｉの含有量が夫々０．０３％を超えると逆にＨＡＺ靭性が低下する。好ましくは０．０２０％以下である。なお、０．００５％未満では、大入熱ＨＡＺ靭性改善の効果が十分でない。好ましくは０．００８％以上である。
【００３０】
Ｎ：０．００２０〜０．０１０％
Ｎは上記の通り、Ｔｉや、後述するＺｒと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。ただしＮは、後述するＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害し、母材の靭性および大入熱ＨＡＺ靭性を低下させる作用も有しており、Ｎの含有量が０．０１０％を超えるとその作用が顕著になる。好ましくは０．００８０％以下である。なお、０．００２０％未満ではＴｉあるいはＺｒとの窒化物形成による大入熱ＨＡＺ靭性改善の効果が十分でない。好ましくは０．００３０％以上である。
【００３１】
さらに、本発明の高張力厚鋼板においては、溶接性、すなわち耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性のより一層の向上を図るべく、上記の如くＣを極低Ｃに制限する他、以下に示す焼入れ向上元素を積極的に添加し、大入熱ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素の添加を適切に制御するなどして、ベイナイトの連続冷却曲線（図１のＣＣＴ線図を参照）が短時間側且つ低温側に移動すると共に、フェライトのＣＣＴ線が長時間側に移動するようにした（実線から破線へ移動）。
【００３２】
従って、従来は、高冷却速度ではマルテンサイト、低冷却速度ではフェライトまたは高温ベイナイトを生成するために、硬さの冷却速度感受性が大きく、小入熱溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度の確保が両立できず、予熱フリーの達成が困難であったが、本発明によれば、高冷却速度、低冷却速度のいずれにおいても低温ベイナイトを生成し、硬さの冷却速度感受性が低下し、溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度確保を両立ならしめることができる。
【００３３】
一方、大入熱溶接の場合、ＨＡＺの冷却速度が遅くなるため、従来はフェライトまたは高温ベイナイトを生成し、それに伴い粗大且つ塊状の島状マルテンサイト組織が生成してＨＡＺ靭性が劣化していたが、本発明では、冷却速度が遅くても低温ベイナイトが生成するため塊状ではなくフィルム状のマルテンサイト組織になると同時に、極低Ｃであるため生成するマルテンサイト組織が微細となり、ＨＡＺ靭性を確保できる。
【００３４】
なお、上述した耐溶接割れ性と大入熱ＨＡＺ靭性の向上に対するアプローチについては既に出願を済ませている（特願平１０−３３６２６８、特願平１１−３５６６０６、特願２０００−１５３７１３）。これらの先願発明はいずれも、高張力鋼板の耐溶接割れ性と大入熱ＨＡＺ靭性の向上を目的とするものであり、本願発明は、これら溶接性の向上に加えて、均一伸びの向上をも目的とする点で、これらの先願発明とは異なるものである。
【００３５】
以下、溶接性の向上に寄与する成分について説明する。
【００３６】
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｃｒ：０．１〜２．０％
Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）
これらの元素は焼入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度〜低冷却速度で低温ベイナイトを生成しやすくすると共に、上記の通り、極低Ｃとし、好ましくはさらに所定のＢ量を添加することにより小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度確保を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善できる点で有用である。
【００３７】
まず、ＭｎおよびＣｒの含有量は、夫々１．０％以上、０．１％以上であることが好ましい。これらの含有量に満たないと、厚みの大きな鋼板では、所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、母材強度向上効果が十分に確保できない場合がある。より好ましくはＭｎ：１．２％以上、Ｃｒ：０．５％以上である。ただし、Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏの含有量が、夫々３．０％、２．０％、１．５％を超えると母材の靭性が低下するため、その上限は夫々３．０％以下、２．０％以下、１．５％以下であることが好ましい。より好ましくはＭｎ：２．５％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下である。
【００３８】
さらに、これらＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏで定められるＫＰ値の範囲を制御することで、鋼の焼入れ性改善作用により、冷却速度の遅い厚鋼板であっても、引張強さ（母材強度）の確保がより容易となる（後述する）。具体的には、ＫＰ値は２．４以上５．５以下であることが好ましい。ＫＰ値が２．４未満では上記作用を有効に発揮させることができない。より好ましくは２．６以上である。ただし、ＫＰ値が５．５を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。より好ましくは５．０以下である。
【００３９】
Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは脱酸剤であると共に、鋼中の残留γを安定化させる点で有用な元素であるが、１％を超えて添加すると溶接性および母材靭性が低下するのでその上限を１％とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。
【００４０】
Ａｌ：０．２％以下
Ａｌは脱酸剤であると共に、鋼中の残留γを安定化させる他、鋼中に含有するＮを固定し、好ましく添加されるＢの固溶量を増加させることによりＢに基づく焼入れ性向上作用を高める元素であるが、０．２％を超えて添加すると母材の靭性が低下するので、その上限を０．２％とすることが好ましい。より好ましくは０．２％未満、さらに好ましくは０．１％以下である。
【００４１】
Ｎｉ：６％以下
Ｎｉは母材靭性向上に有用な元素であるが、６％を超えて添加するとスケール疵が発生しやすくなるため、その上限を６％とすることが好ましい。より好ましくは４％以下である。
【００４２】
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは固溶強化および析出強化により母材強度を向上させると共に、焼入れ性向上作用も有する元素である。ただし、２．０％を超えて添加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を２．０％とすることが好ましい。より好ましくは１．５％以下である。
【００４３】
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは少量の添加により焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。ただし、０．１０％を超えて添加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するので、その上限は０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下である。
【００４４】
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂはγ粒径を微細化し、これにより変態後のベイナイトブロックサイズが微細化されるため母材靭性の向上に寄与する。ただし、Ｎｂの添加量が０．１０％を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するので、その上限は０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００４５】
Ｂ：０．００８０％以下
