JP2000256777A - 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 - Google Patents
強度および低温靱性に優れた高張力鋼板Info
- Publication number
- JP2000256777A JP2000256777A JP11059612A JP5961299A JP2000256777A JP 2000256777 A JP2000256777 A JP 2000256777A JP 11059612 A JP11059612 A JP 11059612A JP 5961299 A JP5961299 A JP 5961299A JP 2000256777 A JP2000256777 A JP 2000256777A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- strength
- toughness
- steel
- less
- temperature
- 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
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 板厚方向での材質のバラツキが少なく、かつ
強度・低温靱性および溶接性に優れた高張力鋼板の提
供。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１２
％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．２
％、Ｐ ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍ
ｏ：０．０１〜１％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００
３％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、０％≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０
２％を満足する鋼片を１０００〜１２５０℃の温度に加
熱し、９５０℃以下の圧下量が３０％以上かつ仕上げ温
度が７００〜８５０℃となるように圧延を行い、圧延後
０．０５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却して製造する
ことを特徴とする強度および低温靱性に優れた高張力鋼
板。好ましくは、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃａ、
Ｍｇ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を含有する。
強度・低温靱性および溶接性に優れた高張力鋼板の提
供。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１２
％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．２
％、Ｐ ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍ
ｏ：０．０１〜１％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００
３％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、０％≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０
２％を満足する鋼片を１０００〜１２５０℃の温度に加
熱し、９５０℃以下の圧下量が３０％以上かつ仕上げ温
度が７００〜８５０℃となるように圧延を行い、圧延後
０．０５〜１００℃／秒の冷却速度で冷却して製造する
ことを特徴とする強度および低温靱性に優れた高張力鋼
板。好ましくは、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃａ、
Ｍｇ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を含有する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、強度・低温靱性お
よび溶接性に優れた高張力鋼板に関わるものである。
よび溶接性に優れた高張力鋼板に関わるものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、経済性、安全性等の面から溶接構
造物（建築、橋梁、圧力容器、造船、建機等）におけ
る、高張力鋼の使用は多岐にわたり、溶接用高張力鋼の
需要は着実な増加を示している。溶接構造物に使用され
る鋼は当然のことながら高強度に加え、安全性、作業性
の面から、高靱性と優れた溶接性を併せ持つことが要求
されるが、これらの特性を満足する鋼の製造法として現
在ではラインパイプ材の製造に広く使用されている制御
圧延法（ＣＲ法）と圧延後焼き入れ焼き戻し処理を行う
焼き入れ焼き戻し法（ＱＴ法）がよく知られている。
造物（建築、橋梁、圧力容器、造船、建機等）におけ
る、高張力鋼の使用は多岐にわたり、溶接用高張力鋼の
需要は着実な増加を示している。溶接構造物に使用され
る鋼は当然のことながら高強度に加え、安全性、作業性
の面から、高靱性と優れた溶接性を併せ持つことが要求
されるが、これらの特性を満足する鋼の製造法として現
在ではラインパイプ材の製造に広く使用されている制御
圧延法（ＣＲ法）と圧延後焼き入れ焼き戻し処理を行う
焼き入れ焼き戻し法（ＱＴ法）がよく知られている。
【０００３】しかし、前者の方法では圧延組織は一般的
にフェライト・パーライトであり、得られる強度と板厚
には自ずと限界が存在する。すなわち、高靱性に有利な
アシキュラーフェライトもしくはベイナイト組織とする
には冷却速度を著しく速めるかもしくは多量の合金添加
を必要とする。また、後者では、再加熱工程が必要なた
めコスト高になると共に生産能力上の制約がある。
にフェライト・パーライトであり、得られる強度と板厚
には自ずと限界が存在する。すなわち、高靱性に有利な
アシキュラーフェライトもしくはベイナイト組織とする
には冷却速度を著しく速めるかもしくは多量の合金添加
を必要とする。また、後者では、再加熱工程が必要なた
めコスト高になると共に生産能力上の制約がある。
【０００４】このため、今日ではこれらの方法を一歩進
め、省エネルギ−、省資源（合金元素の削減）化を徹底
した制御圧延・制御冷却法（ＴＭＣＰ法）の開発が進め
られている。この方法で製造した鋼はＣＲとＱＴ法の長
所を併せ持ち低合金ないし特別な合金添加無しで優れた
材質が得られるという特徴をもつ。しかしながら、従来
の制御冷却法で製造した鋼は次のような欠点を有してい
る。（１）圧延後急冷を行った場合、強度が高すぎるた
め延靱性回復のために焼き戻し処理が必須となる。
（２）溶接時の熱影響部（ＨＡＺ）の軟化が大きく、特
に高降伏点、高張力鋼では溶接部の強度確保が困難であ
る。（３）板厚断面方向の組織が不均一で硬度差が大き
い。（４）冷却条件（冷却開始、停止温度及び速度）の
コントロールが微妙で材質が不安定である。
め、省エネルギ−、省資源（合金元素の削減）化を徹底
した制御圧延・制御冷却法（ＴＭＣＰ法）の開発が進め
られている。この方法で製造した鋼はＣＲとＱＴ法の長
所を併せ持ち低合金ないし特別な合金添加無しで優れた
材質が得られるという特徴をもつ。しかしながら、従来
の制御冷却法で製造した鋼は次のような欠点を有してい
る。（１）圧延後急冷を行った場合、強度が高すぎるた
め延靱性回復のために焼き戻し処理が必須となる。
（２）溶接時の熱影響部（ＨＡＺ）の軟化が大きく、特
に高降伏点、高張力鋼では溶接部の強度確保が困難であ
る。（３）板厚断面方向の組織が不均一で硬度差が大き
い。（４）冷却条件（冷却開始、停止温度及び速度）の
コントロールが微妙で材質が不安定である。
【０００５】例えば、特開昭６３−１７９０２０号公報
あるいは特開昭６１−６７７１７号公報では成分、圧下
量、冷却速度、停止温度を制御することによって、板厚
断面硬度差を小さくするとしている。しかしながら、極
厚鋼板では板厚方向での冷却速度が必然的に異なるため
に、板厚断面硬度差を制御することは難しい。また、特
開昭５８−７７５２８号公報にはＮｂとＢの複合添加に
より組織をベイナイト組織とし、板厚断面方向の硬度差
を制御すると記載されているが、冷却速度を１５〜４０
℃／秒範囲に制御するために、極厚鋼板での板厚方向の
硬度差を均一にすることは非常に難しい。
あるいは特開昭６１−６７７１７号公報では成分、圧下
量、冷却速度、停止温度を制御することによって、板厚
断面硬度差を小さくするとしている。しかしながら、極
厚鋼板では板厚方向での冷却速度が必然的に異なるため
に、板厚断面硬度差を制御することは難しい。また、特
開昭５８−７７５２８号公報にはＮｂとＢの複合添加に
より組織をベイナイト組織とし、板厚断面方向の硬度差
を制御すると記載されているが、冷却速度を１５〜４０
℃／秒範囲に制御するために、極厚鋼板での板厚方向の
硬度差を均一にすることは非常に難しい。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、板
厚方向での材質のバラツキが少なく、かつ強度・低温靱
性および溶接性に優れた５０キロもしくは６０キロ級以
上の機械的性質を有する高張力鋼板を提供することを目
的としている。
厚方向での材質のバラツキが少なく、かつ強度・低温靱
性および溶接性に優れた５０キロもしくは６０キロ級以
上の機械的性質を有する高張力鋼板を提供することを目
的としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記目的を満
足する高張力鋼板の成分とその製造方法を特定するに至
って完成されたもので、その要旨とするところは、 （１）重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１２％、Ｓｉ：
０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．２％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０１
〜１％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：
０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、０％≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０２％を満足
する鋼片を１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、９５
０℃以下の圧下量が３０％以上かつ仕上げ温度が７００
〜８５０℃となるように圧延を行い、圧延後０．０５〜
１００℃／秒の冷却速度で冷却して製造することを特徴
とする強度および低温靱性に優れた高張力鋼板。
足する高張力鋼板の成分とその製造方法を特定するに至
って完成されたもので、その要旨とするところは、 （１）重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１２％、Ｓｉ：
０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．２％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０１
〜１％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：
０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、０％≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０２％を満足
する鋼片を１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、９５
０℃以下の圧下量が３０％以上かつ仕上げ温度が７００
〜８５０℃となるように圧延を行い、圧延後０．０５〜
１００℃／秒の冷却速度で冷却して製造することを特徴
とする強度および低温靱性に優れた高張力鋼板。
【０００８】（２）鋼片が、重量％で、Ｎｂ：０．００
１〜０．１５％を、さらに含有することを特徴とする前
記（１）に記載の強度および低温靱性に優れた高張力鋼
板。 （３）鋼片が、重量％で、Ｎｉ：０．１〜５％、Ｃｒ：
０．１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．
０１〜０．２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５
％以下、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％以下、ＲＥ
Ｍ：０．０００５〜０．００５％以下のうち１種または
２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または
（２）に記載の強度および低温靱性に優れた高張力鋼板
である。
１〜０．１５％を、さらに含有することを特徴とする前
記（１）に記載の強度および低温靱性に優れた高張力鋼
板。 （３）鋼片が、重量％で、Ｎｉ：０．１〜５％、Ｃｒ：
０．１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．
０１〜０．２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５
％以下、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％以下、ＲＥ
Ｍ：０．０００５〜０．００５％以下のうち１種または
２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または
（２）に記載の強度および低温靱性に優れた高張力鋼板
である。
【０００９】
【発明の実施の形態】発明者らは、従来技術の欠点を解
決すべく制御圧延・制御冷却法（ＴＭＣＰ法）に適した
成分系、加熱圧延、冷却プロセスについて多数の実験と
詳細な検討を実施した結果、微量のＴｉ、ＢにＭｏまた
は微量のＴｉ、ＢにＭｏとＮｂを複合添加した鋼を制御
圧延、冷却することによって強度・低温靱性バランスが
飛躍的に向上することを見いだした。
決すべく制御圧延・制御冷却法（ＴＭＣＰ法）に適した
成分系、加熱圧延、冷却プロセスについて多数の実験と
詳細な検討を実施した結果、微量のＴｉ、ＢにＭｏまた
は微量のＴｉ、ＢにＭｏとＮｂを複合添加した鋼を制御
圧延、冷却することによって強度・低温靱性バランスが
飛躍的に向上することを見いだした。
【００１０】発明者らの検討によれば、Ｂは鋼の焼き入
れ性向上元素としてよく知られているが、ただ単にＢ添
加によって焼き入れ性を向上するだけでは良好な強度・
低温靱性は得られない。このため、微量ＴｉおよびＢと
Ｍｏまたは微量ＴｉにＢとＮｂ、Ｍｏを複合添加する。
Ｔｉは鋼中のＮを固定し、Ｂの焼き入れ性向上効果を安
定化させるとともにＮとの結合でできた微細なＴｉＮは
加熱圧延中のオーステナイト粒成長を抑制し、変態後の
フェライト粒をも細粒化する。Ｎｂはよく知られている
ように低温域での圧延（約９５０℃以下）によってオー
ステナイト粒を未再結晶化させ圧延組織を細粒化させ
る。またＮｂは固溶ＮｂあるいはＮｂ炭窒化物の析出に
よって、鋼の強度を向上させる。Ｍｏもよく知られてい
るように固溶Ｍｏによって鋼の強度を向上させる。
れ性向上元素としてよく知られているが、ただ単にＢ添
加によって焼き入れ性を向上するだけでは良好な強度・
低温靱性は得られない。このため、微量ＴｉおよびＢと
Ｍｏまたは微量ＴｉにＢとＮｂ、Ｍｏを複合添加する。
Ｔｉは鋼中のＮを固定し、Ｂの焼き入れ性向上効果を安
定化させるとともにＮとの結合でできた微細なＴｉＮは
加熱圧延中のオーステナイト粒成長を抑制し、変態後の
フェライト粒をも細粒化する。Ｎｂはよく知られている
ように低温域での圧延（約９５０℃以下）によってオー
ステナイト粒を未再結晶化させ圧延組織を細粒化させ
る。またＮｂは固溶ＮｂあるいはＮｂ炭窒化物の析出に
よって、鋼の強度を向上させる。Ｍｏもよく知られてい
るように固溶Ｍｏによって鋼の強度を向上させる。
【００１１】しかしながら、発明者らは微量Ｔｉの存在
下でＢとＭｏあるいはＢとＭｏ、Ｎｂの複合添加によっ
て従来知られていなかった全く新しい現象が起きること
を発見した。すなわち、オーステナイトの未再結晶化開
始温度（再結晶温度）が、５０℃以上高くなると同時
に、焼き入れ性が大幅に向上してＢ、Ｍｏ、Ｎｂそれぞ
れ単独系から予想される値に比べて強度・低温靱性バラ
ンスの向上が極めて大きいことを発見した。さらにこの
効果は通常の熱処理または制御圧延単独効果よりも大き
いことを見いだした。
下でＢとＭｏあるいはＢとＭｏ、Ｎｂの複合添加によっ
て従来知られていなかった全く新しい現象が起きること
を発見した。すなわち、オーステナイトの未再結晶化開
始温度（再結晶温度）が、５０℃以上高くなると同時
に、焼き入れ性が大幅に向上してＢ、Ｍｏ、Ｎｂそれぞ
れ単独系から予想される値に比べて強度・低温靱性バラ
ンスの向上が極めて大きいことを発見した。さらにこの
効果は通常の熱処理または制御圧延単独効果よりも大き
いことを見いだした。
【００１２】発明者らは、ＢとＭｏあるいはＢとＭｏと
Ｎｂの複合添加によって強度・低温靱性バランスが極め
て向上する理由は以下のように推察している。Ｂ単独添
加鋼の場合、Ｂはオーステナイト粒界に偏析しているも
の以外に、Ｍ２３（ＣＢ）６の粗大な析出物を生成す
る。ここで、Ｍは金属元素を意味しており、例えばＦｅ
２３（ＣＢ）６等である。しかしながら、ＢとＭｏある
いはＢとＭｏとＮｂを複合添加するとＮｂの炭窒化物お
よびＮｂおよびＭｏのＣクラスターが微細に析出するこ
とが電子顕微鏡やアトムプローブ電界イオン顕微鏡で確
認されている。
Ｎｂの複合添加によって強度・低温靱性バランスが極め
て向上する理由は以下のように推察している。Ｂ単独添
加鋼の場合、Ｂはオーステナイト粒界に偏析しているも
の以外に、Ｍ２３（ＣＢ）６の粗大な析出物を生成す
る。ここで、Ｍは金属元素を意味しており、例えばＦｅ
２３（ＣＢ）６等である。しかしながら、ＢとＭｏある
いはＢとＭｏとＮｂを複合添加するとＮｂの炭窒化物お
よびＮｂおよびＭｏのＣクラスターが微細に析出するこ
とが電子顕微鏡やアトムプローブ電界イオン顕微鏡で確
認されている。
【００１３】このため、Ｎｂ，Ｍｏによるγ中でのＣ原
子の拡散速度が減少し、Ｍ２３（ＣＢ）６へのＣ原子の
供給を抑制する。すなわち、Ｂ，ＭｏあるいはＢ，Ｍ
ｏ，Ｎｂを複合的に添加した場合にはＭ２３（ＣＢ）６
としてのＢの析出量が減少し、結果的に焼き入れ性に有
効なＢ原子の粒界偏析量が単独添加の場合に比較して著
しく増大したものと考えられる。この微量ＴｉおよびＢ
とＭｏの複合添加または微量ＴｉにＢ、Ｍｏ、Ｎｂの複
合添加を施した鋼を用いれば、冷却速度が０．０５℃／
秒以上１００℃／秒以下の範囲で板厚方向の硬度差が少
なくかつ均一なベイナイト組織を有することが判明し
た。
子の拡散速度が減少し、Ｍ２３（ＣＢ）６へのＣ原子の
供給を抑制する。すなわち、Ｂ，ＭｏあるいはＢ，Ｍ
ｏ，Ｎｂを複合的に添加した場合にはＭ２３（ＣＢ）６
としてのＢの析出量が減少し、結果的に焼き入れ性に有
効なＢ原子の粒界偏析量が単独添加の場合に比較して著
しく増大したものと考えられる。この微量ＴｉおよびＢ
とＭｏの複合添加または微量ＴｉにＢ、Ｍｏ、Ｎｂの複
合添加を施した鋼を用いれば、冷却速度が０．０５℃／
秒以上１００℃／秒以下の範囲で板厚方向の硬度差が少
なくかつ均一なベイナイト組織を有することが判明し
た。
【００１４】本発明に従えば前述の制御冷却法における
上記の（１）から（４）の欠点は除去される。すなわ
ち、（１）についてはミクロ組織がベイナイト（アシュ
キラーフェライト、ベイニテイックフェライト、上部ベ
イナイト、下部ベイナイトを含む）単相組織となるた
め、焼き戻し処理がなくても延靱性が良好である。
（２）についてはＴｉとＢ、ＭｏあるいはＴｉとＢ、Ｍ
ｏ、Ｎｂの複合添加により、溶接部についても焼き入れ
性が向上し、溶接部の強度確保が容易である。
上記の（１）から（４）の欠点は除去される。すなわ
ち、（１）についてはミクロ組織がベイナイト（アシュ
キラーフェライト、ベイニテイックフェライト、上部ベ
イナイト、下部ベイナイトを含む）単相組織となるた
め、焼き戻し処理がなくても延靱性が良好である。
（２）についてはＴｉとＢ、ＭｏあるいはＴｉとＢ、Ｍ
ｏ、Ｎｂの複合添加により、溶接部についても焼き入れ
性が向上し、溶接部の強度確保が容易である。
【００１５】（３）についても上記複合効果により細粒
化効果、焼き入れ性が大きいため冷却速度・厚みにかか
わらず安定した硬さ分布を示す。さらに９５０℃以下の
低温未再結晶温度域で圧下量３０％以上で圧延するた
め、表面ほど細粒オーステナイトとなり、焼き入れ性が
低下して厚み方向の組織は均一となる。（４）について
はオーステナイト粒の細粒化の徹底、焼き入れ性の安定
確保により、比較的広範囲の加熱圧延冷却条件下で安定
な強度／低温靱性バランスを示す。
化効果、焼き入れ性が大きいため冷却速度・厚みにかか
わらず安定した硬さ分布を示す。さらに９５０℃以下の
低温未再結晶温度域で圧下量３０％以上で圧延するた
め、表面ほど細粒オーステナイトとなり、焼き入れ性が
低下して厚み方向の組織は均一となる。（４）について
はオーステナイト粒の細粒化の徹底、焼き入れ性の安定
確保により、比較的広範囲の加熱圧延冷却条件下で安定
な強度／低温靱性バランスを示す。
【００１６】本発明にしたがって製造した鋼は従来の鋼
材に比べ、低成分（低炭素当量）で優れた強度・低温靱
性が得られるため、溶接時の硬化性、割れ感受性が低
く、また、溶接部の靱性が極めて良好である。このた
め、本発明鋼は５０キロ級ないしは６０キロ級以上の溶
接構造用鋼として広い用途（建築、橋梁、圧力容器、造
船、建機等）に適用可能である。
材に比べ、低成分（低炭素当量）で優れた強度・低温靱
性が得られるため、溶接時の硬化性、割れ感受性が低
く、また、溶接部の靱性が極めて良好である。このた
め、本発明鋼は５０キロ級ないしは６０キロ級以上の溶
接構造用鋼として広い用途（建築、橋梁、圧力容器、造
船、建機等）に適用可能である。
【００１７】以下、本発明の成分の限定理由について述
べる。 Ｃ：鋼における母材強度を向上させる基本的な元素とし
て欠かせない元素であり、その有効な下限値として０．
００５％以上の添加が必要であるが、０．１２％を越え
る過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の低下を招くの
で、その上限を０．１２％とした。 Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、
鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％
を越えると溶接部ならびにの靱性を低下させるのでそれ
を上限とする。
べる。 Ｃ：鋼における母材強度を向上させる基本的な元素とし
て欠かせない元素であり、その有効な下限値として０．
００５％以上の添加が必要であるが、０．１２％を越え
る過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の低下を招くの
で、その上限を０．１２％とした。 Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、
鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％
を越えると溶接部ならびにの靱性を低下させるのでそれ
を上限とする。
【００１８】Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性の確
保に必要な元素であるが、２．２％を越えると焼き入れ
性が増加し、ベイナイトだけでなく靱性に有害な島状マ
ルテンサイトを多量に生成し、母材ならびに溶接部の靱
性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の
強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２．
２％とする。
保に必要な元素であるが、２．２％を越えると焼き入れ
性が増加し、ベイナイトだけでなく靱性に有害な島状マ
ルテンサイトを多量に生成し、母材ならびに溶接部の靱
性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の
強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２．
２％とする。
【００１９】Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であ
り、０．０２％を越えて含有すると鋼材の母材だけでな
く溶接部の靱性を著しく阻害するのでその含有される上
限を０．０２％とした。 Ｓ：Ｓは０．０１％を越えて過剰に添加されると粗大な
硫化物の生成の原因となり、母材ならびに溶接部の靱性
を劣化させるのでその含有される上限を０．０１％とし
た。
り、０．０２％を越えて含有すると鋼材の母材だけでな
く溶接部の靱性を著しく阻害するのでその含有される上
限を０．０２％とした。 Ｓ：Ｓは０．０１％を越えて過剰に添加されると粗大な
硫化物の生成の原因となり、母材ならびに溶接部の靱性
を劣化させるのでその含有される上限を０．０１％とし
た。
【００２０】Ｍｏ：Ｍｏは本発明においてＴｉ、Ｂ、Ｎ
ｂと共に重要な合金元素であり、母材の強度・低温靱性
をともに向上させる基本元素である。しかしながら、
０．０１％未満では顕著な効果がない。一方多すぎると
焼き入れ性を増大させ、母材、溶接部の靱性を劣化させ
るので上限を１％とした。 Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、０．０５
％を越えると溶接部の靱性が劣化するために上限を０．
０５％とした。
ｂと共に重要な合金元素であり、母材の強度・低温靱性
をともに向上させる基本元素である。しかしながら、
０．０１％未満では顕著な効果がない。一方多すぎると
焼き入れ性を増大させ、母材、溶接部の靱性を劣化させ
るので上限を１％とした。 Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、０．０５
％を越えると溶接部の靱性が劣化するために上限を０．
０５％とした。
【００２１】Ｔｉ：添加量が少ない範囲（Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３％）では微細なＴｉＮを形成し、圧延組
織およびＨＡＺの細粒化、つまり、靱性向上に効果的で
ある。この場合ＮとＴｉは化学量論的に当量近傍が望ま
しく、０％≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０２％が良好であ
る。また、本発明では、Ｎを固定、Ｂの焼き入れ性を確
保する効果を併せ持つ。Ｔｉ添加量の上限は微細なＴｉ
Ｎが鋼片中に通常の製法で得られ、また、ＴｉＣによる
靱性劣化が起きない条件から０．０３％とした。また、
０．００５％未満ではＴｉＮの十分な効果が得られない
ので下限を０．００５％とした。
０５〜０．０３％）では微細なＴｉＮを形成し、圧延組
織およびＨＡＺの細粒化、つまり、靱性向上に効果的で
ある。この場合ＮとＴｉは化学量論的に当量近傍が望ま
しく、０％≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０２％が良好であ
る。また、本発明では、Ｎを固定、Ｂの焼き入れ性を確
保する効果を併せ持つ。Ｔｉ添加量の上限は微細なＴｉ
Ｎが鋼片中に通常の製法で得られ、また、ＴｉＣによる
靱性劣化が起きない条件から０．０３％とした。また、
０．００５％未満ではＴｉＮの十分な効果が得られない
ので下限を０．００５％とした。
【００２２】なお、ＴｉとＮ量を０％≦Ｔｉ−３．４Ｎ
≦０．０２％と限定した理由はＴｉによってＮを十分に
固定し、Ｂの焼き入れ性向上効果を発揮させるためであ
って上限０．０２％は過剰のＴｉがＴｉＣを大量に形成
して靱性を劣化させない条件から、また、下限の０％は
フリーＮが多くならない条件、換言するとＢＮの形成を
抑制するために規定したものであり、焼き入れ性が低下
しない条件からその値は決定した。
≦０．０２％と限定した理由はＴｉによってＮを十分に
固定し、Ｂの焼き入れ性向上効果を発揮させるためであ
って上限０．０２％は過剰のＴｉがＴｉＣを大量に形成
して靱性を劣化させない条件から、また、下限の０％は
フリーＮが多くならない条件、換言するとＢＮの形成を
抑制するために規定したものであり、焼き入れ性が低下
しない条件からその値は決定した。
【００２３】Ｂ：圧延中にオーステナイト粒界に偏析
し、焼き入れ性を向上させ、ベイナイト組織を生成しや
すくするが、０．０００５％未満では顕著な焼き入れ性
改善効果が無く、０．００３％超になるとＢＮやＢｃｏ
ｎｓｔｉｔｕｅｎｔを多く生成するようになるために母
材やＨＡＺの靱性を劣化させる。このため、下限を０．
０００５％、上限を０．００３％とした。 Ｎｂ：圧延組織の細粒化、焼き入れ性の向上と析出硬化
のため含有させるもので強度・低温靱性を共に向上させ
る重要な元素である。制御圧延材では０．１５％を越え
て添加しても材質効果がなく、また、溶接性およびＨＡ
Ｚ靱性に有害であるために上限を０．１５％に限定し
た。また、下限０．００１％は材質上の効果を有する最
小値である。
し、焼き入れ性を向上させ、ベイナイト組織を生成しや
すくするが、０．０００５％未満では顕著な焼き入れ性
改善効果が無く、０．００３％超になるとＢＮやＢｃｏ
ｎｓｔｉｔｕｅｎｔを多く生成するようになるために母
材やＨＡＺの靱性を劣化させる。このため、下限を０．
０００５％、上限を０．００３％とした。 Ｎｂ：圧延組織の細粒化、焼き入れ性の向上と析出硬化
のため含有させるもので強度・低温靱性を共に向上させ
る重要な元素である。制御圧延材では０．１５％を越え
て添加しても材質効果がなく、また、溶接性およびＨＡ
Ｚ靱性に有害であるために上限を０．１５％に限定し
た。また、下限０．００１％は材質上の効果を有する最
小値である。
【００２４】次いで、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、ＲＥＭ、Ｃ
ａ、Ｍｇの成分限定の理由について示す。 Ｎｉ：ＨＡＺの硬化性および靱性に悪影響を与えること
なく母材の強度・低温靱性を向上させる特性を持つが、
０．１％未満ではその効果が無く、５％を越えるとＨＡ
Ｚの硬化性および靱性上好ましく無いため、下限を０．
１％、上限を５％とした。 Ｖ：Ｎｂとほぼ同様の効果をもつが、０．０１％以下で
は顕著な効果が無く、上限は０．２％まで許容できる。
ａ、Ｍｇの成分限定の理由について示す。 Ｎｉ：ＨＡＺの硬化性および靱性に悪影響を与えること
なく母材の強度・低温靱性を向上させる特性を持つが、
０．１％未満ではその効果が無く、５％を越えるとＨＡ
Ｚの硬化性および靱性上好ましく無いため、下限を０．
１％、上限を５％とした。 Ｖ：Ｎｂとほぼ同様の効果をもつが、０．０１％以下で
は顕著な効果が無く、上限は０．２％まで許容できる。
【００２５】Ｃｒ：母材の強度を高め、耐水素誘起割れ
性にも効果を有するが、０．１％未満では顕著な効果が
無く、１．５％を越えるとＨＡＺの硬化性を増大させ、
低温靱性・溶接性の低下が大きくなり好ましくない。こ
のため、下限を０．１％、上限を１．５％とした。 Ｃｕ：Ｎｉとほぼ同等の効果を持つと共に、耐食性、耐
水素誘起割れ性にも効果がある。しかし、０．１％未満
ではＮｉ同様顕著な効果が無く、１．５％を越えるとＮ
ｉを添加しても圧延中に割れが発生し、製造が難しくな
る。このため、下限を０．１％、上限を１．５％とし
た。
性にも効果を有するが、０．１％未満では顕著な効果が
無く、１．５％を越えるとＨＡＺの硬化性を増大させ、
低温靱性・溶接性の低下が大きくなり好ましくない。こ
のため、下限を０．１％、上限を１．５％とした。 Ｃｕ：Ｎｉとほぼ同等の効果を持つと共に、耐食性、耐
水素誘起割れ性にも効果がある。しかし、０．１％未満
ではＮｉ同様顕著な効果が無く、１．５％を越えるとＮ
ｉを添加しても圧延中に割れが発生し、製造が難しくな
る。このため、下限を０．１％、上限を１．５％とし
た。
【００２６】Ｃａ：ＣａはＲＥＭと同様の効果をもち、
その有効範囲は０．０００５〜０．００５％である。 Ｍｇ：Ｔｉとの複合脱酸によって微細な酸化物が微細分
散し、溶接部の粗大粒成長の防止、粒内フェライトの生
成促進効果によりＨＡＺ靱性の向上をもたらす。また、
ＲＥＭやＣａと同様にＭｎＳの球状化によってシャルピ
ー吸収エネルギ−、延性脆性遷移温度が向上する。０．
０００１％未満であると事実上効果が無く、また、０．
００５％を越えて添加すると粗大なＭｇ酸化物、Ｍｇ硫
化物が生成して大型介在物となり、鋼の低温靱性のみな
らず清浄度を害し、また溶接性についても悪影響を及ぼ
す。
その有効範囲は０．０００５〜０．００５％である。 Ｍｇ：Ｔｉとの複合脱酸によって微細な酸化物が微細分
散し、溶接部の粗大粒成長の防止、粒内フェライトの生
成促進効果によりＨＡＺ靱性の向上をもたらす。また、
ＲＥＭやＣａと同様にＭｎＳの球状化によってシャルピ
ー吸収エネルギ−、延性脆性遷移温度が向上する。０．
０００１％未満であると事実上効果が無く、また、０．
００５％を越えて添加すると粗大なＭｇ酸化物、Ｍｇ硫
化物が生成して大型介在物となり、鋼の低温靱性のみな
らず清浄度を害し、また溶接性についても悪影響を及ぼ
す。
【００２７】ＲＥＭ：ＭｎＳを球状化させ、シャルピー
吸収エネルギ−衝撃値を向上させる他、圧延によって、
延伸化したＭｎＳと水素による内部欠陥の発生防止を防
止する。ＲＥＭの含有量については０．０００５％未満
であると事実上効果が無く、また、０．００５％を越え
て添加するとＲＥＭ−Ｓ（硫化物）またはＲＥＭ−Ｏ−
Ｓ（酸化物と硫化物の複合体）が大量に生成して大型介
在物となり、鋼の低温靱性のみならず清浄度を害し、ま
た溶接性についても悪影響を及ぼす。
吸収エネルギ−衝撃値を向上させる他、圧延によって、
延伸化したＭｎＳと水素による内部欠陥の発生防止を防
止する。ＲＥＭの含有量については０．０００５％未満
であると事実上効果が無く、また、０．００５％を越え
て添加するとＲＥＭ−Ｓ（硫化物）またはＲＥＭ−Ｏ−
Ｓ（酸化物と硫化物の複合体）が大量に生成して大型介
在物となり、鋼の低温靱性のみならず清浄度を害し、ま
た溶接性についても悪影響を及ぼす。
【００２８】以下では製造条件の限定理由について述べ
る。まず、加熱温度を１０００〜１２５０℃に限定した
理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組
織の細粒化をはかるためである。１２５０℃は加熱時の
オーステナイト粒が極端に粗大化しない上限であって、
加熱温度がこれを越えるとオーステナイト粒が粗大混粒
化し、冷却後の上部ベイナイト組織も粗大化するため、
鋼の靱性が著しく劣化する。一方、加熱温度があまりに
低すぎると、Ｎｂ，Ｖなどの析出硬化元素が十分に固溶
せず強度・低温靱性バランスが劣化するだけでなく、圧
延終段の温度の下がりすぎのために、制御冷却による十
分な材質向上効果が期待できない。このため、下限を１
０００℃とする必要がある。
る。まず、加熱温度を１０００〜１２５０℃に限定した
理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組
織の細粒化をはかるためである。１２５０℃は加熱時の
オーステナイト粒が極端に粗大化しない上限であって、
加熱温度がこれを越えるとオーステナイト粒が粗大混粒
化し、冷却後の上部ベイナイト組織も粗大化するため、
鋼の靱性が著しく劣化する。一方、加熱温度があまりに
低すぎると、Ｎｂ，Ｖなどの析出硬化元素が十分に固溶
せず強度・低温靱性バランスが劣化するだけでなく、圧
延終段の温度の下がりすぎのために、制御冷却による十
分な材質向上効果が期待できない。このため、下限を１
０００℃とする必要がある。
【００２９】次に、９００℃以下の未再結晶温度域での
圧下量を３０％以上とし、仕上げ温度を７００〜８５０
℃の範囲とした理由は未再結晶温度での十分な圧延を加
えることによってオーステナイト粒の細粒化・延伸化を
徹底し、冷却後に生成する変態組織を細粒均一化するた
めである。このように細粒オーステナイトを十分延伸化
することにより、圧延冷却後生成するフェライト、上部
ベイナイト組織を十分細粒化すると、靱性が大幅に向上
する。しかし、仕上げ温度が不適当であると良好な強度
・低温靱性が得られない。仕上げ温度の下限を７００℃
としたのは過度の変態点以下の（γ＋α）域圧延によっ
て延靱性を劣化させないためである。また、仕上げ温度
が７００℃未満では制御圧延による十分な強度上昇効果
が期待できない。一方、仕上げ温度が余りにも高すぎる
と制御圧延によるオーステナイト粒の細粒化効果が期待
できず靱性が低下する。このため上限を８５０℃とする
必要がある。
圧下量を３０％以上とし、仕上げ温度を７００〜８５０
℃の範囲とした理由は未再結晶温度での十分な圧延を加
えることによってオーステナイト粒の細粒化・延伸化を
徹底し、冷却後に生成する変態組織を細粒均一化するた
めである。このように細粒オーステナイトを十分延伸化
することにより、圧延冷却後生成するフェライト、上部
ベイナイト組織を十分細粒化すると、靱性が大幅に向上
する。しかし、仕上げ温度が不適当であると良好な強度
・低温靱性が得られない。仕上げ温度の下限を７００℃
としたのは過度の変態点以下の（γ＋α）域圧延によっ
て延靱性を劣化させないためである。また、仕上げ温度
が７００℃未満では制御圧延による十分な強度上昇効果
が期待できない。一方、仕上げ温度が余りにも高すぎる
と制御圧延によるオーステナイト粒の細粒化効果が期待
できず靱性が低下する。このため上限を８５０℃とする
必要がある。
【００３０】圧延後の冷却であるがこれは良好な強度、
低温靱性を得るために板厚方向に均一な変態組織が得ら
れるように行わなければならない。このため、種々の実
験を行った結果、圧延終了後から０．０５℃／秒以上１
００℃／秒以下の冷却速度で実施すると板厚方向に均一
な変態組織が得られることがわかった。この理由は０．
０５℃未満ではベイナイト組織が生成しにくく、強度の
向上が十分でない。また、１００℃／秒の上限を規定し
た理由は現状設備の最も大きい値であり、特にこれに限
定されるものではない。しかしながら、成分系によって
は多量の島状マルテンサイトが生成し、延靱性を劣化さ
せる場合があり、０．１℃／秒〜８０℃／秒の範囲が実
用的に有効である。
低温靱性を得るために板厚方向に均一な変態組織が得ら
れるように行わなければならない。このため、種々の実
験を行った結果、圧延終了後から０．０５℃／秒以上１
００℃／秒以下の冷却速度で実施すると板厚方向に均一
な変態組織が得られることがわかった。この理由は０．
０５℃未満ではベイナイト組織が生成しにくく、強度の
向上が十分でない。また、１００℃／秒の上限を規定し
た理由は現状設備の最も大きい値であり、特にこれに限
定されるものではない。しかしながら、成分系によって
は多量の島状マルテンサイトが生成し、延靱性を劣化さ
せる場合があり、０．１℃／秒〜８０℃／秒の範囲が実
用的に有効である。
【００３１】
【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。転
炉、連続鋳造工程で製造した種々の化学成分の鋳片を用
い、製造プロセスを変えて板厚１０〜２００ｍｍの鋼板
を製造した。表１および２は本発明鋼と比較鋼の化学成
分を示したものである。これらの鋼板を再加熱後に種々
の圧延条件で製造した場合の母材の機械的性質を表３に
示した。表３から明らかなように、板厚を広く変えた鋼
板であるにもかかわらず本発明に従って製造した鋼材１
〜２４はいずれも高強度と良好な低温靱性を兼ね備えて
いる。
炉、連続鋳造工程で製造した種々の化学成分の鋳片を用
い、製造プロセスを変えて板厚１０〜２００ｍｍの鋼板
を製造した。表１および２は本発明鋼と比較鋼の化学成
分を示したものである。これらの鋼板を再加熱後に種々
の圧延条件で製造した場合の母材の機械的性質を表３に
示した。表３から明らかなように、板厚を広く変えた鋼
板であるにもかかわらず本発明に従って製造した鋼材１
〜２４はいずれも高強度と良好な低温靱性を兼ね備えて
いる。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】すなわち、本発明によれば、５０キロ級な
いしは６０キロ級の強度レベルを十分に確保できると同
時に、建築や橋梁用鋼として脆性破壊の抑制の観点から
必要な低温靱性（ｖＥ0 ：０℃でのシャルピー吸収エネ
ルギー、あるいはｖＥ-20 ：−２０℃での同値）が三ケ
タ以上を有し、母材の強度・靱性バランスは著しく向上
する。ＪＩＳ規格によれば、建築用鋼として利用される
ＳＮ鋼の場合にはｖＥ 0 ≧２７Ｊ、また、橋梁用のＳＭ
５７０鋼ではｖＥ 5≧４７Ｊがそれぞれ保証されるべき
数値として示されており、本発明鋼の靱性値はこれら用
途に対して極めて良好である。また、表４は入熱量５０
ｋＪ／ｃｍ、１００ｋＪ／ｃｍの各溶接条件で実継手を
作製した場合のＨＡＺ靱性の評価結果であり、母材靱性
と同様に良好な値となっている。なお、表３および表４
のシャルピー吸収エネルギーの値は３本の試験結果の平
均値である。
いしは６０キロ級の強度レベルを十分に確保できると同
時に、建築や橋梁用鋼として脆性破壊の抑制の観点から
必要な低温靱性（ｖＥ0 ：０℃でのシャルピー吸収エネ
ルギー、あるいはｖＥ-20 ：−２０℃での同値）が三ケ
タ以上を有し、母材の強度・靱性バランスは著しく向上
する。ＪＩＳ規格によれば、建築用鋼として利用される
ＳＮ鋼の場合にはｖＥ 0 ≧２７Ｊ、また、橋梁用のＳＭ
５７０鋼ではｖＥ 5≧４７Ｊがそれぞれ保証されるべき
数値として示されており、本発明鋼の靱性値はこれら用
途に対して極めて良好である。また、表４は入熱量５０
ｋＪ／ｃｍ、１００ｋＪ／ｃｍの各溶接条件で実継手を
作製した場合のＨＡＺ靱性の評価結果であり、母材靱性
と同様に良好な値となっている。なお、表３および表４
のシャルピー吸収エネルギーの値は３本の試験結果の平
均値である。
【００３６】一方、本発明によらない比較鋼は母材の強
度あるいは低温靱性のいずれかが不満足で、溶接構造用
鋼としてのバランスに欠けている。表３の比較鋼中、鋼
材２５、２６、２７は本発明の必須元素であるＭｏ、Ｔ
ｉ、Ｂのいずれかが添加されていないため母材強度と低
温靱性が劣っている。これらは表４に示すごとくＨＡＺ
靱性も本発明鋼に比較して低値になっている。また、比
較鋼２８〜３４はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの含有量が規
定外の場合であり、２８と３１は強度の著しい低下が生
じており、他は母材靱性あるいはＨＡＺ靱性が十分でな
い。
度あるいは低温靱性のいずれかが不満足で、溶接構造用
鋼としてのバランスに欠けている。表３の比較鋼中、鋼
材２５、２６、２７は本発明の必須元素であるＭｏ、Ｔ
ｉ、Ｂのいずれかが添加されていないため母材強度と低
温靱性が劣っている。これらは表４に示すごとくＨＡＺ
靱性も本発明鋼に比較して低値になっている。また、比
較鋼２８〜３４はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの含有量が規
定外の場合であり、２８と３１は強度の著しい低下が生
じており、他は母材靱性あるいはＨＡＺ靱性が十分でな
い。
【００３７】比較鋼３５、３６、３７はＭｏとＢが本発
明の範囲外であり、母材の強度不足やＨＡＺ靱性の劣化
が生じている。さらに、比較鋼３８と３９は（Ｔｉ−
３．４Ｎ）の値がいずれも負の値になっており、過剰な
フリーＮによって母材靱性並びにＨＡＺ靱性が著しく低
い値を呈している。表５は表１および２の鋼材２を圧延
条件を変えて製造した場合の母材の機械的特性を示した
もので、再加熱温度、圧下率、仕上げ温度が本発明の範
囲外に該当し、十分な機械的特性が得られていない。
明の範囲外であり、母材の強度不足やＨＡＺ靱性の劣化
が生じている。さらに、比較鋼３８と３９は（Ｔｉ−
３．４Ｎ）の値がいずれも負の値になっており、過剰な
フリーＮによって母材靱性並びにＨＡＺ靱性が著しく低
い値を呈している。表５は表１および２の鋼材２を圧延
条件を変えて製造した場合の母材の機械的特性を示した
もので、再加熱温度、圧下率、仕上げ温度が本発明の範
囲外に該当し、十分な機械的特性が得られていない。
【００３８】
【表４】
【００３９】
【表５】
【００４０】
【発明の効果】本発明によって強度・低温靱性および溶
接性に優れた高張力鋼板の製造が可能となり、建築分野
や橋梁分野、さらには圧力容器、造船分野、建機分野等
の産業界への貢献は計り知れない。
接性に優れた高張力鋼板の製造が可能となり、建築分野
や橋梁分野、さらには圧力容器、造船分野、建機分野等
の産業界への貢献は計り知れない。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 冨田 幸男 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA12 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA25 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CA03 CB02 CC02 CC03 CD01 CD02 CD03
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．１２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜２．２％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｍｏ：０．０１〜１％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００３％、 Ｎ ：０．０１％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、０
％≦Ｔｉ−３．４Ｎ≦０．０２％を満足する鋼片を１０
００〜１２５０℃の温度に加熱し、９５０℃以下の圧下
量が３０％以上かつ仕上げ温度が７００〜８５０℃とな
るように圧延を行い、圧延後０．０５〜１００℃／秒の
冷却速度で冷却して製造することを特徴とする強度およ
び低温靱性に優れた高張力鋼板。 - 【請求項２】 鋼片が、重量％で、Ｎｂ：０．００１〜
０．１５％を、さらに含有することを特徴とする請求項
１に記載の強度および低温靱性に優れた高張力鋼板。 - 【請求項３】 鋼片が、重量％で、 Ｎｉ：０．１〜５％、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｃｕ：０．１〜１．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．２％以下、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％以下、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％以下 のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
請求項１または２に記載の強度および低温靱性に優れた
高張力鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05961299A JP4112733B2 (ja) | 1999-03-08 | 1999-03-08 | 強度および低温靭性に優れた５０キロ（４９０ＭＰａ）ないし６０キロ（５８８ＭＰａ）級の厚手高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05961299A JP4112733B2 (ja) | 1999-03-08 | 1999-03-08 | 強度および低温靭性に優れた５０キロ（４９０ＭＰａ）ないし６０キロ（５８８ＭＰａ）級の厚手高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000256777A true JP2000256777A (ja) | 2000-09-19 |
| JP4112733B2 JP4112733B2 (ja) | 2008-07-02 |
Family
ID=13118258
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05961299A Expired - Fee Related JP4112733B2 (ja) | 1999-03-08 | 1999-03-08 | 強度および低温靭性に優れた５０キロ（４９０ＭＰａ）ないし６０キロ（５８８ＭＰａ）級の厚手高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4112733B2 (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007002311A (ja) * | 2005-06-24 | 2007-01-11 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 |
| WO2007055387A1 (ja) * | 2005-11-09 | 2007-05-18 | Nippon Steel Corporation | 音響異方性が小さく溶接性に優れる降伏応力４５０ＭＰａ以上、かつ、引張強さ５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2007224404A (ja) * | 2006-02-27 | 2007-09-06 | Nippon Steel Corp | 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 |
| WO2008069335A1 (ja) | 2006-12-04 | 2008-06-12 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| WO2008069289A1 (ja) | 2006-11-30 | 2008-06-12 | Nippon Steel Corporation | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| EP2036995A1 (en) * | 2006-07-04 | 2009-03-18 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel pipe with excellent low-temperature toughness for line pipe, high-strength steel plate for line pipe, and processes for producing these |
| WO2009087944A1 (ja) * | 2008-01-08 | 2009-07-16 | Nippon Steel Corporation | 線状加熱による曲げ加工性に優れた厚鋼板及びその製造方法 |
| JP2010255064A (ja) * | 2009-04-27 | 2010-11-11 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 |
| US8039118B2 (en) | 2006-11-30 | 2011-10-18 | Nippon Steel Corporation | Welded steel pipe for high strength line pipe superior in low temperature toughness and method of production of the same |
| 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 |
| JP2020059892A (ja) * | 2018-10-11 | 2020-04-16 | 日本製鉄株式会社 | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 |
-
1999
- 1999-03-08 JP JP05961299A patent/JP4112733B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007002311A (ja) * | 2005-06-24 | 2007-01-11 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 |
| US8246768B2 (en) | 2005-11-09 | 2012-08-21 | Nippon Steel Corporation | High-tensile steel plate of low acoustic anisotropy and high weldability having yield stress of 450 MPa or greater and tensile strength of 570 MPa or greater, and process for producing the same |
| WO2007055387A1 (ja) * | 2005-11-09 | 2007-05-18 | Nippon Steel Corporation | 音響異方性が小さく溶接性に優れる降伏応力４５０ＭＰａ以上、かつ、引張強さ５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2007224404A (ja) * | 2006-02-27 | 2007-09-06 | Nippon Steel Corp | 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 |
| US9719615B2 (en) | 2006-07-04 | 2017-08-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and high strength steel plate for line pipe and methods of production of the same |
| EP2036995A1 (en) * | 2006-07-04 | 2009-03-18 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel pipe with excellent low-temperature toughness for line pipe, high-strength steel plate for line pipe, and processes for producing these |
| US8764918B2 (en) | 2006-07-04 | 2014-07-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and high strength steel plate for line pipe and methods of production of the same |
| EP2036995A4 (en) * | 2006-07-04 | 2010-09-08 | Nippon Steel Corp | HIGH STRENGTH STEEL PIPE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE HARDNESS FOR COATING PIPE, HIGH STRENGTH STEEL PIPE FOR COATING PIPE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| WO2008069289A1 (ja) | 2006-11-30 | 2008-06-12 | Nippon Steel Corporation | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| US8039118B2 (en) | 2006-11-30 | 2011-10-18 | Nippon Steel Corporation | Welded steel pipe for high strength line pipe superior in low temperature toughness and method of production of the same |
| US8084144B2 (en) | 2006-12-04 | 2011-12-27 | Nippon Steel Corporation | High strength thick welded steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and method of production of the same |
| WO2008069335A1 (ja) | 2006-12-04 | 2008-06-12 | Nippon Steel Corporation | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| WO2009087944A1 (ja) * | 2008-01-08 | 2009-07-16 | Nippon Steel Corporation | 線状加熱による曲げ加工性に優れた厚鋼板及びその製造方法 |
| JP2010255064A (ja) * | 2009-04-27 | 2010-11-11 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 |
| 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 |
| JP2020059892A (ja) * | 2018-10-11 | 2020-04-16 | 日本製鉄株式会社 | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 |
| JP7200588B2 (ja) | 2018-10-11 | 2023-01-10 | 日本製鉄株式会社 | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4112733B2 (ja) | 2008-07-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4071906B2 (ja) | 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法 | |
| KR20170107070A (ko) | 고 크랙-제어성을 갖는 강판 및 그 제조방법 | |
| JPH11140580A (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 | |
| JP2000256795A (ja) | 表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法 | |
| JP4112733B2 (ja) | 強度および低温靭性に優れた５０キロ（４９０ＭＰａ）ないし６０キロ（５８８ＭＰａ）級の厚手高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2002129281A (ja) | 溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP2000160245A (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度鋼の製造方法 | |
| JP3981615B2 (ja) | 非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP5008879B2 (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 | |
| JP2007191785A (ja) | 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2002047532A (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JPH08283906A (ja) | 耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れたフィッティング材用高張力鋼板 | |
| JP4133175B2 (ja) | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| WO2011043287A1 (ja) | 強度、延性の良好なラインパイプ用鋼およびその製造方法 | |
| JPH03211230A (ja) | 高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法 | |
| JP4250113B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JPH05245657A (ja) | 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れた高ニッケル合金クラッド鋼板の製造方法 | |
| JP2001020035A (ja) | 耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼とその製造方法 | |
| JPH11189840A (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3255004B2 (ja) | 靱性およびアレスト性に優れる溶接用高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JPS6256518A (ja) | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0813087A (ja) | シーム部の耐ｓｓｃ性に優れた溶接鋼管用鋼 | |
| JP3569499B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP2834500B2 (ja) | 抵温靭性の優れた高張力鋼板の製造法 | |
| JP2002088413A (ja) | 溶接性と靭性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050915 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070426 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070522 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070720 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20071002 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20071129 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20071130 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080226 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080304 |
|
| 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: 20080408 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080410 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110418 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120418 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130418 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140418 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |