JPH08120338A - 溶接継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法Info
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- JPH08120338A JPH08120338A JP23859494A JP23859494A JPH08120338A JP H08120338 A JPH08120338 A JP H08120338A JP 23859494 A JP23859494 A JP 23859494A JP 23859494 A JP23859494 A JP 23859494A JP H08120338 A JPH08120338 A JP H08120338A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、構造物の溶接継手部の脆性破壊伝
播停止性能の優れた溶接構造用厚鋼板を、経済的に製造
する方法を提供する。 【構成】 所定成分の連続鋳造鋳片をＡｒ３点以上の温
度に加熱し、圧下率５０％以上の熱間圧延をオーステナ
イトの未再結晶温度域で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二
相域で引き続き圧下率５０％以上の圧延を行って、６５
０℃以上で圧延を終了した後、６００℃以上から５℃／
ｓ以上の冷却速度で、４００℃以上の温度まで冷却する
溶接構造用厚鋼板の製造方法である。 【効果】 コストを抑制し、溶接性，継手靱性を損なう
事なく、溶接継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶
接構造用厚鋼板を得ることができる。
播停止性能の優れた溶接構造用厚鋼板を、経済的に製造
する方法を提供する。 【構成】 所定成分の連続鋳造鋳片をＡｒ３点以上の温
度に加熱し、圧下率５０％以上の熱間圧延をオーステナ
イトの未再結晶温度域で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二
相域で引き続き圧下率５０％以上の圧延を行って、６５
０℃以上で圧延を終了した後、６００℃以上から５℃／
ｓ以上の冷却速度で、４００℃以上の温度まで冷却する
溶接構造用厚鋼板の製造方法である。 【効果】 コストを抑制し、溶接性，継手靱性を損なう
事なく、溶接継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶
接構造用厚鋼板を得ることができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接構造物の溶接継手
部の脆性破壊伝播停止性能（以下、継手アレスト性能と
称す）に優れ、更には、特に低温の使用環境での母材靱
性及び溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）の破壊靱性も
優れた、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａ
ｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）溶接構造用厚鋼
板の製造方法に関するものである。
部の脆性破壊伝播停止性能（以下、継手アレスト性能と
称す）に優れ、更には、特に低温の使用環境での母材靱
性及び溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）の破壊靱性も
優れた、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａ
ｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）溶接構造用厚鋼
板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物，船舶，貯蔵タンク等
の大型溶接構造物に使用される構造用鋼板の材質特性に
対する要望は厳しさを増しており、特にＬＰＧ等を貯蔵
するタンクやラインパイプは、脆性破壊がもたらす被害
の大きさと、それがもたらす社会不安の大きさから、ア
レスト特性の向上が求められている。
の大型溶接構造物に使用される構造用鋼板の材質特性に
対する要望は厳しさを増しており、特にＬＰＧ等を貯蔵
するタンクやラインパイプは、脆性破壊がもたらす被害
の大きさと、それがもたらす社会不安の大きさから、ア
レスト特性の向上が求められている。
【０００３】具体的には、−４６℃の液化ガスを貯蔵す
るタンク用鋼材の母材アレスト特性として、−５０℃に
おける温度勾配型ＥＳＳＯ試験において測定される靱性
値，Ｋｃａ（以下Ｋｃａ−５０と称す）が４００ｋｇｆ
／ｍｍ1.5 以上を示す事が求められている。
るタンク用鋼材の母材アレスト特性として、−５０℃に
おける温度勾配型ＥＳＳＯ試験において測定される靱性
値，Ｋｃａ（以下Ｋｃａ−５０と称す）が４００ｋｇｆ
／ｍｍ1.5 以上を示す事が求められている。
【０００４】又、大型溶接構造物の安全性確保の要求の
高まりにより、母材だけでなく、溶接継手部において
も、脆性破壊の発生、及び脆性破壊の伝播停止の双方を
満足する、所謂ダブルインテグリティー保証が求められ
つつある。
高まりにより、母材だけでなく、溶接継手部において
も、脆性破壊の発生、及び脆性破壊の伝播停止の双方を
満足する、所謂ダブルインテグリティー保証が求められ
つつある。
【０００５】一方従来から、母材のアレスト特性に注目
した提案はあり、特開昭６２−７７４１９号公報に、母
材アレスト特性の優れた高張力鋼の製造方法が開示され
ている。
した提案はあり、特開昭６２−７７４１９号公報に、母
材アレスト特性の優れた高張力鋼の製造方法が開示され
ている。
【０００６】ここに開示されている製造法から得られる
高張力鋼は、母材のＫｃａ−５０が４４０ｋｇｆ／ｍｍ
1.5 〜７２０ｋｇｆ／ｍｍ1.5 を示し、前記した近年の
希望を満たしている。
高張力鋼は、母材のＫｃａ−５０が４４０ｋｇｆ／ｍｍ
1.5 〜７２０ｋｇｆ／ｍｍ1.5 を示し、前記した近年の
希望を満たしている。
【０００７】しかしながら継手アレスト性能は、９％Ｎ
ｉ鋼製ＬＮＧタンクの安全性確保に関する研究〔参考文
献：製鉄研究Ｎｏ．３２２（１９８６），ｐ．４４−５
１〕や、ＬＰＧタンクの安全性を確保するための材料選
定に関する研究〔参考文献：田中潔／東京大学博士論文
（１９８８）〕において検討されているが、ひろく研
究，注目されている鋼材ではない。
ｉ鋼製ＬＮＧタンクの安全性確保に関する研究〔参考文
献：製鉄研究Ｎｏ．３２２（１９８６），ｐ．４４−５
１〕や、ＬＰＧタンクの安全性を確保するための材料選
定に関する研究〔参考文献：田中潔／東京大学博士論文
（１９８８）〕において検討されているが、ひろく研
究，注目されている鋼材ではない。
【０００８】その理由は、溶接継手部の脆性破壊に対す
る安全性を確保するために、脆性破壊発生防止が重要で
あり、脆性破壊発生防止に多くの研究が集中しているこ
と、及び脆性破壊発生防止よりも脆性破壊伝播防止の方
が技術的難易度が高いためである。
る安全性を確保するために、脆性破壊発生防止が重要で
あり、脆性破壊発生防止に多くの研究が集中しているこ
と、及び脆性破壊発生防止よりも脆性破壊伝播防止の方
が技術的難易度が高いためである。
【０００９】しかし継手アレスト性能は、鋼材のＮｉ量
と溶接材料のＮｉ量、及び溶接開先形状に依存する。継
手アレスト性能に及ぼす鋼材Ｎｉ含有量の効果は、３％
以上のＮｉ量で顕著に現れることが知られており、Ｎｉ
量が３％以下では、これまで継手アレスト性能を確保し
ようとする技術的期待はできないとされてきた。
と溶接材料のＮｉ量、及び溶接開先形状に依存する。継
手アレスト性能に及ぼす鋼材Ｎｉ含有量の効果は、３％
以上のＮｉ量で顕著に現れることが知られており、Ｎｉ
量が３％以下では、これまで継手アレスト性能を確保し
ようとする技術的期待はできないとされてきた。
【００１０】それと共に、近年のこの大型溶接構造用鋼
材の需要量の増大により、供給量の増大，供給価格の低
減が望まれるようになり、高価なＮｉ元素を多量に使用
しない、経済性の優れた鋼材が求められている。
材の需要量の増大により、供給量の増大，供給価格の低
減が望まれるようになり、高価なＮｉ元素を多量に使用
しない、経済性の優れた鋼材が求められている。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明では、コストの
増大をもたらすＮｉ元素を極力削減しつつ、鋼材の溶接
継手部の脆性破壊伝播停止性能を確保し、且つ、ＨＡＺ
部の低温靱性にも優れた溶接構造用鋼板の製造法を提案
し、上記の問題点を解決するものである。
増大をもたらすＮｉ元素を極力削減しつつ、鋼材の溶接
継手部の脆性破壊伝播停止性能を確保し、且つ、ＨＡＺ
部の低温靱性にも優れた溶接構造用鋼板の製造法を提案
し、上記の問題点を解決するものである。
【００１２】すなわち、この種用途において、溶接継手
部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接構造用鋼板を、
経済的に提供する製造方法を提供するものである。
部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接構造用鋼板を、
経済的に提供する製造方法を提供するものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明の第１の手段は、
重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．０
５〜１．０％，Ｍｎ：０．５〜１．６％，Ａｌ：０．０
０１〜０．２０％，Ｎｉ：０．３〜１．９％，Ｎｂ：
０．００５〜０．０３０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％、且つ、残部がＦｅ及び不可避的成分よりなり、
炭素当量：Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋
（〔Ｍｎ〕／６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）が０．４２重量
％以下の溶接構造用鋼を連続鋳造後、Ａｒ３点以上の温
度に加熱し、圧下率５０％以上の熱間圧延をオーステナ
イトの未再結晶温度域で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二
相域で引き続き圧下率５０％以上の圧延を行って、６５
０℃以上で圧延を終了した後、６００℃以上から、５℃
／ｓ以上の冷却速度で４００℃以上の温度まで冷却する
ことを特徴とする。
重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．０
５〜１．０％，Ｍｎ：０．５〜１．６％，Ａｌ：０．０
０１〜０．２０％，Ｎｉ：０．３〜１．９％，Ｎｂ：
０．００５〜０．０３０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％、且つ、残部がＦｅ及び不可避的成分よりなり、
炭素当量：Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋
（〔Ｍｎ〕／６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）が０．４２重量
％以下の溶接構造用鋼を連続鋳造後、Ａｒ３点以上の温
度に加熱し、圧下率５０％以上の熱間圧延をオーステナ
イトの未再結晶温度域で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二
相域で引き続き圧下率５０％以上の圧延を行って、６５
０℃以上で圧延を終了した後、６００℃以上から、５℃
／ｓ以上の冷却速度で４００℃以上の温度まで冷却する
ことを特徴とする。
【００１４】本発明の第２の手段は、重量％で、Ｃ ：
０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％，Ａｌ：０．００１〜０．２０
％，Ｎｉ：０．３〜１．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．
０３０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、且つ、残
部がＦｅ及び不可避的成分よりなり、炭素当量：Ｃｅｑ
＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋（〔Ｍｎ〕／６）＋
（〔Ｎｉ〕／４０）が０．４２重量％以下の溶接構造用
鋼を連続鋳造後、Ａｒ３点以上の温度に加熱し、圧下率
５０％以上の熱間圧延をオーステナイトの未再結晶温度
域で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二相域で引き続き圧下
率５０％以上の圧延を行って、６５０℃以上で圧延を終
了した後、６００℃以上から、５℃／ｓ以上の冷却速度
で４００℃未満の温度まで冷却後、Ａｃ１点以下で焼き
戻すことを特徴とする。
０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％，Ａｌ：０．００１〜０．２０
％，Ｎｉ：０．３〜１．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．
０３０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、且つ、残
部がＦｅ及び不可避的成分よりなり、炭素当量：Ｃｅｑ
＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋（〔Ｍｎ〕／６）＋
（〔Ｎｉ〕／４０）が０．４２重量％以下の溶接構造用
鋼を連続鋳造後、Ａｒ３点以上の温度に加熱し、圧下率
５０％以上の熱間圧延をオーステナイトの未再結晶温度
域で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二相域で引き続き圧下
率５０％以上の圧延を行って、６５０℃以上で圧延を終
了した後、６００℃以上から、５℃／ｓ以上の冷却速度
で４００℃未満の温度まで冷却後、Ａｃ１点以下で焼き
戻すことを特徴とする。
【００１５】本発明の第３の手段は、重量％で、Ｃ ：
０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％，Ａｌ：０．００１〜０．２０
％，Ｎｉ：０．３〜１．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．
０３０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、０．１％
以下のＶ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｃａ、１．０％以下のＣｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ、０．００３％以下のＢのいずれか一種又は二
種以上加え、且つ、残部がＦｅ及び不可避的成分よりな
り、炭素当量：Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋
（〔Ｍｎ〕／６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）＋（〔Ｃｒ〕／
５）＋（〔Ｖ〕／１４）が０．４２重量％以下の溶接構
造用鋼を連続鋳造後、Ａｒ３点以上の温度に加熱し、圧
下率５０％以上の熱間圧延をオーステナイトの未再結晶
温度域で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二相域で引き続き
圧下率５０％以上の圧延を行って、６５０℃以上で圧延
を終了した後、６００℃以上から、５℃／ｓ以上の冷却
速度で４００℃以上の温度まで冷却することを特徴とす
る。
０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％，Ａｌ：０．００１〜０．２０
％，Ｎｉ：０．３〜１．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．
０３０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、０．１％
以下のＶ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｃａ、１．０％以下のＣｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ、０．００３％以下のＢのいずれか一種又は二
種以上加え、且つ、残部がＦｅ及び不可避的成分よりな
り、炭素当量：Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋
（〔Ｍｎ〕／６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）＋（〔Ｃｒ〕／
５）＋（〔Ｖ〕／１４）が０．４２重量％以下の溶接構
造用鋼を連続鋳造後、Ａｒ３点以上の温度に加熱し、圧
下率５０％以上の熱間圧延をオーステナイトの未再結晶
温度域で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二相域で引き続き
圧下率５０％以上の圧延を行って、６５０℃以上で圧延
を終了した後、６００℃以上から、５℃／ｓ以上の冷却
速度で４００℃以上の温度まで冷却することを特徴とす
る。
【００１６】本発明の第４の手段は、重量％で、Ｃ ：
０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％，Ａｌ：０．００１〜０．２０
％，Ｎｉ：０．３〜１．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．
０３０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、０．１％
以下のＶ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｃａ、１．０％以下のＣｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ、０．００３％以下のＢのいずれか一種又は二
種以上加え、且つ、残部がＦｅ及び不可避的成分よりな
り、炭素当量：Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋
（〔Ｍｎ〕／６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）＋（〔Ｃｒ〕／
５）＋（〔Ｖ〕／１４）が０．４２重量％以下の溶接構
造用鋼を連続鋳造後、Ａｒ３点以上の温度に加熱し、圧
下率５０％以上の熱間圧延をオーステナイトの未再結晶
温度域で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二相域で引き続き
圧下率５０％以上の圧延を行って、６５０℃以上で圧延
を終了した後、６００℃以上から、５℃／ｓ以上の冷却
速度で４００℃未満の温度まで冷却後、Ａｃ１点以下で
焼き戻すことを特徴とする。
０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍ
ｎ：０．５〜１．６％，Ａｌ：０．００１〜０．２０
％，Ｎｉ：０．３〜１．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．
０３０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、０．１％
以下のＶ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｃａ、１．０％以下のＣｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ、０．００３％以下のＢのいずれか一種又は二
種以上加え、且つ、残部がＦｅ及び不可避的成分よりな
り、炭素当量：Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋
（〔Ｍｎ〕／６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）＋（〔Ｃｒ〕／
５）＋（〔Ｖ〕／１４）が０．４２重量％以下の溶接構
造用鋼を連続鋳造後、Ａｒ３点以上の温度に加熱し、圧
下率５０％以上の熱間圧延をオーステナイトの未再結晶
温度域で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二相域で引き続き
圧下率５０％以上の圧延を行って、６５０℃以上で圧延
を終了した後、６００℃以上から、５℃／ｓ以上の冷却
速度で４００℃未満の温度まで冷却後、Ａｃ１点以下で
焼き戻すことを特徴とする。
【００１７】
【作用】本発明が対象とする構造用鋼は、添加量を限定
したＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｔｉ元素以外は、例
えば特公昭５８−１４８４９号公報に記載され、次に記
するように、通常の構造用鋼が所要の材質を得るため
に、従来から当業分野での活用で確認されている作用，
効果の関係を基に定めている添加元素の種類と量を同様
に使用して、同等の作用と効果が得られる。従ってこれ
らの元素を含む鋼を本発明は対象鋼とするものである。
したＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｔｉ元素以外は、例
えば特公昭５８−１４８４９号公報に記載され、次に記
するように、通常の構造用鋼が所要の材質を得るため
に、従来から当業分野での活用で確認されている作用，
効果の関係を基に定めている添加元素の種類と量を同様
に使用して、同等の作用と効果が得られる。従ってこれ
らの元素を含む鋼を本発明は対象鋼とするものである。
【００１８】これらの各成分元素とその添加理由と量は
以下の通りである。
以下の通りである。
【００１９】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分とし
て０．０５％以上添加するが、０．２０％を超える過剰
な含有量では、溶接部に島状マルテンサイトが析出し、
ＨＡＺ靱性を著しく劣化させ、結果として目標とする継
手アレスト性能を得ることができないため、０．０５％
〜０．２０％に規制している。
て０．０５％以上添加するが、０．２０％を超える過剰
な含有量では、溶接部に島状マルテンサイトが析出し、
ＨＡＺ靱性を著しく劣化させ、結果として目標とする継
手アレスト性能を得ることができないため、０．０５％
〜０．２０％に規制している。
【００２０】Ｓｉは溶鋼の脱酸元素として必要であり、
強度増加元素として有効であるが、１．０％を超えると
ＨＡＺ靱性が劣化し、０．０５％未満では脱酸効果が不
十分なため、添加量を０．０５〜１．０％に規制する。
強度増加元素として有効であるが、１．０％を超えると
ＨＡＺ靱性が劣化し、０．０５％未満では脱酸効果が不
十分なため、添加量を０．０５〜１．０％に規制する。
【００２１】Ｍｎは鋼材の強度を向上させる成分として
０．５％以上添加するが、Ｍｎの過剰な添加は、溶接部
に島状マルテンサイトが析出し、ＨＡＺ靱性を著しく劣
化させ、目標とする継手アレスト性能を得ることができ
ないため、１．６％を上限とする。
０．５％以上添加するが、Ｍｎの過剰な添加は、溶接部
に島状マルテンサイトが析出し、ＨＡＺ靱性を著しく劣
化させ、目標とする継手アレスト性能を得ることができ
ないため、１．６％を上限とする。
【００２２】Ｎｉは、母材及び、継手アレスト性能向上
のみならず、低温靱性を向上させるために極めて重要な
元素であるので、Ｎｉを０．３％添加するが、１．９％
を超えると、ＨＡＺ部の硬さを上げ、溶接性を劣化させ
るので１．９％を上限に規制する。
のみならず、低温靱性を向上させるために極めて重要な
元素であるので、Ｎｉを０．３％添加するが、１．９％
を超えると、ＨＡＺ部の硬さを上げ、溶接性を劣化させ
るので１．９％を上限に規制する。
【００２３】Ｎｂ及びＴｉは、オーステナイト粒の粗大
化を抑制し、微細なＨＡＺ組織を実現して、ＨＡＺ靱性
確保に重要な元素であり、ＮｂとＴｉの複合添加により
その効果は一層高められる。このために、Ｎｂ及びＴｉ
の必要添加量の下限を０．００５％とした。また、０．
０３０％を超える過剰な添加は、ＨＡＺ靱性を劣化させ
るため、その上限を０．０３０％と規定した。
化を抑制し、微細なＨＡＺ組織を実現して、ＨＡＺ靱性
確保に重要な元素であり、ＮｂとＴｉの複合添加により
その効果は一層高められる。このために、Ｎｂ及びＴｉ
の必要添加量の下限を０．００５％とした。また、０．
０３０％を超える過剰な添加は、ＨＡＺ靱性を劣化させ
るため、その上限を０．０３０％と規定した。
【００２４】Ａｌは、Ａｌ窒化物による鋼の微細化の
他、圧延過程での固溶，析出による鋼の結晶方位の整合
及び再結晶のために添加するが、添加量が少ないと効果
が発現出来ず、過剰の添加は鋼の靱性を劣化させるの
で、Ａｌは０．００１％〜０．２０％とする。
他、圧延過程での固溶，析出による鋼の結晶方位の整合
及び再結晶のために添加するが、添加量が少ないと効果
が発現出来ず、過剰の添加は鋼の靱性を劣化させるの
で、Ａｌは０．００１％〜０．２０％とする。
【００２５】Ｐ及びＳは、母材の靱性確保のため、それ
ぞれ０．０１％以下とすることが好ましい。
ぞれ０．０１％以下とすることが好ましい。
【００２６】更に一層強度を向上したいときは、０．１
％以下のＶ，Ｚｒ，Ｔａ、１．０％以下のＣｒ，Ｍｏ，
Ｃｕのいずれか一種又は二種以上を添加すれば良く、ま
た一層靱性を向上したいときは、０．１％以下のＣａを
添加し、強度，靱性の両者を同時に向上したいときは、
上記０．１％以下のＶ，Ｚｒ，Ｔａ、１．０％以下のＣ
ｒ，Ｍｏ，Ｃｕ、の一種又は二種以上と、０．１％以下
のＣａを併用するか、又は０．００３％以下のＢを添加
する。尚これ以上添加しても、強度，靱性の向上効果は
サチレートし、経済的に不利になる。
％以下のＶ，Ｚｒ，Ｔａ、１．０％以下のＣｒ，Ｍｏ，
Ｃｕのいずれか一種又は二種以上を添加すれば良く、ま
た一層靱性を向上したいときは、０．１％以下のＣａを
添加し、強度，靱性の両者を同時に向上したいときは、
上記０．１％以下のＶ，Ｚｒ，Ｔａ、１．０％以下のＣ
ｒ，Ｍｏ，Ｃｕ、の一種又は二種以上と、０．１％以下
のＣａを併用するか、又は０．００３％以下のＢを添加
する。尚これ以上添加しても、強度，靱性の向上効果は
サチレートし、経済的に不利になる。
【００２７】以上の各元素毎の量の限定に加え、炭素当
量：Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋（〔Ｍｎ〕
／６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）＋（〔Ｃｒ〕／５）＋
（〔Ｖ〕／１４）が０．４２重量％を超えると、ＨＡＺ
靱性を阻害し、目標とする継手アレスト性能を得ること
ができないため、炭素当量Ｃｅｑを０．４２重量％以下
に限定した。
量：Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋（〔Ｍｎ〕
／６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）＋（〔Ｃｒ〕／５）＋
（〔Ｖ〕／１４）が０．４２重量％を超えると、ＨＡＺ
靱性を阻害し、目標とする継手アレスト性能を得ること
ができないため、炭素当量Ｃｅｑを０．４２重量％以下
に限定した。
【００２８】本発明者等は、前記の本発明の課題を達成
するため、前記した構造用鋼を用いて種々実験検討を繰
り返し、以下の知見を得た。
するため、前記した構造用鋼を用いて種々実験検討を繰
り返し、以下の知見を得た。
【００２９】図１は、Ｃ；０．０８％，Ｓｉ；０．１９
％，Ｍｎ１．４４％，Ｎｉ；０．４５％，Ｔｉ；０．０
１０％，Ｎｂ；０．００８％を含む鋼を、１０５０℃に
加熱後、異なる鋼片厚みから、未結晶温度域での圧下
率、及びＡｒ３点未満の圧下率を種々変化させ、板厚３
８ｍｍまで圧延し、６５０℃以上で圧延を終了し、２０
０℃まで制御冷却後、５３０℃にて焼き戻した鋼板の、
継手アレスト性の調査結果を示す。
％，Ｍｎ１．４４％，Ｎｉ；０．４５％，Ｔｉ；０．０
１０％，Ｎｂ；０．００８％を含む鋼を、１０５０℃に
加熱後、異なる鋼片厚みから、未結晶温度域での圧下
率、及びＡｒ３点未満の圧下率を種々変化させ、板厚３
８ｍｍまで圧延し、６５０℃以上で圧延を終了し、２０
０℃まで制御冷却後、５３０℃にて焼き戻した鋼板の、
継手アレスト性の調査結果を示す。
【００３０】図１から明らかなように、未再結晶域での
圧下率が５０％以上、且つ、Ａｒ３未満の圧下率が５０
％以上の場合に継手アレスト性が向上し、目標とする脆
性亀裂伝播距離１００ｍｍ以下を満足することを知見し
た。尚６５０℃以上で圧延を終了し、４００℃以上の温
度まで制御冷却した鋼板も同様な効果があった。
圧下率が５０％以上、且つ、Ａｒ３未満の圧下率が５０
％以上の場合に継手アレスト性が向上し、目標とする脆
性亀裂伝播距離１００ｍｍ以下を満足することを知見し
た。尚６５０℃以上で圧延を終了し、４００℃以上の温
度まで制御冷却した鋼板も同様な効果があった。
【００３１】なお試験継手の作成は、ＬＰＧ陸上タンク
としての使用を考慮して、溶接法はＴＩＧ溶接を適用
し、溶接材料にはγ系溶接材料を用いて、溶接材料起因
で脆性破壊することのないよう配慮した。継手アレスト
性能の評価は、実継手部のフュージョンライン部に脆性
亀裂を導入する混成ＥＳＳＯ試験にて評価した。
としての使用を考慮して、溶接法はＴＩＧ溶接を適用
し、溶接材料にはγ系溶接材料を用いて、溶接材料起因
で脆性破壊することのないよう配慮した。継手アレスト
性能の評価は、実継手部のフュージョンライン部に脆性
亀裂を導入する混成ＥＳＳＯ試験にて評価した。
【００３２】試験温度は−５０℃，負荷応力はσ＝２４
５Ｎ／ｍｍ2 で行った。なお脆性亀裂停止／脆性亀裂伝
播の判定基準は、日本溶接協会が定めるＷＥＳ３００３
の基準に準拠し、試験継手に突入後１００ｍｍ以内で停
止した場合を脆性亀裂停止と判定し、目標を満足してい
ると判断した。
５Ｎ／ｍｍ2 で行った。なお脆性亀裂停止／脆性亀裂伝
播の判定基準は、日本溶接協会が定めるＷＥＳ３００３
の基準に準拠し、試験継手に突入後１００ｍｍ以内で停
止した場合を脆性亀裂停止と判定し、目標を満足してい
ると判断した。
【００３３】混成ＥＳＳＯ試験破面を詳細に観察した結
果、未再結晶域での圧下率が５０％以上、且つＡｒ３未
満の圧下率が５０％以上の場合には、試験継手に突入し
た脆性亀裂は、凸凹した経路をたどって停止しており、
継手フュージョンライン部の脆性亀裂伝播抵抗が増大し
ていることを示していた。
果、未再結晶域での圧下率が５０％以上、且つＡｒ３未
満の圧下率が５０％以上の場合には、試験継手に突入し
た脆性亀裂は、凸凹した経路をたどって停止しており、
継手フュージョンライン部の脆性亀裂伝播抵抗が増大し
ていることを示していた。
【００３４】一方、この圧下条件を満たさない場合は、
試験継手に突入した脆性亀裂は、ＨＡＺ部をほぼ直進し
てしまい、その破面は平坦であった。圧下率５０％以上
の未再結晶域圧延の後に、さらにＡｒ３未満の二相域で
圧延することにより、ＨＡＺ部の脆性亀裂伝播抵抗が増
加し、継手アレスト性の目標を満足したものと考えられ
る。
試験継手に突入した脆性亀裂は、ＨＡＺ部をほぼ直進し
てしまい、その破面は平坦であった。圧下率５０％以上
の未再結晶域圧延の後に、さらにＡｒ３未満の二相域で
圧延することにより、ＨＡＺ部の脆性亀裂伝播抵抗が増
加し、継手アレスト性の目標を満足したものと考えられ
る。
【００３５】次に強度，靱性を確保しつつ、継手アレス
ト特性を実現するための好ましい冷却条件についても、
検討を行った。
ト特性を実現するための好ましい冷却条件についても、
検討を行った。
【００３６】図２および図３は、Ｃ；０．０６％，Ｓ
ｉ；０．１６％，Ｍｎ１．４％，Ｎｉ；０．７％，Ｔ
ｉ；０．０１０％，Ｎｂ；０．００７％を含む鋼を、１
１００℃に加熱後、未結晶温度域での圧下率５０％，及
びＡｒ３点未満の圧下率５０％で板厚２５ｍｍまで圧延
した後、種々の冷却条件にて冷却実験を行った結果を示
す図面である。
ｉ；０．１６％，Ｍｎ１．４％，Ｎｉ；０．７％，Ｔ
ｉ；０．０１０％，Ｎｂ；０．００７％を含む鋼を、１
１００℃に加熱後、未結晶温度域での圧下率５０％，及
びＡｒ３点未満の圧下率５０％で板厚２５ｍｍまで圧延
した後、種々の冷却条件にて冷却実験を行った結果を示
す図面である。
【００３７】図２から明らかなように、６００℃以上か
ら５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却すると、母材の強度，
靱性が向上することを知見した。一方、６００℃未満の
水冷開始温度，或いは５℃／ｓ未満の冷却速度では、実
質的に水冷による強度及び靱性向上効果が発揮されない
ことも判った。
ら５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却すると、母材の強度，
靱性が向上することを知見した。一方、６００℃未満の
水冷開始温度，或いは５℃／ｓ未満の冷却速度では、実
質的に水冷による強度及び靱性向上効果が発揮されない
ことも判った。
【００３８】更に図３に示すように、水冷停止温度が４
００℃未満では、島状マルテンサイト等の低温変態生成
物が焼き戻されないので、靱性の低下が著しくなること
を見出した。しかし４００℃未満に冷却した場合におい
ても、Ａｃｌ点以下の温度で焼き戻すと、上記した問題
が発生しないことも見出した。
００℃未満では、島状マルテンサイト等の低温変態生成
物が焼き戻されないので、靱性の低下が著しくなること
を見出した。しかし４００℃未満に冷却した場合におい
ても、Ａｃｌ点以下の温度で焼き戻すと、上記した問題
が発生しないことも見出した。
【００３９】本発明者らは、上記した実験検討の結果、
成分を限定した溶接構造用鋼を、適正な圧延条件と圧延
後の制御冷却を組み合わせることにより、コストを増大
させるＮｉ等の添加を最小限に抑え、従って、溶接性及
び継手靱性を全く損なう事なく、継手アレスト性能の優
れた溶接構造用厚鋼板を安定，円滑に製造できる方法を
確立した。
成分を限定した溶接構造用鋼を、適正な圧延条件と圧延
後の制御冷却を組み合わせることにより、コストを増大
させるＮｉ等の添加を最小限に抑え、従って、溶接性及
び継手靱性を全く損なう事なく、継手アレスト性能の優
れた溶接構造用厚鋼板を安定，円滑に製造できる方法を
確立した。
【００４０】
（１）鋼成分として、本発明の限定成分以外は、一般的
な溶接構造物用鋼の元素と各元素量であれば何れの組み
合わせでもよいが、代表的な本発明例の化学成分を比較
例と共に表１〜表２に示す。
な溶接構造物用鋼の元素と各元素量であれば何れの組み
合わせでもよいが、代表的な本発明例の化学成分を比較
例と共に表１〜表２に示す。
【００４１】（２）製造条件として 圧延条件を表３〜４に示す。 材質特性，総合評価を表５〜６に示す。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】
【表３】
【００４５】
【表４】
【００４６】
【表５】
【００４７】
【表６】
【００４８】表３に示す試験番号Ａ１４，Ａ１６は請求
項１に対応する本発明例、試験番号Ａ１５，Ａ１７は請
求項２に対応する本発明例、試験番号Ａ５〜Ａ９，Ａ１
１は請求項３に対応する本発明例、試験番号Ａ１〜Ａ
４，Ａ１０，Ａ１２，Ａ１３は請求項４に対応する本発
明例である。
項１に対応する本発明例、試験番号Ａ１５，Ａ１７は請
求項２に対応する本発明例、試験番号Ａ５〜Ａ９，Ａ１
１は請求項３に対応する本発明例、試験番号Ａ１〜Ａ
４，Ａ１０，Ａ１２，Ａ１３は請求項４に対応する本発
明例である。
【００４９】この試験番号Ａ１〜Ａ１７のいずれにおい
ても、強度，靱性は共に近年の要求を満たす十分な値が
得られた上に、ＬＰＧタンクに要求される−５０℃の低
温で目標とする継手アレスト性能を確保することができ
た。
ても、強度，靱性は共に近年の要求を満たす十分な値が
得られた上に、ＬＰＧタンクに要求される−５０℃の低
温で目標とする継手アレスト性能を確保することができ
た。
【００５０】一方表４に示す試験番号Ｂ１〜Ｂ２０は比
較例である。比較例Ｂ１〜Ｂ６は、未再結晶圧下率，二
相域圧下率の少なくとも何れか一方が５０％以上取れな
かったため、継手アレスト性能はいずれも低く、目標と
するＷＥＳ３００３の要求値を満足できなかった。
較例である。比較例Ｂ１〜Ｂ６は、未再結晶圧下率，二
相域圧下率の少なくとも何れか一方が５０％以上取れな
かったため、継手アレスト性能はいずれも低く、目標と
するＷＥＳ３００３の要求値を満足できなかった。
【００５１】また比較例Ｂ７〜Ｂ１４は、継手アレスト
性能は本発明例同様良好であるが、冷却開始温度，冷却
停止温度，冷却速度の何れかが本発明の条件を満足しな
かったため、強度，或いは靱性が一段と低くなり、目的
とする用途に使用できなかった。
性能は本発明例同様良好であるが、冷却開始温度，冷却
停止温度，冷却速度の何れかが本発明の条件を満足しな
かったため、強度，或いは靱性が一段と低くなり、目的
とする用途に使用できなかった。
【００５２】比較例Ｂ１５，Ｂ１６は、Ｎｉを多量に含
む従来鋼であるが、継手アレスト性能は良好なものの、
溶接性の面で本発明鋼に比べて明らかに劣っていた。な
お溶接性の評価基準は、ＨＡＺ部の硬さにより行った。
比較例Ｂ１７〜Ｂ２０は、本発明の化学成分範囲を外れ
たため、継手アレスト性能は低かった。
む従来鋼であるが、継手アレスト性能は良好なものの、
溶接性の面で本発明鋼に比べて明らかに劣っていた。な
お溶接性の評価基準は、ＨＡＺ部の硬さにより行った。
比較例Ｂ１７〜Ｂ２０は、本発明の化学成分範囲を外れ
たため、継手アレスト性能は低かった。
【００５３】
【発明の効果】以上説明したように本発明は、成分を限
定した溶接構造用鋼を、適正な圧延条件と圧延後の制御
冷却を組み合わせることにより、特にＮｉ等の添加を最
小限に抑えてコストの増加を抑制し、また溶接性及び継
手靱性を損なう事なく、低温の使用環境での母材靱性及
び溶接熱影響部の破壊靱性，更には脆性破壊伝播停止性
能を向上させるものであり、継手アレスト性能の優れた
溶接構造用厚鋼板を安定かつ円滑に製造できる方法を確
立するものであって、海洋構造物，船舶，貯蔵タンク等
の大型溶接構造物やパイプライン等、過酷な環境のもと
に使用される鋼板の製造に際して、要求される材質特性
を充分に満足するものであり、この種分野における品質
的および経済的効果は極めて大きい。
定した溶接構造用鋼を、適正な圧延条件と圧延後の制御
冷却を組み合わせることにより、特にＮｉ等の添加を最
小限に抑えてコストの増加を抑制し、また溶接性及び継
手靱性を損なう事なく、低温の使用環境での母材靱性及
び溶接熱影響部の破壊靱性，更には脆性破壊伝播停止性
能を向上させるものであり、継手アレスト性能の優れた
溶接構造用厚鋼板を安定かつ円滑に製造できる方法を確
立するものであって、海洋構造物，船舶，貯蔵タンク等
の大型溶接構造物やパイプライン等、過酷な環境のもと
に使用される鋼板の製造に際して、要求される材質特性
を充分に満足するものであり、この種分野における品質
的および経済的効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】未再結晶域およびＡｒ３以下の圧下率と、継手
アレスト性能の関係を示す図面である。
アレスト性能の関係を示す図面である。
【図２】水冷開始温度と、強度，靱性の関係を示す図面
である。
である。
【図３】水冷停止温度と、強度，靱性の関係を示す図面
である。
である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．２０
％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．５〜１．６
％，Ａｌ：０．００１〜０．２０％，Ｎｉ：０．３〜
１．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％，Ｔｉ：
０．００５〜０．０３０％、且つ、残部がＦｅ及び不可
避的成分よりなり、炭素当量：Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓ
ｉ〕／２４）＋（〔Ｍｎ〕／６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）
が０．４２重量％以下の溶接構造用鋼を連続鋳造後、Ａ
ｒ３点以上の温度に加熱し、圧下率５０％以上の熱間圧
延をオーステナイトの未再結晶温度域で行い、且つ、Ａ
ｒ３点未満の二相域で引き続き圧下率５０％以上の圧延
を行って、６５０℃以上で圧延を終了した後、６００℃
以上から、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以上の温
度まで冷却することを特徴とする溶接継手部の脆性破壊
伝播停止性能の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．２０
％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．５〜１．６
％，Ａｌ：０．００１〜０．２０％，Ｎｉ：０．３〜
１．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％，Ｔｉ：
０．００５〜０．０３０％、且つ、残部がＦｅ及び不可
避的成分よりなり、炭素当量：Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓ
ｉ〕／２４）＋（〔Ｍｎ〕／６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）
が０．４２重量％以下の溶接構造用鋼を連続鋳造後、Ａ
ｒ３点以上の温度に加熱し、圧下率５０％以上の熱間圧
延をオーステナイトの未再結晶温度域で行い、且つ、Ａ
ｒ３点未満の二相域で引き続き圧下率５０％以上の圧延
を行って、６５０℃以上で圧延を終了した後、６００℃
以上から、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃未満の温
度まで冷却後、Ａｃ１点以下で焼き戻すことを特徴とす
る溶接継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接構造
用厚鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．２０
％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．５〜１．６
％，Ａｌ：０．００１〜０．２０％，Ｎｉ：０．３〜
１．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％，Ｔｉ：
０．００５〜０．０３０％、０．１％以下のＶ，Ｚｒ，
Ｔａ，Ｃａ、１．０％以下のＣｒ，Ｍｏ，Ｃｕ、０．０
０３％以下のＢのいずれか一種又は二種以上加え、且
つ、残部がＦｅ及び不可避的成分よりなり、炭素当量：
Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋（〔Ｍｎ〕／
６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）＋（〔Ｃｒ〕／５）＋
（〔Ｖ〕／１４）が０．４２重量％以下の溶接構造用鋼
を連続鋳造後、Ａｒ３点以上の温度に加熱し、圧下率５
０％以上の熱間圧延をオーステナイトの未再結晶温度域
で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二相域で引き続き圧下率
５０％以上の圧延を行って、６５０℃以上で圧延を終了
した後、６００℃以上から、５℃／ｓ以上の冷却速度で
４００℃以上の温度まで冷却することを特徴とする溶接
継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接構造用厚鋼
板の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．２０
％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．５〜１．６
％，Ａｌ：０．００１〜０．２０％，Ｎｉ：０．３〜
１．９％，Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％，Ｔｉ：
０．００５〜０．０３０％、０．１％以下のＶ，Ｚｒ，
Ｔａ，Ｃａ、１．０％以下のＣｒ，Ｍｏ，Ｃｕ、０．０
０３％以下のＢのいずれか一種又は二種以上加え、且
つ、残部がＦｅ及び不可避的成分よりなり、炭素当量：
Ｃｅｑ＝〔Ｃ〕＋（〔Ｓｉ〕／２４）＋（〔Ｍｎ〕／
６）＋（〔Ｎｉ〕／４０）＋（〔Ｃｒ〕／５）＋
（〔Ｖ〕／１４）が０．４２重量％以下の溶接構造用鋼
を連続鋳造後、Ａｒ３点以上の温度に加熱し、圧下率５
０％以上の熱間圧延をオーステナイトの未再結晶温度域
で行い、且つ、Ａｒ３点未満の二相域で引き続き圧下率
５０％以上の圧延を行って、６５０℃以上で圧延を終了
した後、６００℃以上から、５℃／ｓ以上の冷却速度で
４００℃未満の温度まで冷却後、Ａｃ１点以下で焼き戻
すことを特徴とする溶接継手部の脆性破壊伝播停止性能
の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23859494A JP3211046B2 (ja) | 1994-09-07 | 1994-09-07 | 溶接継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23859494A JP3211046B2 (ja) | 1994-09-07 | 1994-09-07 | 溶接継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08120338A true JPH08120338A (ja) | 1996-05-14 |
| JP3211046B2 JP3211046B2 (ja) | 2001-09-25 |
Family
ID=17032523
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23859494A Expired - Fee Related JP3211046B2 (ja) | 1994-09-07 | 1994-09-07 | 溶接継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3211046B2 (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008045174A (ja) * | 2006-08-18 | 2008-02-28 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008069380A (ja) * | 2006-09-12 | 2008-03-27 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008111165A (ja) * | 2006-10-31 | 2008-05-15 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008111166A (ja) * | 2006-10-31 | 2008-05-15 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| CN101914727A (zh) * | 2010-09-15 | 2010-12-15 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种具有良好低温韧性的机车车头用钢板及其生产方法 |
| JP2014505170A (ja) * | 2010-12-28 | 2014-02-27 | ポスコ | 極低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| CN105964689A (zh) * | 2016-05-26 | 2016-09-28 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种大厚度国标i级探伤钢板的生产方法 |
| CN107109590A (zh) * | 2014-12-24 | 2017-08-29 | Posco公司 | 耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法 |
| EP3239331A4 (en) * | 2014-12-24 | 2017-11-08 | Posco | High-strength steel having superior brittle crack arrestability, and production method therefor |
| JPWO2017130885A1 (ja) * | 2016-01-29 | 2018-02-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度・高靭性鋼管用鋼板およびその製造方法 |
| CN112203781A (zh) * | 2018-04-06 | 2021-01-08 | 纽科尔公司 | 薄金属带的高摩擦轧制 |
-
1994
- 1994-09-07 JP JP23859494A patent/JP3211046B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008045174A (ja) * | 2006-08-18 | 2008-02-28 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008069380A (ja) * | 2006-09-12 | 2008-03-27 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008111165A (ja) * | 2006-10-31 | 2008-05-15 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008111166A (ja) * | 2006-10-31 | 2008-05-15 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| CN101914727A (zh) * | 2010-09-15 | 2010-12-15 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种具有良好低温韧性的机车车头用钢板及其生产方法 |
| US9255305B2 (en) | 2010-12-28 | 2016-02-09 | Posco | High-strength steel sheet having superior toughness at cryogenic temperatures, and method for manufacturing same |
| JP2014505170A (ja) * | 2010-12-28 | 2014-02-27 | ポスコ | 極低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| CN107109590A (zh) * | 2014-12-24 | 2017-08-29 | Posco公司 | 耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法 |
| EP3239331A4 (en) * | 2014-12-24 | 2017-11-08 | Posco | High-strength steel having superior brittle crack arrestability, and production method therefor |
| US10822671B2 (en) | 2014-12-24 | 2020-11-03 | Posco | High-strength steel having superior brittle crack arrestability, and production method therefor |
| JPWO2017130885A1 (ja) * | 2016-01-29 | 2018-02-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度・高靭性鋼管用鋼板およびその製造方法 |
| CN105964689A (zh) * | 2016-05-26 | 2016-09-28 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种大厚度国标i级探伤钢板的生产方法 |
| CN112203781A (zh) * | 2018-04-06 | 2021-01-08 | 纽科尔公司 | 薄金属带的高摩擦轧制 |
| CN112203781B (zh) * | 2018-04-06 | 2023-10-31 | 纽科尔公司 | 薄金属带的高摩擦轧制 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3211046B2 (ja) | 2001-09-25 |
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