Ｂは焼入れ性改善元素で、低冷却速度で低温ベイナイトを生成しやすくすると共に、上記の通り、極低Ｃとし、同時に適量のＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏを添加することにより小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度向上を両立させることができる点で有用である。ただし、Ｂが０．００８０％を超えるとかえって焼入れ性が低下し、母材強度が不足するので、その上限は０．００８０％とすることが好ましい。より好ましくは０．００６０％以下である。また、Ｂが０．０００６％未満では焼入れ性改善効果が期待できず、母材強度が向上しない場合があるため、０．０００６％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。
【００４６】
Ｚｒ：０．１０％以下
ＺｒはＴｉと同様に、Ｎと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。ただし、Ｚｒの含有量が０．１０％を超えると逆にＨＡＺ靭性が低下するため、０．１０％以下であることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下である。
【００４７】
Ｃａ ：０．００５０％以下
ＲＥＭ：０．０５％以下
ＣａおよびＲＥＭはＭｎＳを球状化するので、介在物の異方性を低減する効果を有する元素である。このような作用を発揮させるためにはＣａ：０．０００５％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。ただし、Ｃａ：０．００５０％、ＲＥＭ：０．０５％を超えて過剰に添加すると母材靭性が低下するのでその上限をＣａ：０．００５０％、ＲＥＭ：０．０５％とすることが好ましい。より好ましくはＣａ：０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下である。
【００４８】
Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以下
ＰおよびＳは不純物元素である。よって夫々０．０２０％以下、０．０１０％以下に抑えられていることが好ましい。
【００４９】
次に、本発明の高張力厚鋼板の製造方法について説明する。本発明の高張力厚鋼板は、上記成分組成を満足する鋼を用い、加熱、熱間圧延、および焼入れをすることにより得ることができる。ただし、極低Ｃ量としているため、通常の焼入れ条件（熱間圧延後の冷却条件）では残留γを生成することができない。本発明の高張力厚鋼板を得るための好ましい一例を以下に示す。なお、下記は本発明製造法の一例であり、該方法に限定する趣旨ではない。
【００５０】
９５０〜１２００℃で２時間以上加熱した後、熱間圧延を行い、７００℃以上で圧延を完了し、その後冷却する。その際の適切な冷却速度は鋼の組成、板厚などとも関係し、一概には決められないが、後記実施例に示すように、圧延終了後、５５０℃までを平均１℃／秒以上、好ましくは２℃／秒以上、さらに好ましくは４℃／秒以上であって、好ましくは１０℃／秒以下、さらに好ましくは５．５℃／秒以下で冷却し、ベイナイト変態を終了させる。このような速度で冷却を行うことにより、鋼中でのフェライト変態を抑制して、ベイナイト量を上記範囲とすることができる。
【００５１】
次いで、４００℃までを０．５℃／秒以上２℃／秒以下、好ましくは０．６℃／秒以上１．５℃／秒以下で冷却して残留γを生成させる。このような速度で冷却するのは、ベイナイトのラス境界に存在するγ中に、十分にＣを濃縮させてγを安定化させ、室温で残留するγ量を上記の範囲とするためである。すなわち、上記冷却速度が０．５℃／秒を下回ると、γが分解してしまう。他方、冷却速度が２℃／秒を超えると、ベイナイトのラス境界のγ中に十分にＣが濃化せず、その後の冷却過程でγがマルテンサイトに変態してしまい、残留γが得られない。その後空冷または水冷して本発明の高張力厚鋼板が得られる。
【００５２】
特にＫＰ値が上記範囲内にある場合は、焼入れ性が良好であるため、上記熱間圧延後、５５０℃までの冷却速度をより低速度側とすることが可能であり、具体的には、１℃／秒以上であればフェライト変態を抑制してベイナイト量を上記範囲とすることができる。
【００５３】
また、鋼中に残留γが上記の量で存在していなければならないため、こうして得られた本発明の高張力厚鋼板を焼戻しする際には、残留γが分解しない程度の低温で行う必要がある。
【００５４】
このように本発明によれば、非常に高いレベルの溶接性を有し、且つ所定量の残留γを含有することにより優れた均一伸びを有する５９０ＭＰａ級の高張力厚鋼板を提供できる。
【００５５】
【実施例】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べる。但し、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００５６】
表１および２に示す成分組成の鋼を通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、通常の加熱、熱間圧延を行った後、表３および４に示す条件で冷却し、所定の板厚からなる高張力厚鋼板を製造した。
【００５７】
このようにして得られた各鋼板について、下記の要領でベイナイト量、残留γ量、母材特性［引張強さ、均一伸び、靭性（ｖＥ-40）］を評価し、本発明で基準とする母材レベル（５９０ＭＰａ≦引張強さ＜７８０ＭＰａ、均一伸び≧１３％、ｖＥ-40≧１００Ｊ）をクリアしたものについては、さらに溶接性（耐溶接割れ性およびＨＡＺ靭性）を評価した。
【００５８】
［母材特性試験］
▲１▼引張試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより均一伸び、および引張強さを測定した。均一伸び≧１３％、５９０ＭＰａ≦引張強さ＜７８０ＭＰａを合格とした。
▲２▼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おこなうことにより吸収エネルギー（ｖＥ-40）を得た。ｖＥ-40≧１００Ｊを合格とした。
【００５９】
［ベイナイト量］
各鋼板の板厚１／４部位を鏡面研磨した試験片を、２％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチング後、該箇所について光学顕微鏡を用いて４００倍で観察した。この観察視野５視野について、画像解析を行い、鋼組織中のベイナイト量（分率）を測定した。この際、フェライト以外のラス状組織はベイナイトとみなした。
【００６０】
［残留γ量］
各鋼板の板厚１／４部位を５０〜１００μｍ電解研磨した試験片についてＸ線回折測定を行い、α−Ｆｅ（２００）面とγ−Ｆｅ（２００）面のピーク強度比から残留γ量を求めた。
【００６１】
［溶接性試験］
▲１▼ＨＡＺ靭性：入熱１５ｋＪ/ｍｍ（板厚：２５〜５０ｍｍ）、あるいは４０ｋＪ／ｍｍ（板厚：５０ｍｍ以上）で溶接を行い（サブマージアーク溶接法）、図２に示す部位からＪＩＳ４号試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行い、ボンド部の吸収エネルギー（ｖＥ-20）を求めた。ｖＥ-20≧１００Ｊを合格とした。▲２▼耐溶接割れ性：ＪＩＳ Ｚ ３１５８に記載のｙ形溶接割れ試験法に基づいて、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。２５℃以下を合格とした。
これらの結果を表３および４に併記する。
【００６２】
【表１】
【００６３】
【表２】
【００６４】
【表３】
【００６５】
【表４】
【００６６】
表３および表４から、次のように考察することができる。まず、表２のＮｏ．２２〜３８の鋼板は本発明の要件を満足する実施例であり、表４に示す通り、いずれの鋼板も母材特性および溶接性に優れている。
【００６７】
これに対し、表１のＮｏ．３，４，１５，１６，１８の各鋼板は本発明の要件を満足しない比較例であり、以下に示す不具合を有している。
【００６８】
Ｎｏ．３の鋼板は、Ｃ量が本発明の範囲を超える例であり、耐溶接割れ性が低下した。また、Ｎｏ．４の鋼板は、Ｃ量が本発明の範囲を下回る例であり、所望のベイナイト量が得られず、母材強度が低下した。
【００６９】
Ｎｏ．１５の鋼板は、Ｔｉ量が本発明の範囲を下回る例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。また、Ｎｏ．１６の鋼板は、Ｔｉ量が本発明の範囲を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７０】
Ｎｏ．１８の鋼板は、Ｎ量が本発明の範囲を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７１】
また、表１のＮｏ．１，５〜１４，１７，２０，２１、および表２のＮｏ．３９，４０の各鋼板は、化学成分またはＫＰ値が一部本発明の好ましい範囲を満足しない参考例である。
【００７２】
このうち、Ｎｏ．５の鋼板は、ＫＰ値が本発明の範囲を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７３】
Ｎｏ．６の鋼板は、Ｍｎ量が本発明の範囲を下回る例であり、所望のベイナイト量が得られず、母材強度が低下した。また、Ｎｏ．７の鋼板は、Ｍｎ量が本発明の範囲を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７４】
Ｎｏ．８の鋼板は、Ｃｒ量が本発明の範囲を下回る例であり、所望のベイナイト量が得られず、母材強度が低下した。また、Ｎｏ．９の鋼板は、Ｃｒ量が本発明の範囲を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７５】
しかしながら、Ｎｏ．６の鋼板と同様にＭｎ量が本発明の範囲を下回るが、厚みがＮｏ．６に比べて薄い例であるＮｏ．４０の鋼板、およびＮｏ．８の鋼板と同様にＣｒ量が本発明の範囲を下回るが、厚みがＮｏ．８に比べて薄い例であるＮｏ．３９の鋼板では、いずれも母材特性および溶接性に優れており、これらの含有量が本発明の好ましい範囲を満たさなくても、鋼板の厚みによっては良好な特性のものが得られることが分かる。
【００７６】
Ｎｏ．１０の鋼板は、Ｍｏ量が本発明の範囲を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７７】
Ｖ，Ｎｂ，Ｃｕの量が本発明の範囲を超えるＮｏ．１１〜１３の各鋼板では、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７８】
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒの量が本発明の範囲を超えるＮｏ．１７，２０，２１の各鋼板では、母材靭性が低下した。
【００７９】
Ｂ量が本発明の範囲を超えるＮｏ．１４の鋼板では、所望のベイナイト量が得られず、母材強度が低下した。
【００８０】
また、ＫＰ値が本発明の範囲を下回るＮｏ．１の鋼板では、製造条件によっては、所望のベイナイト量が得られず母材強度が低下したり、残留γ量が少なく、均一伸びが低いものが得られた。
【００８１】
Ｎｏ．２の鋼板は、化学成分については本発明の要件を満足する実施例である。この鋼板でも、Ｎｏ．１の鋼板と同様、製造条件によっては、所望のベイナイト量が得られず母材強度が低下したり、残留γ量が少なく、均一伸びが低いものが得られるものの、ＫＰ値も本発明の範囲を満足するため、Ｎｏ．１よりも広い製造条件で、母材強度、均一伸びおよび溶接性の各特性を兼ね備えたものが得られた。
【００８２】
Ｎｏ．１９の鋼板も、化学成分については本発明の範囲を満足するものであるが、製造条件によっては母材強度が本発明の範囲を超えてしまい、均一伸びが低下した。
【００８３】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、溶接性を高いレベルで改善しつつ、残留γを生成させることにより、均一伸びに優れた５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の高張力厚鋼板を提供することができた。本発明の高張力厚鋼板は、建築用途の中でも、特に高いレベルの溶接性と均一伸びが要求される橋梁用途などにも適用可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の成分設計の考え方を説明するための模式的なＣＣＴ線図である。
【図２】サブマージアーク溶接時のボンド靭性の試験片採取位置を示す概略説明図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）および均一伸びに優れた５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の厚鋼板（以下、単に「５９０ＭＰａ級厚鋼板」と称す）に関するものである。本発明の高張力厚鋼板は、特に建築構造物や鋼構造物に好適に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】
５９０ＭＰａ級鋼板では、母材強度の確保という観点から合金成分を多量に添加するため、冷却速度の速い小入熱溶接条件ではＨＡＺ（溶接熱影響部）が硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすく、かかる溶接割れの防止を目的として、溶接施工時に７５℃程度の予熱を行う必要がある。従って、この予熱工程を省略できれば施工効率が大幅に向上し、且つコストダウンにもつながるため、耐溶接割れ性に優れた５９０ＭＰａ級鋼板の提供が切望されている。
【０００３】
ところで、耐溶接割れ性の指標としては下式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが一般に用いられている。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］
《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す》
例えば、特開平１０−６８０４５号公報に、このＰｃｍを０．２０以下に制限することで耐溶接割れ性を改善することが開示されている。
【０００４】
一方、同じ５９０ＭＰａ級鋼板において、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化する問題がある。これは、入熱が大きくなるとＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイトを生成することに基づく。この問題は厚板、薄板いずれにおいても発生し、実際の溶接施工時に入熱制限が行われ、溶接効率が悪かった。
【０００５】
大入熱溶接時のＨＡＺ靭性の改善に当たっては、上記特開平１０−６８０４５号公報の他、特開平１０−１２１１９１号公報において、下式で表される炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３５〜０．４０と低く制限することが開示されている。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す》。
【０００６】
このように、従来はＰｃｍを低値に制御することにより小入熱溶接時の耐溶接割れ性を改善したり、あるいはＣｅｑを制御することにより大入熱ＨＡＺ靭性を改善すると共に、合金成分の含有量制限に伴う母材強度低下を、製造プロセスを改良するなどして補っていた。これにより、５９０ＭＰａ級鋼板において、母材製造時の焼入れにおける冷却速度が比較的速い薄板では溶接時の予熱フリーを達成できたが、冷却速度が遅い厚板では溶接時の予熱フリーと母材強度の両立を達成することが困難であった。また、Ｃｕの析出を利用して母材強度を確保する方法も開示されているが、冷却速度が遅い厚板では充分な母材強度が得られなかった。
【０００７】
このように、小入熱溶接においてＨＡＺ部は高温に加熱された後の冷却速度が速いため、硬化して溶接割れ（低温割れ）を起こしやすい。一方、母材は板厚が厚くなるほど冷却速度が遅くなるため、圧延後の焼入れ効果による強度確保が難しくなる。従って、５９０ＭＰａ級厚鋼板では、小入熱溶接時の溶接割れを防止するため冷却速度が速くなっても硬くならないようにした上で、鋼板製造時の冷却速度が遅く、焼入れ効果が得難い場合であっても如何に強度を確保するかが重要課題となる。
【０００８】
さらに、厚板、薄板のいずれにおいても、大入熱溶接においては、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイト組織を生成して靭性が低下するが、このＨＡＺ靭性を改善するには、冷却速度が遅い場合であっても島状マルテンサイト組織の生成を如何なる方法で抑制するかが重要課題となる。
【０００９】
また、建築構造物や鋼構造物用の鋼板では、耐震性の観点から、高い均一伸びを有することが求められるが、一般に引張強度が大きいほど均一伸びが低下するといった傾向があり、高強度を維持しつつ均一伸びを向上させる技術が要求されている。
【００１０】
鋼板の高強度と高均一伸びを両立させる技術としては、例えば、特開平９−３５９４号公報に、鋼板をフェライト＋第二相型の複合組織とし、均一伸びを確保すべくフェライト分率を特定の範囲とした上で、引張強度を向上させるべく、第二相を硬質化することが提案されている。しかしながら、この技術を５９０ＭＰａ級厚鋼板に適用する場合には、Ｃ含有量を高くする必要があり、その結果、耐溶接割れ性が低下する傾向にあった。
【００１１】
また、特開平８−２４６０４７号公報には、熱間圧延後の冷却速度を最適化することで鋼板の均一伸びを向上させる技術が開示されているが、この技術を５９０ＭＰａ級厚鋼板に適用しても、耐溶接割れ性と均一伸びの両者を高いレベルで改善できるものではない。
【００１２】
この他、薄鋼板においては、鋼中に残留γを生成させ、その応力誘起変態を利用して均一伸びの向上を図ることが行われている。しかしながら、鋼中に残留γを安定に生成させるためには、溶接性低下の原因となるＣやＡｌ，Ｓｉを多量に含有させる必要があり、高いレベルでの溶接性が要求される厚鋼板に適用することは困難であった。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）および均一伸びに優れた５９０ＭＰａ級厚鋼板を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成し得た本発明の溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板とは、Ｃ：０．０１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｎ：０．００２０〜０．０１０％を含有する鋼からなり、
光学顕微鏡により観察した鋼組織の９０体積％以上がベイナイトであり、
Ｘ線回折法により測定した残留γ量が少なくとも１．０体積％であると共に、引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満であるところに要旨を有するものである。
【００１５】
なお、上記厚鋼板においては、さらにＭｎ：１．０〜３．０％，Ｃｒ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）を含有し、且つ下式（１）で表されるＫＰ値が２．４以上５．５以下であることが好ましい。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ ・・・ （１）
《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する》。
【００１６】
また、上記厚鋼板の内、さらにＳｉ：１％以下および／またはＡｌ：０．２％以下を含有するもの；さらにＮｉ：６％以下および／またはＣｕ：２．０％以下を含有するもの；さらにＶ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００８０％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するもの；さらにＺｒ：０．１０％以下を含有するもの；さらにＣａ：０．００５０％以下および／またはＲＥＭ（希土類金属）：０．０５％以下を含有するもの；さらにＰ：０．０２０％以下およびＳ：０．０１０％以下に夫々抑えられているものは、本発明の目的を達成する上で好ましい態様である。
【００１７】
なお、本発明の高張力厚鋼板の化学組成は、典型的には上記元素の他は残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるが、その他の化学成分についても、本発明の効果を阻害しない範囲内で含有されていてもよい。
【００１８】
【発明の実施の形態】
４９０ＭＰａ級鋼板においては、上記のようなＰｃｍの制御によって耐溶接割れ性の改善と母材強度の確保を両立することができたが、５９０ＭＰａ級鋼板ではＰｃｍによる成分制御を行ったとしても、特に厚板において両特性の満足を図ることは困難であった。
【００１９】
また、一般に、大入熱溶接時に高温ベイナイトを生成させると島状マルテンサイトが生成し、鋼のＨＡＺ靭性が劣化するため、４９０ＭＰａ級鋼板では、ＨＡＺにおいてフェライトを積極的に生成させるべく、Ｃｅｑを制御して大入熱ＨＡＺ靭性の改善が試みられてきたが、これは高強度の厚鋼板に適用できるものではなく、５９０ＭＰａ級鋼板での大入熱ＨＡＺ靭性の改善と厚肉化の両立を図ることも困難であった。
【００２０】
ところで、鋼板の均一伸び向上を図るには、従来から薄鋼板で行われているように、鋼板中に残留γを生成させ、その応力誘起変態を利用することが有効である。しかし、残留γを安定に生成させつつ高強度化を図るには、Ｃ，Ａｌ，Ｓｉといった元素を多量に添加する必要があり、これがこの技術の厚鋼板への適用を困難にしていた。こうした元素の多量添加は、上記のような鋼板の溶接性低下を引き起こすため、溶接性があまり問題にされない薄鋼板では、この手段によって高強度化と均一伸びの改善の両者を同時に達成することが可能であったが、溶接性が極めて重要な厚鋼板においては、むしろこれらの元素の添加を抑制することが好ましく、溶接性を損なわずに高強度とした上で、残留γを生成させることは極めて困難なのである。
【００２１】
そこで、本出願人は、上記の従来技術とは異なり、Ｃ量を極力低減化し、さらに組織の微細化に寄与する元素の量を適切に制御することで良好な溶接性を確保すると共に、鋼組織をベイナイト主体として高い母材強度を確保しつつ、鋼中に残留γを生成させることで均一伸びを改善し得ることを見出し、本発明を完成するに至ったのである。
【００２２】
本発明の高張力厚鋼板においては、上記の通り、良好な溶接性を確保するために、母材強度の向上に寄与するＣの含有量を極力低減化する。よって、高い母材強度を確保するために鋼組織をベイナイト主体とするのである。具体的には、光学顕微鏡により観察した鋼組織中のベイナイトの量が９０体積％以上、好ましくは９５体積％以上、さらに好ましくは９８体積％以上でなければならない。
【００２３】
なお、後述するように、ベイナイトと残留γを光学顕微鏡で識別することは困難であるため、ここでいう「ベイナイト量」は、残留γを含めた量である。従って、本発明で規定するベイナイト量と、後述する残留γ量を足した値が１００％を超える場合もあり得る。また、鋼組織の他の成分としては、フェライトやマルテンサイトなどがある。
【００２４】
本発明の高張力厚鋼板では、既述の通り、鋼中に残留γを生成させ、この応力誘起変態を利用することによって均一伸びの向上を図る。応力誘起変態による均一伸びの向上効果を十分に確保するためには、Ｘ線回折法により測定した残留γ量が少なくとも１．０体積％以上、好ましくは１．５体積％以上、さらに好ましくは２．０体積％以上でなければならない。
【００２５】
残留γはベイナイトのラス境界に微細に生成するものであり、ベイナイト量の測定の際に用いる光学顕微鏡では識別できない。しかしながら、残留γは結晶構造が面心立方構造であり、他方、ベイナイトやフェライトなどは体心立方構造であることから、Ｘ線回折法によって残留γ量を測定することが可能である。また、残留γ量の上限については、多ければ多いほど好ましいが、後述するようにＣ量を０．０６％以下と制限しているため、１０体積％程度が上限であると推定される。
【００２６】
なお、本発明は、５９０ＭＰａ級の高張力厚鋼板を対象とするものであるが、引張強さが７８０ＭＰａ以上になると均一伸びが低下する傾向があるため、引張強さの範囲を５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満と規定している。
【００２７】
次に、本発明で規定する成分について説明する。
【００２８】
Ｃ：０．０１０〜０．０６％
Ｃは、溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善し、さらに残留γを生成させるために重要な元素である。Ｃが０．０６％を超えると高冷却速度の際に低温ベイナイトでなくマルテンサイトが生成するようになり、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性が改善されない。好ましくは０．０５％以下である。なお、０．０１０％未満では必要最小限の母材強度が得られない。好ましくは０．０２％以上である。
【００２９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、Ｎと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。ただし、Ｔｉの含有量が夫々０．０３％を超えると逆にＨＡＺ靭性が低下する。好ましくは０．０２０％以下である。なお、０．００５％未満では、大入熱ＨＡＺ靭性改善の効果が十分でない。好ましくは０．００８％以上である。
【００３０】
Ｎ：０．００２０〜０．０１０％
Ｎは上記の通り、Ｔｉや、後述するＺｒと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。ただしＮは、後述するＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害し、母材の靭性および大入熱ＨＡＺ靭性を低下させる作用も有しており、Ｎの含有量が０．０１０％を超えるとその作用が顕著になる。好ましくは０．００８０％以下である。なお、０．００２０％未満ではＴｉあるいはＺｒとの窒化物形成による大入熱ＨＡＺ靭性改善の効果が十分でない。好ましくは０．００３０％以上である。
【００３１】
さらに、本発明の高張力厚鋼板においては、溶接性、すなわち耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性のより一層の向上を図るべく、上記の如くＣを極低Ｃに制限する他、以下に示す焼入れ向上元素を積極的に添加し、大入熱ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素の添加を適切に制御するなどして、ベイナイトの連続冷却曲線（図１のＣＣＴ線図を参照）が短時間側且つ低温側に移動すると共に、フェライトのＣＣＴ線が長時間側に移動するようにした（実線から破線へ移動）。
【００３２】
従って、従来は、高冷却速度ではマルテンサイト、低冷却速度ではフェライトまたは高温ベイナイトを生成するために、硬さの冷却速度感受性が大きく、小入熱溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度の確保が両立できず、予熱フリーの達成が困難であったが、本発明によれば、高冷却速度、低冷却速度のいずれにおいても低温ベイナイトを生成し、硬さの冷却速度感受性が低下し、溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度確保を両立ならしめることができる。
【００３３】
一方、大入熱溶接の場合、ＨＡＺの冷却速度が遅くなるため、従来はフェライトまたは高温ベイナイトを生成し、それに伴い粗大且つ塊状の島状マルテンサイト組織が生成してＨＡＺ靭性が劣化していたが、本発明では、冷却速度が遅くても低温ベイナイトが生成するため塊状ではなくフィルム状のマルテンサイト組織になると同時に、極低Ｃであるため生成するマルテンサイト組織が微細となり、ＨＡＺ靭性を確保できる。
【００３４】
なお、上述した耐溶接割れ性と大入熱ＨＡＺ靭性の向上に対するアプローチについては既に出願を済ませている（特願平１０−３３６２６８、特願平１１−３５６６０６、特願２０００−１５３７１３）。これらの先願発明はいずれも、高張力鋼板の耐溶接割れ性と大入熱ＨＡＺ靭性の向上を目的とするものであり、本願発明は、これら溶接性の向上に加えて、均一伸びの向上をも目的とする点で、これらの先願発明とは異なるものである。
【００３５】
以下、溶接性の向上に寄与する成分について説明する。
【００３６】
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｃｒ：０．１〜２．０％
Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）
これらの元素は焼入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度〜低冷却速度で低温ベイナイトを生成しやすくすると共に、上記の通り、極低Ｃとし、好ましくはさらに所定のＢ量を添加することにより小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度確保を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善できる点で有用である。
【００３７】
まず、ＭｎおよびＣｒの含有量は、夫々１．０％以上、０．１％以上であることが好ましい。これらの含有量に満たないと、厚みの大きな鋼板では、所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、母材強度向上効果が十分に確保できない場合がある。より好ましくはＭｎ：１．２％以上、Ｃｒ：０．５％以上である。ただし、Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏの含有量が、夫々３．０％、２．０％、１．５％を超えると母材の靭性が低下するため、その上限は夫々３．０％以下、２．０％以下、１．５％以下であることが好ましい。より好ましくはＭｎ：２．５％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下である。
【００３８】
さらに、これらＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏで定められるＫＰ値の範囲を制御することで、鋼の焼入れ性改善作用により、冷却速度の遅い厚鋼板であっても、引張強さ（母材強度）の確保がより容易となる（後述する）。具体的には、ＫＰ値は２．４以上５．５以下であることが好ましい。ＫＰ値が２．４未満では上記作用を有効に発揮させることができない。より好ましくは２．６以上である。ただし、ＫＰ値が５．５を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。より好ましくは５．０以下である。
【００３９】
Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは脱酸剤であると共に、鋼中の残留γを安定化させる点で有用な元素であるが、１％を超えて添加すると溶接性および母材靭性が低下するのでその上限を１％とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。
【００４０】
Ａｌ：０．２％以下
Ａｌは脱酸剤であると共に、鋼中の残留γを安定化させる他、鋼中に含有するＮを固定し、好ましく添加されるＢの固溶量を増加させることによりＢに基づく焼入れ性向上作用を高める元素であるが、０．２％を超えて添加すると母材の靭性が低下するので、その上限を０．２％とすることが好ましい。より好ましくは０．２％未満、さらに好ましくは０．１％以下である。
【００４１】
Ｎｉ：６％以下
Ｎｉは母材靭性向上に有用な元素であるが、６％を超えて添加するとスケール疵が発生しやすくなるため、その上限を６％とすることが好ましい。より好ましくは４％以下である。
【００４２】
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは固溶強化および析出強化により母材強度を向上させると共に、焼入れ性向上作用も有する元素である。ただし、２．０％を超えて添加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を２．０％とすることが好ましい。より好ましくは１．５％以下である。
【００４３】
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは少量の添加により焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。ただし、０．１０％を超えて添加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するので、その上限は０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下である。
【００４４】
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂはγ粒径を微細化し、これにより変態後のベイナイトブロックサイズが微細化されるため母材靭性の向上に寄与する。ただし、Ｎｂの添加量が０．１０％を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するので、その上限は０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００４５】
Ｂ：０．００８０％以下
Ｂは焼入れ性改善元素で、低冷却速度で低温ベイナイトを生成しやすくすると共に、上記の通り、極低Ｃとし、同時に適量のＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏを添加することにより小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度向上を両立させることができる点で有用である。ただし、Ｂが０．００８０％を超えるとかえって焼入れ性が低下し、母材強度が不足するので、その上限は０．００８０％とすることが好ましい。より好ましくは０．００６０％以下である。また、Ｂが０．０００６％未満では焼入れ性改善効果が期待できず、母材強度が向上しない場合があるため、０．０００６％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。
【００４６】
Ｚｒ：０．１０％以下
ＺｒはＴｉと同様に、Ｎと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。ただし、Ｚｒの含有量が０．１０％を超えると逆にＨＡＺ靭性が低下するため、０．１０％以下であることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下である。
【００４７】
Ｃａ ：０．００５０％以下
ＲＥＭ：０．０５％以下
ＣａおよびＲＥＭはＭｎＳを球状化するので、介在物の異方性を低減する効果を有する元素である。このような作用を発揮させるためにはＣａ：０．０００５％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。ただし、Ｃａ：０．００５０％、ＲＥＭ：０．０５％を超えて過剰に添加すると母材靭性が低下するのでその上限をＣａ：０．００５０％、ＲＥＭ：０．０５％とすることが好ましい。より好ましくはＣａ：０．００４０％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下である。
【００４８】
Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以下
ＰおよびＳは不純物元素である。よって夫々０．０２０％以下、０．０１０％以下に抑えられていることが好ましい。
【００４９】
次に、本発明の高張力厚鋼板の製造方法について説明する。本発明の高張力厚鋼板は、上記成分組成を満足する鋼を用い、加熱、熱間圧延、および焼入れをすることにより得ることができる。ただし、極低Ｃ量としているため、通常の焼入れ条件（熱間圧延後の冷却条件）では残留γを生成することができない。本発明の高張力厚鋼板を得るための好ましい一例を以下に示す。なお、下記は本発明製造法の一例であり、該方法に限定する趣旨ではない。
【００５０】
９５０〜１２００℃で２時間以上加熱した後、熱間圧延を行い、７００℃以上で圧延を完了し、その後冷却する。その際の適切な冷却速度は鋼の組成、板厚などとも関係し、一概には決められないが、後記実施例に示すように、圧延終了後、５５０℃までを平均１℃／秒以上、好ましくは２℃／秒以上、さらに好ましくは４℃／秒以上であって、好ましくは１０℃／秒以下、さらに好ましくは５．５℃／秒以下で冷却し、ベイナイト変態を終了させる。このような速度で冷却を行うことにより、鋼中でのフェライト変態を抑制して、ベイナイト量を上記範囲とすることができる。
【００５１】
次いで、４００℃までを０．５℃／秒以上２℃／秒以下、好ましくは０．６℃／秒以上１．５℃／秒以下で冷却して残留γを生成させる。このような速度で冷却するのは、ベイナイトのラス境界に存在するγ中に、十分にＣを濃縮させてγを安定化させ、室温で残留するγ量を上記の範囲とするためである。すなわち、上記冷却速度が０．５℃／秒を下回ると、γが分解してしまう。他方、冷却速度が２℃／秒を超えると、ベイナイトのラス境界のγ中に十分にＣが濃化せず、その後の冷却過程でγがマルテンサイトに変態してしまい、残留γが得られない。その後空冷または水冷して本発明の高張力厚鋼板が得られる。
【００５２】
特にＫＰ値が上記範囲内にある場合は、焼入れ性が良好であるため、上記熱間圧延後、５５０℃までの冷却速度をより低速度側とすることが可能であり、具体的には、１℃／秒以上であればフェライト変態を抑制してベイナイト量を上記範囲とすることができる。
【００５３】
また、鋼中に残留γが上記の量で存在していなければならないため、こうして得られた本発明の高張力厚鋼板を焼戻しする際には、残留γが分解しない程度の低温で行う必要がある。
【００５４】
このように本発明によれば、非常に高いレベルの溶接性を有し、且つ所定量の残留γを含有することにより優れた均一伸びを有する５９０ＭＰａ級の高張力厚鋼板を提供できる。
【００５５】
【実施例】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べる。但し、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００５６】
表１および２に示す成分組成の鋼を通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、通常の加熱、熱間圧延を行った後、表３および４に示す条件で冷却し、所定の板厚からなる高張力厚鋼板を製造した。
【００５７】
このようにして得られた各鋼板について、下記の要領でベイナイト量、残留γ量、母材特性［引張強さ、均一伸び、靭性（ｖＥ-40）］を評価し、本発明で基準とする母材レベル（５９０ＭＰａ≦引張強さ＜７８０ＭＰａ、均一伸び≧１３％、ｖＥ-40≧１００Ｊ）をクリアしたものについては、さらに溶接性（耐溶接割れ性およびＨＡＺ靭性）を評価した。
【００５８】
［母材特性試験］
▲１▼引張試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより均一伸び、および引張強さを測定した。均一伸び≧１３％、５９０ＭＰａ≦引張強さ＜７８０ＭＰａを合格とした。
▲２▼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おこなうことにより吸収エネルギー（ｖＥ-40）を得た。ｖＥ-40≧１００Ｊを合格とした。
【００５９】
［ベイナイト量］
各鋼板の板厚１／４部位を鏡面研磨した試験片を、２％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチング後、該箇所について光学顕微鏡を用いて４００倍で観察した。この観察視野５視野について、画像解析を行い、鋼組織中のベイナイト量（分率）を測定した。この際、フェライト以外のラス状組織はベイナイトとみなした。
【００６０】
［残留γ量］
各鋼板の板厚１／４部位を５０〜１００μｍ電解研磨した試験片についてＸ線回折測定を行い、α−Ｆｅ（２００）面とγ−Ｆｅ（２００）面のピーク強度比から残留γ量を求めた。
【００６１】
［溶接性試験］
▲１▼ＨＡＺ靭性：入熱１５ｋＪ/ｍｍ（板厚：２５〜５０ｍｍ）、あるいは４０ｋＪ／ｍｍ（板厚：５０ｍｍ以上）で溶接を行い（サブマージアーク溶接法）、図２に示す部位からＪＩＳ４号試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行い、ボンド部の吸収エネルギー（ｖＥ-20）を求めた。ｖＥ-20≧１００Ｊを合格とした。▲２▼耐溶接割れ性：ＪＩＳ Ｚ ３１５８に記載のｙ形溶接割れ試験法に基づいて、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。２５℃以下を合格とした。
これらの結果を表３および４に併記する。
【００６２】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
表３および表４から、次のように考察することができる。まず、表２のＮｏ．２２〜３８の鋼板は本発明の要件を満足する実施例であり、表４に示す通り、いずれの鋼板も母材特性および溶接性に優れている。
【００６７】
これに対し、表１のＮｏ．３，４，１５，１６，１８の各鋼板は本発明の要件を満足しない比較例であり、以下に示す不具合を有している。
【００６８】
Ｎｏ．３の鋼板は、Ｃ量が本発明の範囲を超える例であり、耐溶接割れ性が低下した。また、Ｎｏ．４の鋼板は、Ｃ量が本発明の範囲を下回る例であり、所望のベイナイト量が得られず、母材強度が低下した。
【００６９】
Ｎｏ．１５の鋼板は、Ｔｉ量が本発明の範囲を下回る例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。また、Ｎｏ．１６の鋼板は、Ｔｉ量が本発明の範囲を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７０】
Ｎｏ．１８の鋼板は、Ｎ量が本発明の範囲を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７１】
また、表１のＮｏ．１，５〜１４，１７，２０，２１、および表２のＮｏ．３９，４０の各鋼板は、化学成分またはＫＰ値が一部本発明の好ましい範囲を満足しない参考例である。
【００７２】
このうち、Ｎｏ．５の鋼板は、ＫＰ値が本発明の範囲を超える例であり、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７３】
Ｎｏ．６の鋼板は、Ｍｎ量が本発明の範囲を下回る例であり、所望のベイナイト量が得られず、母材強度が低下した。また、Ｎｏ．７の鋼板は、Ｍｎ量が本発明の範囲を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７４】
Ｎｏ．８の鋼板は、Ｃｒ量が本発明の範囲を下回る例であり、所望のベイナイト量が得られず、母材強度が低下した。また、Ｎｏ．９の鋼板は、Ｃｒ量が本発明の範囲を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７５】
しかしながら、Ｎｏ．６の鋼板と同様にＭｎ量が本発明の範囲を下回るが、厚みがＮｏ．６に比べて薄い例であるＮｏ．４０の鋼板、およびＮｏ．８の鋼板と同様にＣｒ量が本発明の範囲を下回るが、厚みがＮｏ．８に比べて薄い例であるＮｏ．３９の鋼板では、いずれも母材特性および溶接性に優れており、これらの含有量が本発明の好ましい範囲を満たさなくても、鋼板の厚みによっては良好な特性のものが得られることが分かる。
【００７６】
Ｎｏ．１０の鋼板は、Ｍｏ量が本発明の範囲を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７７】
Ｖ，Ｎｂ，Ｃｕの量が本発明の範囲を超えるＮｏ．１１〜１３の各鋼板では、大入熱ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７８】
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒの量が本発明の範囲を超えるＮｏ．１７，２０，２１の各鋼板では、母材靭性が低下した。
【００７９】
Ｂ量が本発明の範囲を超えるＮｏ．１４の鋼板では、所望のベイナイト量が得られず、母材強度が低下した。
【００８０】
また、ＫＰ値が本発明の範囲を下回るＮｏ．１の鋼板では、製造条件によっては、所望のベイナイト量が得られず母材強度が低下したり、残留γ量が少なく、均一伸びが低いものが得られた。
【００８１】
Ｎｏ．２の鋼板は、化学成分については本発明の要件を満足する実施例である。この鋼板でも、Ｎｏ．１の鋼板と同様、製造条件によっては、所望のベイナイト量が得られず母材強度が低下したり、残留γ量が少なく、均一伸びが低いものが得られるものの、ＫＰ値も本発明の範囲を満足するため、Ｎｏ．１よりも広い製造条件で、母材強度、均一伸びおよび溶接性の各特性を兼ね備えたものが得られた。
【００８２】
Ｎｏ．１９の鋼板も、化学成分については本発明の範囲を満足するものであるが、製造条件によっては母材強度が本発明の範囲を超えてしまい、均一伸びが低下した。
【００８３】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、溶接性を高いレベルで改善しつつ、残留γを生成させることにより、均一伸びに優れた５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の高張力厚鋼板を提供することができた。本発明の高張力厚鋼板は、建築用途の中でも、特に高いレベルの溶接性と均一伸びが要求される橋梁用途などにも適用可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の成分設計の考え方を説明するための模式的なＣＣＴ線図である。
【図２】サブマージアーク溶接時のボンド靭性の試験片採取位置を示す概略説明図である。
Claims (8)
- Ｃ ：０．０１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，
Ｎ ：０．００２０〜０．０１０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼からなり、
光学顕微鏡により観察した鋼組織の９０体積％以上がベイナイトであり、
Ｘ線回折法により測定した残留γ量が少なくとも１．０体積％であると共に、
引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満であることを特徴とする、大入熱ＨＡＺ靭性、耐溶接割れ性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板。 - Ｍｎ：１．０〜３．０％，
Ｃｒ：０．１〜２．０％，
Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）
を含有し、且つ
２．４≦ＫＰ≦５．５
を満足するものである請求項１に記載の高張力厚鋼板。
ただし、
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］
《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する》。 - Ｓｉ：１％以下および／またはＡｌ：０．２％以下を含有するものである請求項１または２に記載の高張力厚鋼板。
- Ｎｉ：６％以下および／またはＣｕ：２．０％以下を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高張力厚鋼板。
- Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００８０％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高張力厚鋼板。
- Ｚｒ：０．１０％以下を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高張力厚鋼板。
- Ｃａ：０．００５０％以下および／またはＲＥＭ：０．０５％以下を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高張力厚鋼板。
- Ｐ：０．０２０％以下およびＳ：０．０１０％以下に夫々抑えられている請求項１〜７のいずれかに記載の高張力厚鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001065518A JP3854807B2 (ja) | 2001-03-08 | 2001-03-08 | 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001065518A JP3854807B2 (ja) | 2001-03-08 | 2001-03-08 | 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002266048A JP2002266048A (ja) | 2002-09-18 |
| JP3854807B2 true JP3854807B2 (ja) | 2006-12-06 |
Family
ID=18924148
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001065518A Expired - Fee Related JP3854807B2 (ja) | 2001-03-08 | 2001-03-08 | 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3854807B2 (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4995111B2 (ja) * | 2007-02-09 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP4995131B2 (ja) * | 2007-03-28 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP4995130B2 (ja) * | 2007-03-29 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP4976906B2 (ja) * | 2007-04-09 | 2012-07-18 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｈａｚ靭性、母材靭性、伸び、及び強度−伸びバランスに優れた厚鋼板 |
| JP5157657B2 (ja) * | 2008-06-06 | 2013-03-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼板 |
| JP5365146B2 (ja) * | 2008-11-11 | 2013-12-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 |
| JP5509945B2 (ja) * | 2010-03-12 | 2014-06-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 |
| JP5509946B2 (ja) * | 2010-03-12 | 2014-06-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 |
| JP5699798B2 (ja) * | 2011-05-18 | 2015-04-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼材およびその製造方法 |
| JP6094139B2 (ja) * | 2011-12-21 | 2017-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| PL3168312T3 (pl) * | 2015-11-16 | 2019-09-30 | Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co. Kg | Stopowa stal konstrukcyjna o strukturze bainitycznej, wytworzony z niej element kuty i sposób wytwarzania elementu kutego |
-
2001
- 2001-03-08 JP JP2001065518A patent/JP3854807B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002266048A (ja) | 2002-09-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5124988B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4283757B2 (ja) | 厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2011047032A (ja) | 落重特性および母材靭性に優れた高強度厚鋼板 | |
| JP2007009325A (ja) | 耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JP4044470B2 (ja) | 低温母材靭性および低温ｈａｚ靭性に優れた高靭性鋼板、並びにその製造方法 | |
| JP3854807B2 (ja) | 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 | |
| JP2004300567A (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4878219B2 (ja) | Ｈａｚ靱性に優れ、溶接後熱処理による強度低下が小さい鋼板 | |
| JPH11229075A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 | |
| JP3668713B2 (ja) | 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 | |
| JP2007177327A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れ、軟化が小さい厚鋼板 | |
| JP3602471B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4464909B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高降伏比高張力鋼板 | |
| JP3970801B2 (ja) | 高強度高靭性鋼板 | |
| 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 | |
| JP4259145B2 (ja) | 低温靭性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP3863413B2 (ja) | 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002161330A (ja) | 耐摩耗鋼 | |
| JP3602396B2 (ja) | 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| JP4655372B2 (ja) | 高い降伏点を有する高張力鋼材の製造方法 | |
| JP3739997B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板 | |
| JP2582147B2 (ja) | 溶接部靱性の優れた低温用ニッケル鋼板の製造方法 | |
| JP3746707B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板 | |
| JP2020204092A (ja) | 大入熱溶接用高強度鋼板 | |
| JP2020204091A (ja) | 大入熱溶接用高強度鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040401 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040806 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20041209 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050125 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060214 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060417 |
|
| 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: 20060905 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060911 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3854807 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090915 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100915 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100915 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110915 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110915 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120915 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120915 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130915 Year of fee payment: 7 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |