JP2000144245A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法Info
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- JP2000144245A JP2000144245A JP10319111A JP31911198A JP2000144245A JP 2000144245 A JP2000144245 A JP 2000144245A JP 10319111 A JP10319111 A JP 10319111A JP 31911198 A JP31911198 A JP 31911198A JP 2000144245 A JP2000144245 A JP 2000144245A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】この発明は、耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ
が１２００ＭＰａを超える高強度鋼を工業的に容易な方
法で製造する手段を提供する。 【解決手段】Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．２〜
２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０１％以
下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００２〜０．０１％，Ｎｉ：０．５〜１２％を
含有する鋼材を、昇温する過程において、ＡＣ１変態点
より低く、且つ加工と同時に動的逆変態を生じさせる温
度、加工率で加工を施し、その後直ちに冷却する。
が１２００ＭＰａを超える高強度鋼を工業的に容易な方
法で製造する手段を提供する。 【解決手段】Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．２〜
２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０１％以
下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００２〜０．０１％，Ｎｉ：０．５〜１２％を
含有する鋼材を、昇温する過程において、ＡＣ１変態点
より低く、且つ加工と同時に動的逆変態を生じさせる温
度、加工率で加工を施し、その後直ちに冷却する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、引張強さが１２０
０ＭＰａを超える耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製
造方法に関するものである。
０ＭＰａを超える耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製
造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の軽量化、建築物の高層化等のニ
ーズに対応し、鋼材の高強度化が求められているが、１
２００ＭＰａを超えると遅れ破壊が問題となるため、使
用強度が制限されている。一例として、高強度ボルトは
ＪＩＳＢ１１８６「摩擦接合用高力六角ボルト・六角ナ
ット・平座金のセット」、ＪＩＳＢ１０５１「鋼製のボ
ルト・小ねじの機械的性質」で規格化されているが、１
２００ＭＰａ級までの強度となっている。現在、１２０
０ＭＰａ以上の高強度鋼が要望されているが、いまだそ
の製造方法は確立されていない。
ーズに対応し、鋼材の高強度化が求められているが、１
２００ＭＰａを超えると遅れ破壊が問題となるため、使
用強度が制限されている。一例として、高強度ボルトは
ＪＩＳＢ１１８６「摩擦接合用高力六角ボルト・六角ナ
ット・平座金のセット」、ＪＩＳＢ１０５１「鋼製のボ
ルト・小ねじの機械的性質」で規格化されているが、１
２００ＭＰａ級までの強度となっている。現在、１２０
０ＭＰａ以上の高強度鋼が要望されているが、いまだそ
の製造方法は確立されていない。
【０００３】遅れ破壊ではその起点近傍が粒界破壊を呈
するため、遅れ破壊特性を向上させる方法の一つとし
て、粒界強化が用いらている。また、遅れ破壊は拡散性
水素により助長されるため、対策として水素の侵入の抑
制、あるいは侵入した水素をトラップし、拡散を抑制す
ることが重要とされている。特開平８−２５３８４３、
特開平８−１７６７４７は水素の侵入を抑制する技術
で、前者はＷ，後者はＮｉが水素の侵入を抑制する。特
開平８−２９１３７０は水素をトラップする技術で、焼
戻しマルテンサイト組織中の微小な空隙に水素をトラッ
プするものである。
するため、遅れ破壊特性を向上させる方法の一つとし
て、粒界強化が用いらている。また、遅れ破壊は拡散性
水素により助長されるため、対策として水素の侵入の抑
制、あるいは侵入した水素をトラップし、拡散を抑制す
ることが重要とされている。特開平８−２５３８４３、
特開平８−１７６７４７は水素の侵入を抑制する技術
で、前者はＷ，後者はＮｉが水素の侵入を抑制する。特
開平８−２９１３７０は水素をトラップする技術で、焼
戻しマルテンサイト組織中の微小な空隙に水素をトラッ
プするものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
手法は、遅れ破壊特性を向上させる粒界強化、水素の侵
入・拡散抑制を個々に改善するものであり、両者の観点
から同時に改善しようとするものではなかったため、そ
れらによる耐遅れ破壊特性の改善は十分とは言えなかっ
た。
手法は、遅れ破壊特性を向上させる粒界強化、水素の侵
入・拡散抑制を個々に改善するものであり、両者の観点
から同時に改善しようとするものではなかったため、そ
れらによる耐遅れ破壊特性の改善は十分とは言えなかっ
た。
【０００５】本発明は、以上の点に鑑みなされたもの
で、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法を提供
することを目的とする。
で、耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法を提供
することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは上記の課題
達成のため、耐遅れ破壊特性に優れた鋼材について鋭意
検討を行い，Ｎｉを含有する鋼材に対し適切な条件で変
態点以下の温間加工を行うと動的逆変態、すなわち加工
と同時に逆変態が生じて非常に微細な等軸オーステナイ
ト粒が形成され、冷却後に非常に微細な組織の得られる
こと、およびこのような組織を有する高Ｎｉ鋼の耐遅れ
破壊特性が格段に優れていることを見出した。
達成のため、耐遅れ破壊特性に優れた鋼材について鋭意
検討を行い，Ｎｉを含有する鋼材に対し適切な条件で変
態点以下の温間加工を行うと動的逆変態、すなわち加工
と同時に逆変態が生じて非常に微細な等軸オーステナイ
ト粒が形成され、冷却後に非常に微細な組織の得られる
こと、およびこのような組織を有する高Ｎｉ鋼の耐遅れ
破壊特性が格段に優れていることを見出した。
【０００７】すなわち、結晶粒微細化による粒界強化と
Ｎｉによる水素の侵入・拡散抑制効果の両者の利用によ
り、鋼の耐遅れ破壊特性を飛躍的に向上させうることを
明らかにした。尚、動的逆変態により、非常に微細な等
軸のオーステナイト粒が形成される理由は、歪エネルギ
ーの回復による損失が顕著に減少し、オーステナイトの
核生成密度が効果的に増加するためと推測される。本発
明はこのような知見にもとづきなされたものである。
Ｎｉによる水素の侵入・拡散抑制効果の両者の利用によ
り、鋼の耐遅れ破壊特性を飛躍的に向上させうることを
明らかにした。尚、動的逆変態により、非常に微細な等
軸のオーステナイト粒が形成される理由は、歪エネルギ
ーの回復による損失が顕著に減少し、オーステナイトの
核生成密度が効果的に増加するためと推測される。本発
明はこのような知見にもとづきなされたものである。
【０００８】１．重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：
０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１
〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、Ｎｉ：０．
５〜１２％を含有する鋼を、その鋼のＡｃ１ 点より低
い温度から昇温する過程においてＡｃ１ 点より低い温
度で、且つ加工と同時に逆変態を生じさせる温度以上で
加工し、その後直ちに冷却することを特徴とする耐遅れ
破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法。
ｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：
０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１
〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、Ｎｉ：０．
５〜１２％を含有する鋼を、その鋼のＡｃ１ 点より低
い温度から昇温する過程においてＡｃ１ 点より低い温
度で、且つ加工と同時に逆変態を生じさせる温度以上で
加工し、その後直ちに冷却することを特徴とする耐遅れ
破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、鋼材の化学成分、製造方法
について詳細に説明する。 １．化学成分 Ｃ：０．２〜０．５％ Ｃは引張強度を確保し、かつ耐遅れ破壊特性を向上させ
るために必要であるが、０．２％未満ではその効果が得
られないため下限を０．２％とする。一方０．５％を超
えるとむしろ耐遅れ破壊特性が劣化するため上限を０．
５％とする。
について詳細に説明する。 １．化学成分 Ｃ：０．２〜０．５％ Ｃは引張強度を確保し、かつ耐遅れ破壊特性を向上させ
るために必要であるが、０．２％未満ではその効果が得
られないため下限を０．２％とする。一方０．５％を超
えるとむしろ耐遅れ破壊特性が劣化するため上限を０．
５％とする。
【００１０】Ｓｉ：０．２〜２．０％ Ｓｉは脱酸剤として必要であり、また耐遅れ破壊特性に
も有効に作用するためその下限を０．２％とする。一
方、２．０％を超えると鋼の靭性が劣化するため、上限
を２．０％とする。
も有効に作用するためその下限を０．２％とする。一
方、２．０％を超えると鋼の靭性が劣化するため、上限
を２．０％とする。
【００１１】Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｍｎは焼入れ性を確保するために必要な元素であるが、
０．２％未満ではその効果が得られないため下限を０．
２％とする。２．０％を超えると耐遅れ破壊特性が劣化
するため、上限を２．０％とする。
０．２％未満ではその効果が得られないため下限を０．
２％とする。２．０％を超えると耐遅れ破壊特性が劣化
するため、上限を２．０％とする。
【００１２】Ｐ：０．０１％以下 Ｐは粒界に偏析して粒界強度を低下させ、特に高強度鋼
の場合には遅れ破壊を助長する原因となるため、上限を
０．０１％とする。
の場合には遅れ破壊を助長する原因となるため、上限を
０．０１％とする。
【００１３】Ｓ：０．０１％以下 Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、遅れ破壊特性に悪影響
を及ぼすため、上限を０．０１％とする。
を及ぼすため、上限を０．０１％とする。
【００１４】Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは脱酸および結晶粒微細化のために添加するが、
０．０１％未満ではその効果が不十分であるため下限を
０．０１％とする。一方、０．１％を超えるとその効果
が飽和するため上限を０．１％とする。
０．０１％未満ではその効果が不十分であるため下限を
０．０１％とする。一方、０．１％を超えるとその効果
が飽和するため上限を０．１％とする。
【００１５】Ｎ：０．００２〜０．０１％ ＮはＡｌＮとして析出し、結晶粒の微細化に寄与する
が、０．００２％未満ではその効果が不十分であり下限
を０．００２％とする。一方、０．０１％を超えるとそ
の効果が飽和し、靭性が劣化するため上限を０．０１％
とする。
が、０．００２％未満ではその効果が不十分であり下限
を０．００２％とする。一方、０．０１％を超えるとそ
の効果が飽和し、靭性が劣化するため上限を０．０１％
とする。
【００１６】Ｎｉ：０．５〜１２％ Ｎｉは本発明で最も重要な元素であり、鋼の焼入れ性を
向上させると共に、粒界に濃化することにより拡散性水
素の侵入・拡散を抑制し、遅れ破壊特性を向上させる。
０．５％未満ではその効果が得られないため、下限を
０．５％とする。一方、１２％を超えるとその効果が飽
和するため、上限を１２％とする。
向上させると共に、粒界に濃化することにより拡散性水
素の侵入・拡散を抑制し、遅れ破壊特性を向上させる。
０．５％未満ではその効果が得られないため、下限を
０．５％とする。一方、１２％を超えるとその効果が飽
和するため、上限を１２％とする。
【００１７】本発明の効果は、以上の元素のほか、他の
元素を含有していても何ら損なわれるものではないが、
実製造においては、以上に説明した成分組成よりなる鋼
が好ましい。 ２．製造方法 本発明の製造方法は、前プロセスがいかなるものであっ
ても適用が可能で、加工前組織については何ら規定する
ものではない。
元素を含有していても何ら損なわれるものではないが、
実製造においては、以上に説明した成分組成よりなる鋼
が好ましい。 ２．製造方法 本発明の製造方法は、前プロセスがいかなるものであっ
ても適用が可能で、加工前組織については何ら規定する
ものではない。
【００１８】加工条件：本発明における加工は鋼の変態
点より低い温度から昇温する過程において、Ａｃ１ 点
より低い温度で、且つ加工により、加工と同時に逆変態
を生じさせる温度以上で行うことが肝要である。動的逆
変態は変態点未満の温度における１パス加工による加工
発熱と、歪エネルギの導入による逆変態の駆動力の増加
の２つの効果が重なって生じるものである。
点より低い温度から昇温する過程において、Ａｃ１ 点
より低い温度で、且つ加工により、加工と同時に逆変態
を生じさせる温度以上で行うことが肝要である。動的逆
変態は変態点未満の温度における１パス加工による加工
発熱と、歪エネルギの導入による逆変態の駆動力の増加
の２つの効果が重なって生じるものである。
【００１９】従って、基本的には歪速度をできるだけ大
きく、具体的には５／ｓｅｃ以上とすることが望まし
く、加工温度が変態点より低ければ低いほど１パス加工
率は大きくとることが望ましい。動的逆変態により、等
軸で微細なオーステナイト粒が形成された後は、直ちに
冷却を行うが、冷却は放冷でも加速冷却でもよく、変態
終了後の組織を限定するものではない。本発明では動的
逆変態が生じ、オーステナイト粒が顕著に微細になるこ
とが重要で、冷却後の組織は直ちに冷却すれば、これに
応じて顕著に微細化する。
きく、具体的には５／ｓｅｃ以上とすることが望まし
く、加工温度が変態点より低ければ低いほど１パス加工
率は大きくとることが望ましい。動的逆変態により、等
軸で微細なオーステナイト粒が形成された後は、直ちに
冷却を行うが、冷却は放冷でも加速冷却でもよく、変態
終了後の組織を限定するものではない。本発明では動的
逆変態が生じ、オーステナイト粒が顕著に微細になるこ
とが重要で、冷却後の組織は直ちに冷却すれば、これに
応じて顕著に微細化する。
【００２０】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼を１５０ｋｇ
真空溶解にて溶製し、圧延により６５ｍｍ厚の板とし
た。これらの板を８００〜９５０℃で３０分保持後、焼
入れ、２００〜５００℃で６０分焼戻しにより、焼戻し
マルテンサイト組織とした後、機械加工により６０ｍｍ
厚―５０ｍｍ巾―１６０ｍｍ長さの加工熱処理用試験片
を採取した。この試験片に熱処理加工シミュレータによ
り、室温からの昇温過程における動的逆変態を使った加
工熱処理（オーステナイト粒微細化処理）を行った。昇
温は高周波加熱コイルを用いて室温から各々の加工温度
まで平均昇温速度１０℃／ｓｅｃで行った。加工条件を
表２に示す。
真空溶解にて溶製し、圧延により６５ｍｍ厚の板とし
た。これらの板を８００〜９５０℃で３０分保持後、焼
入れ、２００〜５００℃で６０分焼戻しにより、焼戻し
マルテンサイト組織とした後、機械加工により６０ｍｍ
厚―５０ｍｍ巾―１６０ｍｍ長さの加工熱処理用試験片
を採取した。この試験片に熱処理加工シミュレータによ
り、室温からの昇温過程における動的逆変態を使った加
工熱処理（オーステナイト粒微細化処理）を行った。昇
温は高周波加熱コイルを用いて室温から各々の加工温度
まで平均昇温速度１０℃／ｓｅｃで行った。加工条件を
表２に示す。
【００２１】加工後、直ちにミスト冷却により平均冷却
速度１０℃／ｓｅｃで室温まで冷却した。冷却後の組織
は光学顕微鏡による観察の結果、いずれの加工条件にお
いてもマルテンサイト組織であった。その後、ＳＥＭ，
およびＴＥＭにより、さらに詳細に観察し、加工前に存
在していたセメンタイトが消失し、等軸のマルテンサイ
ト組織が得られている場合、加工時の動的逆変態によ
り、等軸のオーステナイトが生成したものと判断した。
また、同時に粒径観察を行い、旧オーステナイト粒径を
測定した。扁平な加工組織の場合は動的逆変態が生じて
いないものと判断し、扁平粒とした。
速度１０℃／ｓｅｃで室温まで冷却した。冷却後の組織
は光学顕微鏡による観察の結果、いずれの加工条件にお
いてもマルテンサイト組織であった。その後、ＳＥＭ，
およびＴＥＭにより、さらに詳細に観察し、加工前に存
在していたセメンタイトが消失し、等軸のマルテンサイ
ト組織が得られている場合、加工時の動的逆変態によ
り、等軸のオーステナイトが生成したものと判断した。
また、同時に粒径観察を行い、旧オーステナイト粒径を
測定した。扁平な加工組織の場合は動的逆変態が生じて
いないものと判断し、扁平粒とした。
【００２２】加工熱処理後、強度調整のため、２００〜
４００℃で焼戻しを行った。焼戻し後の加工熱処理用試
験片より、遅れ破壊試験片、および強度確認のための引
張試験片を図１に示すように採取した。遅れ破壊試験を
図２に示す試験片を用い、図３に示す片持梁式定荷重型
遅れ破壊試験機で行った。浸漬液は３．０％ＮａＣｌ水
溶液とした。遅れ破壊特性は、試験開始後５００時間経
過後において遅れ破壊が生じない限界のＫＩ値（以後Ｋ
Ｉscc ）により評価した。
４００℃で焼戻しを行った。焼戻し後の加工熱処理用試
験片より、遅れ破壊試験片、および強度確認のための引
張試験片を図１に示すように採取した。遅れ破壊試験を
図２に示す試験片を用い、図３に示す片持梁式定荷重型
遅れ破壊試験機で行った。浸漬液は３．０％ＮａＣｌ水
溶液とした。遅れ破壊特性は、試験開始後５００時間経
過後において遅れ破壊が生じない限界のＫＩ値（以後Ｋ
Ｉscc ）により評価した。
【００２３】表２に動的逆変態の有無、粒径観察結果お
よび遅れ破壊試験結果を示す。本発明例Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．１０は本発明鋼Ａ〜Ｈを用い、動的逆変態が生ずる
よう、適切な加工条件を選んで加工熱処理を行ったもの
である。これらは動的逆変態により非常に微細かつ等軸
の結晶粒を有しており、ＫＩscc 値はいずれも６０ＭＰ
ａ・ｍ１／２ 以上で非常に優れた耐遅れ破壊特性を有
している。
よび遅れ破壊試験結果を示す。本発明例Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．１０は本発明鋼Ａ〜Ｈを用い、動的逆変態が生ずる
よう、適切な加工条件を選んで加工熱処理を行ったもの
である。これらは動的逆変態により非常に微細かつ等軸
の結晶粒を有しており、ＫＩscc 値はいずれも６０ＭＰ
ａ・ｍ１／２ 以上で非常に優れた耐遅れ破壊特性を有
している。
【００２４】一方、比較例Ｎｏ．１１、１２，および１
３は、それぞれ発明鋼Ａを用いているにも拘わらず、比
較例Ｎｏ．１１は加工温度が低く、比較例Ｎｏ．１２は
歪速度が小さく、および比較例Ｎｏ．１３は加工率が小
さかったために、動的逆変態が生ずることなく、加工ま
まの扁平組織となり、同じ鋼Ａを用いた発明例Ｎｏ．１
〜３に比較し、耐遅れ破壊特性が低下した。
３は、それぞれ発明鋼Ａを用いているにも拘わらず、比
較例Ｎｏ．１１は加工温度が低く、比較例Ｎｏ．１２は
歪速度が小さく、および比較例Ｎｏ．１３は加工率が小
さかったために、動的逆変態が生ずることなく、加工ま
まの扁平組織となり、同じ鋼Ａを用いた発明例Ｎｏ．１
〜３に比較し、耐遅れ破壊特性が低下した。
【００２５】比較例Ｎｏ．１４はＣ量が低かったため、
焼戻し後の強度が他に比べて低い。比較例Ｎｏ．１５は
Ｍｎ量が多いため耐遅れ破壊特性が劣化している。比較
例Ｎｏ．１６はＮｉ量が少なく、耐遅れ破壊特性が大幅
に劣化している。以上の結果より、適切な成分の鋼に対
し、室温からの昇温過程で動的逆変態を生じさせた場
合、結晶粒が等軸かつ微細化され、優れた耐遅れ破壊特
性の得られることが明らかである。
焼戻し後の強度が他に比べて低い。比較例Ｎｏ．１５は
Ｍｎ量が多いため耐遅れ破壊特性が劣化している。比較
例Ｎｏ．１６はＮｉ量が少なく、耐遅れ破壊特性が大幅
に劣化している。以上の結果より、適切な成分の鋼に対
し、室温からの昇温過程で動的逆変態を生じさせた場
合、結晶粒が等軸かつ微細化され、優れた耐遅れ破壊特
性の得られることが明らかである。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
超微細組織を有し、耐遅れ破壊特性に優れた強度１２０
０ＭＰａ以上の高強度鋼を工業上、容易な方法で製造す
ることが可能で、産業上、極めて有用である。
超微細組織を有し、耐遅れ破壊特性に優れた強度１２０
０ＭＰａ以上の高強度鋼を工業上、容易な方法で製造す
ることが可能で、産業上、極めて有用である。
【図１】加工熱処理用試験片における、引張試験片、衝
撃試験片の採取位置を模式的に示す図
撃試験片の採取位置を模式的に示す図
【図２】遅れ破壊試験片形状を示す図
【図３】片持梁式定荷重型遅れ破壊試験機を示す図
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (71)出願人 000001199 株式会社神戸製鋼所 兵庫県神戸市中央区脇浜町１丁目３番18号 (72)発明者 横田 智之 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 白神 哲夫 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 新倉 正和 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 藤岡 政昭 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐡株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 足立 吉隆 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社総合技術研究所内 (72)発明者 枩倉 功和 兵庫県神戸市西区高塚台１−５−５ 株式 会社神戸製鋼所技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA05 AA11 AA16 AA19 AA21 AA23 AA24 AA25 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 BA01 CB02 CC01 CC02 CF01 CF03
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓ
ｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：
０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１
〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、Ｎｉ：０．
５〜１２％を含有する鋼を、その鋼のＡｃ１ 点より低
い温度から昇温する過程においてＡｃ１点より低い温度
で、且つ加工と同時に逆変態を生じさせる温度以上で加
工し、その後直ちに冷却することを特徴とする耐遅れ破
壊特性に優れた高強度鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10319111A JP2000144245A (ja) | 1998-11-10 | 1998-11-10 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10319111A JP2000144245A (ja) | 1998-11-10 | 1998-11-10 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000144245A true JP2000144245A (ja) | 2000-05-26 |
Family
ID=18106596
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10319111A Pending JP2000144245A (ja) | 1998-11-10 | 1998-11-10 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000144245A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006249458A (ja) * | 2005-03-08 | 2006-09-21 | Jfe Bars & Shapes Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼およびその製造方法 |
| WO2007052775A1 (ja) * | 2005-10-31 | 2007-05-10 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト |
| JP2021509147A (ja) * | 2017-12-26 | 2021-03-18 | ポスコＰｏｓｃｏ | 超高強度熱延鋼板、鋼管、部材、及びその製造方法 |
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