JP2001059131A - 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 - Google Patents
溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】この発明は、溶接性並びに歪時効後の靭性に優
れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼を提供する。 【解決手段】 Ｐｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）
≦０．４２％満足する化学組成と旧オーステナイト粒界
上にフェライトが膜状に析出した組織を有し、好ましく
は膜状に析出するフェライトの厚みを０．１〜５μｍ，
旧オーステナイト粒界占有率を２０％以上とした組織を
有する直接焼入れ焼戻し鋼。 但し、粒界占有率（％）＝ΣＬｎ／旧オーステナイト粒
界全長＊１００ ΣＬｎ：膜状フェライト全長 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ， Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／
４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼を提供する。 【解決手段】 Ｐｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）
≦０．４２％満足する化学組成と旧オーステナイト粒界
上にフェライトが膜状に析出した組織を有し、好ましく
は膜状に析出するフェライトの厚みを０．１〜５μｍ，
旧オーステナイト粒界占有率を２０％以上とした組織を
有する直接焼入れ焼戻し鋼。 但し、粒界占有率（％）＝ΣＬｎ／旧オーステナイト粒
界全長＊１００ ΣＬｎ：膜状フェライト全長 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ， Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／
４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、水圧鉄管、圧力
容器、ラインパイプ及び海洋構造物等に用いられる６０
キロ級構造用鋼で、特に曲げなどの冷間加工後において
も優れた低温靭性を有する歪時効後の靭性に優れた鋼に
関するものである。
容器、ラインパイプ及び海洋構造物等に用いられる６０
キロ級構造用鋼で、特に曲げなどの冷間加工後において
も優れた低温靭性を有する歪時効後の靭性に優れた鋼に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】鋼を冷間で塑性変形すると歪時効脆化と
呼ばれる靭性が劣化する現象が生ずる。歪時効脆化に間
しては主に自動車ボデイ用の薄鋼板を対象に研究が行な
われてきたが、近年、構造物の信頼性に対する要求が高
まり、厚鋼板においても素材段階のみならず加工や不慮
の事故などにより塑性変形を受けた後の靭性が問題視さ
れるようになってきた。
呼ばれる靭性が劣化する現象が生ずる。歪時効脆化に間
しては主に自動車ボデイ用の薄鋼板を対象に研究が行な
われてきたが、近年、構造物の信頼性に対する要求が高
まり、厚鋼板においても素材段階のみならず加工や不慮
の事故などにより塑性変形を受けた後の靭性が問題視さ
れるようになってきた。
【０００３】歪時効脆化を評価する試験として５％の引
張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時効処理後シャ
ルピー試験を行なう歪時効シャルピー試験が知られ、近
年、材料評価試験の一つとして要求される事例が増えて
いる。
張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時効処理後シャ
ルピー試験を行なう歪時効シャルピー試験が知られ、近
年、材料評価試験の一つとして要求される事例が増えて
いる。
【０００４】厚鋼板を対象とする歪時効脆化抑制の技術
として、特開平５−３２０８２０号、特開昭５９−１８
２９１５号及び特開昭５６−１２７７６０号等がある
が、いずれも一般的な６００ＭＰａ級厚肉鋼板を対象と
した技術ではない。
として、特開平５−３２０８２０号、特開昭５９−１８
２９１５号及び特開昭５６−１２７７６０号等がある
が、いずれも一般的な６００ＭＰａ級厚肉鋼板を対象と
した技術ではない。
【０００５】特開平５−３２０８２０号には引張り強度
４００ＭＰａ級の球状船首用低降伏点焼入れ鋼が開示
されている。鋼材組織を整粒化し、歪時効後の靭性劣化
を防止するものであるが、Ｃ量が０．００２〜０．０３
％、他の強化元素も殆ど含有されていない成分組成が対
象であり、６０キロ級鋼に適用することは出来ない。
４００ＭＰａ級の球状船首用低降伏点焼入れ鋼が開示
されている。鋼材組織を整粒化し、歪時効後の靭性劣化
を防止するものであるが、Ｃ量が０．００２〜０．０３
％、他の強化元素も殆ど含有されていない成分組成が対
象であり、６０キロ級鋼に適用することは出来ない。
【０００６】特開昭５９−１８２９１５号はＴＭＣＰ型
５００ＭＰａ級鋼での歪時効脆化を抑制する製造方法を
開示している。ＴＭＣＰ５０キロ鋼を冷間加工した場
合、冷間加工後の脆化がフェライト・ベイナイト組織の
フェライト相に歪が集中することにより生じることに着
目し、フェライト中の固溶Ｎ，固溶Ｃを冷却停止温度の
制御により低減させ、フェライト相の脆化を抑制する技
術である。このため、室温付近まで冷却され、焼入れ組
織となる６０キロ級鋼には適用できない。
５００ＭＰａ級鋼での歪時効脆化を抑制する製造方法を
開示している。ＴＭＣＰ５０キロ鋼を冷間加工した場
合、冷間加工後の脆化がフェライト・ベイナイト組織の
フェライト相に歪が集中することにより生じることに着
目し、フェライト中の固溶Ｎ，固溶Ｃを冷却停止温度の
制御により低減させ、フェライト相の脆化を抑制する技
術である。このため、室温付近まで冷却され、焼入れ組
織となる６０キロ級鋼には適用できない。
【０００７】特開昭５６−１２７７５０号には６００Ｍ
Ｐａ級鋼の歪時効脆化抑制技術が記載されているが、本
技術はＶＮ析出型の鋼において、０．０１％以上のＮ含
有により生ずる歪時効脆化をＣａまたはＭｇの添加によ
り抑制できることを示している。しかし、本技術は、ａ
ｓ ｒｏｌｌあるいはノルマで製造するＶＮ鋼に限って
その効果を発揮するもので、実施例の鋼もＣ量が０．１
２％以上と高く、Ｐcmも０．２５％以上と溶接施工性に
劣る鋼が記載され、現在の一般的な需要家の要望に応え
るものではない。
Ｐａ級鋼の歪時効脆化抑制技術が記載されているが、本
技術はＶＮ析出型の鋼において、０．０１％以上のＮ含
有により生ずる歪時効脆化をＣａまたはＭｇの添加によ
り抑制できることを示している。しかし、本技術は、ａ
ｓ ｒｏｌｌあるいはノルマで製造するＶＮ鋼に限って
その効果を発揮するもので、実施例の鋼もＣ量が０．１
２％以上と高く、Ｐcmも０．２５％以上と溶接施工性に
劣る鋼が記載され、現在の一般的な需要家の要望に応え
るものではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】以上、述べたように、
溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級厚肉鋼材で塑性変形
させた後の脆化を抑制する技術は未だ完成されていな
い。本発明は、溶接性に優れ、かつ歪時効後にも優れた
靭性を有する６０キロ級焼入れ焼戻し鋼を提供するもの
であり、具体的には再加熱処理材と比較して組織が粗
く、靭性に劣り、特に塑性変形を受けると著しく靭性が
劣化する直接焼入れ焼戻し鋼で、歪時効シャルピー試験
の破面遷移温度ｖＴｓ（ａｇｅｄ）がー４０℃以下とな
る６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼を提供する。
溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級厚肉鋼材で塑性変形
させた後の脆化を抑制する技術は未だ完成されていな
い。本発明は、溶接性に優れ、かつ歪時効後にも優れた
靭性を有する６０キロ級焼入れ焼戻し鋼を提供するもの
であり、具体的には再加熱処理材と比較して組織が粗
く、靭性に劣り、特に塑性変形を受けると著しく靭性が
劣化する直接焼入れ焼戻し鋼で、歪時効シャルピー試験
の破面遷移温度ｖＴｓ（ａｇｅｄ）がー４０℃以下とな
る６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼を提供する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、直接焼入
れ焼戻し鋼を対象に塑性変形をうけた後の靭性劣化の原
因、及びその防止技術について鋭意検討を行ない、靭性
劣化が以下の図１〜３に示す機構によりもたらされるも
のであり、その防止には粒界面積の増大が有効なことを
見出した。
れ焼戻し鋼を対象に塑性変形をうけた後の靭性劣化の原
因、及びその防止技術について鋭意検討を行ない、靭性
劣化が以下の図１〜３に示す機構によりもたらされるも
のであり、その防止には粒界面積の増大が有効なことを
見出した。
【００１０】図１は焼入れままのミクロ組織を模式的に
示すもので、低成分設計：低Ｐｃｍ，低Ｃｅｑ（ＷＥ
Ｓ）の６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼の場合、オーステ
ナイトの細粒化が困難なため再加熱焼入れ焼戻し材のミ
クロ組織と比較すると粗いベイナイト組織となる。
示すもので、低成分設計：低Ｐｃｍ，低Ｃｅｑ（ＷＥ
Ｓ）の６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼の場合、オーステ
ナイトの細粒化が困難なため再加熱焼入れ焼戻し材のミ
クロ組織と比較すると粗いベイナイト組織となる。
【００１１】図２は焼入れ後、焼戻した場合のミクロ組
織を示すもので、セメンタイトが粒界に析出する。セメ
ンタイトは焼戻し温度が同じ場合、再加熱材と比較して
粒界面積の小さい直接焼入れ材で粗大化する。
織を示すもので、セメンタイトが粒界に析出する。セメ
ンタイトは焼戻し温度が同じ場合、再加熱材と比較して
粒界面積の小さい直接焼入れ材で粗大化する。
【００１２】図３は焼入れ焼戻し鋼に歪を付加した場合
の状況を示すもので、セメンタイト周辺に歪が集中する
ようになる。歪集中は析出したセメンタイトが粗いほど
大きくなり、直接焼入れ焼戻し鋼の歪脆化は再加熱焼入
れ焼戻し鋼より著しくなり，又、その防止にはセメンタ
イトを微細化させる粒界面積の増大が有効である。
の状況を示すもので、セメンタイト周辺に歪が集中する
ようになる。歪集中は析出したセメンタイトが粗いほど
大きくなり、直接焼入れ焼戻し鋼の歪脆化は再加熱焼入
れ焼戻し鋼より著しくなり，又、その防止にはセメンタ
イトを微細化させる粒界面積の増大が有効である。
【００１３】以上の知見を基に、本発明者らは粒界面積
を増大させる方法について検討を行い、図４に示すよう
に直接焼入れ時、旧オーステナイト粒界に、数μｍ以下
の膜状のフェライトを生成させた場合、実質的に粒界面
積が増大し、セメンタイトが微細化することを把握し、
本発明を完成させたものである。
を増大させる方法について検討を行い、図４に示すよう
に直接焼入れ時、旧オーステナイト粒界に、数μｍ以下
の膜状のフェライトを生成させた場合、実質的に粒界面
積が増大し、セメンタイトが微細化することを把握し、
本発明を完成させたものである。
【００１４】すなわち、本発明は １． 旧オーステナイト粒界上にフェライトが膜状に析
出した組織を有し、Ｐｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥ
Ｓ）≦０．４２％満足する化学組成からなる溶接性及び
歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し
鋼。
出した組織を有し、Ｐｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥ
Ｓ）≦０．４２％満足する化学組成からなる溶接性及び
歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し
鋼。
【００１５】但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３
０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５
＋Ｖ／１０＋５Ｂ， Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／
４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５
＋Ｖ／１０＋５Ｂ， Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／
４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
【００１６】２． 膜状に析出するフェライトの厚みが
０．１〜５μｍ，旧オーステナイト粒界占有率が２０％
以上であることを特徴とする１記載の溶接性及び歪時効
後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
０．１〜５μｍ，旧オーステナイト粒界占有率が２０％
以上であることを特徴とする１記載の溶接性及び歪時効
後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００１７】但し、粒界占有率（％）＝ΣＬｎ／旧オー
ステナイト粒界全長＊１００ ΣＬｎ：膜状フェライト全長
ステナイト粒界全長＊１００ ΣＬｎ：膜状フェライト全長
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明でミクロ組織、成分を限定
する理由について述べる。
する理由について述べる。
【００１９】１．ミクロ組織 本発明鋼では焼入れ焼戻し時に粒界に析出するセメンタ
イトを微細化させるため、旧オーステナイト粒界にフェ
ライトを析出させ、粒界面積を実質的に増大させる。
イトを微細化させるため、旧オーステナイト粒界にフェ
ライトを析出させ、粒界面積を実質的に増大させる。
【００２０】析出させるフェライトの形態は、ポリゴナ
ルな場合、歪時効後の靭性改善効果に比して強度低下が
大きく、６０キロ級の強度が得られるなくなるため、膜
状とする。本発明における膜状とは、均一な厚みの膜に
のみ限定するものではなく、６０キロ級の強度を確保
し、歪時効後の靭性改善効果が得られる範囲での、厚み
の凹凸は許容できる。
ルな場合、歪時効後の靭性改善効果に比して強度低下が
大きく、６０キロ級の強度が得られるなくなるため、膜
状とする。本発明における膜状とは、均一な厚みの膜に
のみ限定するものではなく、６０キロ級の強度を確保
し、歪時効後の靭性改善効果が得られる範囲での、厚み
の凹凸は許容できる。
【００２１】本発明の効果は、膜の厚み及び旧オーステ
ナイト粒界上の占有率を規定した場合、より好ましいも
のとなる。膜としての厚みは０．１μｍ未満の場合、歪
時効脆化の抑制効果が十分でなく、５μｍを超えると強
度の低下が大きいため、０．１〜５μｍが好ましい。上
述したように、この範囲であれば凹凸状に変動しても好
ましい結果が得られる。
ナイト粒界上の占有率を規定した場合、より好ましいも
のとなる。膜としての厚みは０．１μｍ未満の場合、歪
時効脆化の抑制効果が十分でなく、５μｍを超えると強
度の低下が大きいため、０．１〜５μｍが好ましい。上
述したように、この範囲であれば凹凸状に変動しても好
ましい結果が得られる。
【００２２】膜の厚みを規定し、且つ析出するフェライ
トの旧オーステナイト粒界上の占有率を２０％以上とし
た場合、歪時効脆化の抑制効果は顕著なものとなる。
尚、粒界占有率は図４において、粒界占有率（％）＝Σ
Ｌｎ／旧オーステナイト粒界全長＊１００、ΣＬｎ：膜
状フェライト全長として求める。
トの旧オーステナイト粒界上の占有率を２０％以上とし
た場合、歪時効脆化の抑制効果は顕著なものとなる。
尚、粒界占有率は図４において、粒界占有率（％）＝Σ
Ｌｎ／旧オーステナイト粒界全長＊１００、ΣＬｎ：膜
状フェライト全長として求める。
【００２３】２．成分組成 Ｐｃｍ≦０．２０％ Ｐｃｍは溶接低温割れ性の指標であり、０．２０％を超
えると、予熱無しの場合、低温割れの生じる可能性が高
まるため、０．２０％以下とする。
えると、予熱無しの場合、低温割れの生じる可能性が高
まるため、０．２０％以下とする。
【００２４】Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％ Ｃｅｑは溶接熱影響部の靭性の指標で、０．４２％を超
えると、大入熱溶接した場合、熱影響部の靭性が著しく
劣化するため、０．４２％以下とする。
えると、大入熱溶接した場合、熱影響部の靭性が著しく
劣化するため、０．４２％以下とする。
【００２５】本発明鋼はＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ
（ＷＥＳ）≦０．４２％の成分組成で、６０キロ級強度
を確保するため、直接焼入れ焼戻しに製造方法を限定す
る。尚、６０キロ級鋼として好ましい成分組成は以下の
ようである。 Ｃ：０．０４％以上０．０９％以下 ０．０４％未満では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強
度を確保することが困難で、０．０９％を超えると，歪
時効後の靭性が劣化するため、０．０４％以上０．０９
％以下とする。
（ＷＥＳ）≦０．４２％の成分組成で、６０キロ級強度
を確保するため、直接焼入れ焼戻しに製造方法を限定す
る。尚、６０キロ級鋼として好ましい成分組成は以下の
ようである。 Ｃ：０．０４％以上０．０９％以下 ０．０４％未満では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強
度を確保することが困難で、０．０９％を超えると，歪
時効後の靭性が劣化するため、０．０４％以上０．０９
％以下とする。
【００２６】Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下 強力なフェライト生成元素であり、直接焼入れ時、旧オ
ーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるのに
有効である。０．１％未満ではその効果が十分でなく、
０．５％を超えると効果が飽和し、溶接熱影響部の靭性
が著しく劣化することがあるため、０．１％以上０．５
％以下とする。
ーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるのに
有効である。０．１％未満ではその効果が十分でなく、
０．５％を超えると効果が飽和し、溶接熱影響部の靭性
が著しく劣化することがあるため、０．１％以上０．５
％以下とする。
【００２７】Ｍｎ：１．２％以上１．８％以下 所定の強度を確保するために有効である。１．２％未満
では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強度を確保するこ
とが困難で、１．８％を超えると、溶接熱影響部の靭性
が著しく劣化することがあるため、１．２％以上１．８
％以下とする。
では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強度を確保するこ
とが困難で、１．８％を超えると、溶接熱影響部の靭性
が著しく劣化することがあるため、１．２％以上１．８
％以下とする。
【００２８】Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下 Ｃｒは、強力なフェライト生成元素で直接焼入れによ
り、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成さ
せるのに有効である。０．１％未満では、その効果が不
十分で、０．５％を超えると焼入れ性が著しく高まり、
膜状フェライトの生成が困難になるため０．１％以上
０．５％以下とする。
り、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成さ
せるのに有効である。０．１％未満では、その効果が不
十分で、０．５％を超えると焼入れ性が著しく高まり、
膜状フェライトの生成が困難になるため０．１％以上
０．５％以下とする。
【００２９】Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下 Ｎｂは、圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、直
接焼入れ時のオーステナイト粒界を活性化させ、膜状フ
ェライトの生成を容易とする。また、焼戻し時にＮｂ炭
化物として析出し、強度上昇に有効である。０．０１％
未満ではそれらの効果が不十分で、０．０５％超えでは
著しいＮｂ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため
０．０１％以上０．０５％以下とする。
接焼入れ時のオーステナイト粒界を活性化させ、膜状フ
ェライトの生成を容易とする。また、焼戻し時にＮｂ炭
化物として析出し、強度上昇に有効である。０．０１％
未満ではそれらの効果が不十分で、０．０５％超えでは
著しいＮｂ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため
０．０１％以上０．０５％以下とする。
【００３０】ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上０．０７
％以下 Ａｌは脱酸のため添加する。ｓｏｌ．Ａｌ量で０．００
２％未満の場合、その効果が十分でなく、０．０７％を
超えて添加すると鋼材の表面疵が発生しやすくなるた
め、０．００２％以上０．０７％以下添加する。
％以下 Ａｌは脱酸のため添加する。ｓｏｌ．Ａｌ量で０．００
２％未満の場合、その効果が十分でなく、０．０７％を
超えて添加すると鋼材の表面疵が発生しやすくなるた
め、０．００２％以上０．０７％以下添加する。
【００３１】Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下 Ｎは、圧延加熱時ＡｌあるいはＴｉと結びつきＡｌＮ，
ＴｉＮを生成し、オーステナイトを微細化させる。０．
００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％
を超えて含有すると焼入れ焼戻し後も固溶Ｎにより著し
い歪時効脆化を生じるため、０．００１％以上０．００
４％以下とする。
ＴｉＮを生成し、オーステナイトを微細化させる。０．
００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％
を超えて含有すると焼入れ焼戻し後も固溶Ｎにより著し
い歪時効脆化を生じるため、０．００１％以上０．００
４％以下とする。
【００３２】更に以下のパラメータを満足するように成
分範囲を規定することが望ましい。
分範囲を規定することが望ましい。
【００３３】Ｓｉ＋３Ｃｒ：０．５０％以上１．２５％
以下 本パラメータは上記成分範囲にある鋼の旧オーステナイ
ト粒界に、膜状のフェライトを生成させるのに有効で、
Ｓｉ＋３Ｃｒが０．５０％未満の場合、その効果が十分
でなく、１．２５％を超えると過度の焼入れ性により膜
状のフェライトの生成が抑制されるため、０．５０％以
上１．２５％以下とすることが望ましい。所望する特性
を向上させるため、Ｍｏ，Ｃｕ、Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃａ
を単独または複合添加し、更に不可避不純物であるＢ，
Ｐ，Ｓを規制することが可能である。
以下 本パラメータは上記成分範囲にある鋼の旧オーステナイ
ト粒界に、膜状のフェライトを生成させるのに有効で、
Ｓｉ＋３Ｃｒが０．５０％未満の場合、その効果が十分
でなく、１．２５％を超えると過度の焼入れ性により膜
状のフェライトの生成が抑制されるため、０．５０％以
上１．２５％以下とすることが望ましい。所望する特性
を向上させるため、Ｍｏ，Ｃｕ、Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃａ
を単独または複合添加し、更に不可避不純物であるＢ，
Ｐ，Ｓを規制することが可能である。
【００３４】Ｍｏ：０．０２％以上０．３％以下、Ｃ
ｕ：０．１％以上０．６％以下の一種または二種 Ｍｏは強度を向上させ、特に厚肉材で有効なため添加す
る。０．０２％未満ではその効果が十分でなく、０．３
％を超えると溶接性及び溶接熱影響部の靭性が著しく劣
化するため０．０２％以上０．３％以下とする。Ｃｕは
強度を向上させるため添加する。
ｕ：０．１％以上０．６％以下の一種または二種 Ｍｏは強度を向上させ、特に厚肉材で有効なため添加す
る。０．０２％未満ではその効果が十分でなく、０．３
％を超えると溶接性及び溶接熱影響部の靭性が著しく劣
化するため０．０２％以上０．３％以下とする。Ｃｕは
強度を向上させるため添加する。
【００３５】０．１％未満ではその効果が十分でなく、
０．６％を超えて添加するとＣｕ割れの懸念が高まるた
め０．１％以上０．６％以下とする。
０．６％を超えて添加するとＣｕ割れの懸念が高まるた
め０．１％以上０．６％以下とする。
【００３６】Ｎｉ：０．１％以上０．５％以下 Ｎｉは靭性を向上させる場合、添加する。０．１％未満
ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると鋼材コ
ストの上昇が著しいので０．５％以下とする。
ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると鋼材コ
ストの上昇が著しいので０．５％以下とする。
【００３７】Ｖ：０．０１％以上０．０８％以下 Ｖは焼戻し時、炭化物として析出し、強度を向上させる
ため添加する。０．０１％未満ではその効果が十分でな
く、０．０８％超えでは著しいＶ炭化物の析出強化によ
り靭性が劣化するため０．０１％以上０．０８％以下と
する。
ため添加する。０．０１％未満ではその効果が十分でな
く、０．０８％超えでは著しいＶ炭化物の析出強化によ
り靭性が劣化するため０．０１％以上０．０８％以下と
する。
【００３８】Ｔｉ：０．００５％以上０．０２％以下、
Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下の一種又は二
種 Ｔｉ、Ｃａは母材靭性並びに溶接熱影響部の靭性を向上
させるため添加する。Ｔｉは圧延加熱時あるいは溶接
時、ＴｉＮを生成しオーステナイト粒径を微細化する。
Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下の一種又は二
種 Ｔｉ、Ｃａは母材靭性並びに溶接熱影響部の靭性を向上
させるため添加する。Ｔｉは圧延加熱時あるいは溶接
時、ＴｉＮを生成しオーステナイト粒径を微細化する。
【００３９】０．００５％未満ではその効果が十分でな
く、０．０２％を超えて添加すると圧延時にＴｉＮｂの
複合炭化物が析出し、焼戻し時のＮｂ炭化物の析出量が
不足するようになり強度低下が生じるため、０．００５
％以上０．０２％以下とする。
く、０．０２％を超えて添加すると圧延時にＴｉＮｂの
複合炭化物が析出し、焼戻し時のＮｂ炭化物の析出量が
不足するようになり強度低下が生じるため、０．００５
％以上０．０２％以下とする。
【００４０】ＣａはＣａ硫化物として鋼中に存在し、圧
延加熱時あるいは溶接時、オーステナイト粒径を微細化
する。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、
０．００４％を超えて添加すると多量のＣａ硫酸化物に
より清浄度を著しく劣化させるため、０．００１％以上
０．００４％以下とする。
延加熱時あるいは溶接時、オーステナイト粒径を微細化
する。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、
０．００４％を超えて添加すると多量のＣａ硫酸化物に
より清浄度を著しく劣化させるため、０．００１％以上
０．００４％以下とする。
【００４１】Ｂ：０．０００２％以下 Ｂは不純物元素として扱う。直接焼入れ時、固溶Ｂとし
て存在すると旧オーステナイト粒界における膜状フェラ
イトの生成が抑制されるため溶解原料の選別などにより
０．０００２％以下に規制する。
て存在すると旧オーステナイト粒界における膜状フェラ
イトの生成が抑制されるため溶解原料の選別などにより
０．０００２％以下に規制する。
【００４２】Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％ Ｐ，Ｓは不純物元素で、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．０
０２％とした場合、中央偏析が軽減され、板厚中央の靭
性及び溶接性を向上させるため規制する。
０２％とした場合、中央偏析が軽減され、板厚中央の靭
性及び溶接性を向上させるため規制する。
【００４３】
【実施例】表１に実施例に用いた供試鋼の化学成分を示
す（表示しない残部は実質的にＦｅよりなる）。表中、
鋼Ａ〜ＦはＰｃｍ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）に関する本発明の
規定を満足するが、鋼Ｇ、Ｈ，Ｊは何れか一方、又は両
者が発明の範囲外となっている。これらの化学成分を有
する２５０ｍｍ厚の鋳片を表２に示す制御圧延（ＣＲ）
と直接焼入れ焼戻し（ＤＱＴ）による種々の製造条件に
より、旧オーステナイト粒界でのフェライトの析出状態
を変化させた板厚３４〜８０ｍｍの鋼板とした。 熱処
理後のミクロ組織を、ＳＥＭにより５００〜２０００倍
で観察し、粒界に析出したフェライトの形態、粒界占有
率を調べた。機械的特性として強度、靭性および歪時効
後の靭性を求めた。引張り試験は１／４ｔより、採取し
たＪＩＳＧ１４Ａ号（１４φ）試験片を用いた試験とし
た。
す（表示しない残部は実質的にＦｅよりなる）。表中、
鋼Ａ〜ＦはＰｃｍ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）に関する本発明の
規定を満足するが、鋼Ｇ、Ｈ，Ｊは何れか一方、又は両
者が発明の範囲外となっている。これらの化学成分を有
する２５０ｍｍ厚の鋳片を表２に示す制御圧延（ＣＲ）
と直接焼入れ焼戻し（ＤＱＴ）による種々の製造条件に
より、旧オーステナイト粒界でのフェライトの析出状態
を変化させた板厚３４〜８０ｍｍの鋼板とした。 熱処
理後のミクロ組織を、ＳＥＭにより５００〜２０００倍
で観察し、粒界に析出したフェライトの形態、粒界占有
率を調べた。機械的特性として強度、靭性および歪時効
後の靭性を求めた。引張り試験は１／４ｔより、採取し
たＪＩＳＧ１４Ａ号（１４φ）試験片を用いた試験とし
た。
【００４４】衝撃試験は１／４ｔより採取した２ｍｍＶ
ノッチシャルピー衝撃試験片を用い試験温度をー１００
〜０℃とする試験とした。歪時効後の靭性は板状の試験
片に、５％引張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時
効処理後、引張方向に２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試
験片を採取し、−１００〜２０℃で試験を行った。
ノッチシャルピー衝撃試験片を用い試験温度をー１００
〜０℃とする試験とした。歪時効後の靭性は板状の試験
片に、５％引張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時
効処理後、引張方向に２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試
験片を採取し、−１００〜２０℃で試験を行った。
【００４５】溶接性試験は、ＪＩＳＺ３１０１に準拠す
る手溶接熱影響部の最高硬さ試験とした。また、溶接熱
影響部の靭性を、レ開先継手（溶接条件：入熱３０ｋＪ
／ｃｍのＣＯ2溶接）より採取した２ｍｍＶノッチシャ
ルピー衝撃試験片（ノッチ位置：ＨＡＺ１ｍｍ、図５に
試験片採取要領を示す）で求めた。 表２に鋼板の製造
条件に併せてミクロ組織観察結果を、表３に各試験結果
を示す。尚、表３において溶接熱影響部のシャルピー衝
撃試験結果は３本の試験片による結果の最小値を示す。
る手溶接熱影響部の最高硬さ試験とした。また、溶接熱
影響部の靭性を、レ開先継手（溶接条件：入熱３０ｋＪ
／ｃｍのＣＯ2溶接）より採取した２ｍｍＶノッチシャ
ルピー衝撃試験片（ノッチ位置：ＨＡＺ１ｍｍ、図５に
試験片採取要領を示す）で求めた。 表２に鋼板の製造
条件に併せてミクロ組織観察結果を、表３に各試験結果
を示す。尚、表３において溶接熱影響部のシャルピー衝
撃試験結果は３本の試験片による結果の最小値を示す。
【００４６】表２，３から明らかなように、請求項２記
載の発明の実施例となる鋼板Ｎｏ．１〜１１（旧オース
テナイト粒界に厚み０．３〜５μｍの膜状のフェライト
が粒界占有率２０％以上で析出し、且つＰｃｍ，Ｃｅｑ
（ＷＥＳ）に関する規定を満足する）は、歪時効による
劣化度が１０℃以内と優れ、且つ６０キロ級として十分
な強度と優れた溶接性が得られている。
載の発明の実施例となる鋼板Ｎｏ．１〜１１（旧オース
テナイト粒界に厚み０．３〜５μｍの膜状のフェライト
が粒界占有率２０％以上で析出し、且つＰｃｍ，Ｃｅｑ
（ＷＥＳ）に関する規定を満足する）は、歪時効による
劣化度が１０℃以内と優れ、且つ６０キロ級として十分
な強度と優れた溶接性が得られている。
【００４７】鋼板Ｎｏ．１４は膜状のフェライトが析出
しているものの粒界占有率が１０％と低いため歪時効後
の靭性がやや劣り、Ｐｃｍも高いため、溶接部の硬化が
著しい。粒界にフェライトが析出しない鋼板Ｎｏ．１
２，１３，１７、１８及びポリゴナルなフェライトが析
出する鋼板Ｎｏ．１５，１６では歪時効による靭性の劣
化が大きい。又、鋼板１２、１３はＰｃｍ，Ｃｅｑに関
する規定の何れか又は両者が外れるため、溶接部が硬化
し、溶接熱影響部の靭性も低い。
しているものの粒界占有率が１０％と低いため歪時効後
の靭性がやや劣り、Ｐｃｍも高いため、溶接部の硬化が
著しい。粒界にフェライトが析出しない鋼板Ｎｏ．１
２，１３，１７、１８及びポリゴナルなフェライトが析
出する鋼板Ｎｏ．１５，１６では歪時効による靭性の劣
化が大きい。又、鋼板１２、１３はＰｃｍ，Ｃｅｑに関
する規定の何れか又は両者が外れるため、溶接部が硬化
し、溶接熱影響部の靭性も低い。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【表２】
【００５０】
【表３】
【００５１】
【発明の効果】本発明によれば、直接焼入れ時に、旧オ
ーステナイト粒界に生成する膜状のフェライトにより、
実質的な粒界面積が増大されるため、焼戻しにおいて析
出するセメンタイトに集中する歪が小さく、歪時効後の
靭性に優れると共に、Ｐｃｍ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）が低い
ため溶接性に優れる６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼の提
供が可能で、産業上その効果は極めて大きい。
ーステナイト粒界に生成する膜状のフェライトにより、
実質的な粒界面積が増大されるため、焼戻しにおいて析
出するセメンタイトに集中する歪が小さく、歪時効後の
靭性に優れると共に、Ｐｃｍ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）が低い
ため溶接性に優れる６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼の提
供が可能で、産業上その効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼入れ後のミクロ組織を模式的に示す図
【図２】焼入れ焼戻し後のミクロ組織を模式的に示す図
【図３】焼入れ焼戻し後、歪を付加した場合のミクロ組
織を模式的に示す図
織を模式的に示す図
【図４】旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトが析
出した組織の焼戻し後の状態を模式的に示す図
出した組織の焼戻し後の状態を模式的に示す図
【図５】溶接熱影響部シャルピー衝撃試験の試験片採取
位置を示す図
位置を示す図
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１２年１０月２６日（２０００．１０．
２６）
２６）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】特許請求の範囲
【補正方法】変更
【補正内容】
【特許請求の範囲】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１４】すなわち、本発明は、 １．旧オーステナイト粒界上にフェライトが膜状に析出
した組織を有し、質量％で、Ｃ：０．０４％以上、０．
０９％以下、Ｓｉ：０．１％以上、０．５％以下、Ｍ
ｎ：１．２％以上、１．８％以下、Ｃｒ：０．１％以
上、０．５％以下、Ｎｂ：０．０１％以上、０．０５％
以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以
下、Ｎ：０．００１％以上、０．００４％以下、残部Ｆ
ｅ及び不可避不純物よりなり、且つ、Ｐｃｍ≦０．２０
％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％を満足する化学組成
からなる溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級
直接焼入れ焼戻し鋼。 但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２
０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋
５Ｂ， Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／
４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。 ２． 更に、鋼成分として、質量％で、Ｍｏ：０．０２
％以上、０．３％以下、Ｃｕ：０．１％以上、０．６％
以下の一種又は二種を含有する１記載の溶接性及び歪時
効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
した組織を有し、質量％で、Ｃ：０．０４％以上、０．
０９％以下、Ｓｉ：０．１％以上、０．５％以下、Ｍ
ｎ：１．２％以上、１．８％以下、Ｃｒ：０．１％以
上、０．５％以下、Ｎｂ：０．０１％以上、０．０５％
以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以
下、Ｎ：０．００１％以上、０．００４％以下、残部Ｆ
ｅ及び不可避不純物よりなり、且つ、Ｐｃｍ≦０．２０
％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％を満足する化学組成
からなる溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級
直接焼入れ焼戻し鋼。 但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２
０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋
５Ｂ， Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／
４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。 ２． 更に、鋼成分として、質量％で、Ｍｏ：０．０２
％以上、０．３％以下、Ｃｕ：０．１％以上、０．６％
以下の一種又は二種を含有する１記載の溶接性及び歪時
効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１５】３． 更に、鋼成分として、質量％で、Ｎ
ｉ：０．１％以上、０．５％以下を含有する１又は２記
載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接
焼入れ焼戻し鋼。 ４． 更に、鋼成分として、質量％で、Ｖ：０．０１％
以上、０．０８％以下を含有する１乃至３の何れかに記
載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接
焼入れ焼戻し鋼。
ｉ：０．１％以上、０．５％以下を含有する１又は２記
載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接
焼入れ焼戻し鋼。 ４． 更に、鋼成分として、質量％で、Ｖ：０．０１％
以上、０．０８％以下を含有する１乃至３の何れかに記
載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接
焼入れ焼戻し鋼。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１６】５． 更に、鋼成分として、質量％で、Ｔ
ｉ：０．００５％以上、０．０２％以下、Ｃａ：０．０
０１％以上、０．００４％以下の一種又は二種を含有す
る１乃至４の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性
に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。 ６． 更に、鋼成分において、質量％で、Ｂ：０．００
０２％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％
以下としたことを特徴とする１乃至５の何れかに記載の
溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入
れ焼戻し鋼。
ｉ：０．００５％以上、０．０２％以下、Ｃａ：０．０
０１％以上、０．００４％以下の一種又は二種を含有す
る１乃至４の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性
に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。 ６． 更に、鋼成分において、質量％で、Ｂ：０．００
０２％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％
以下としたことを特徴とする１乃至５の何れかに記載の
溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入
れ焼戻し鋼。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１７】７． 膜状に析出するフェライトの厚みが
０．１〜５μｍ，旧オーステナイト粒界占有率が２０％
以上であることを特徴とする１乃至６の何れかに記載の
溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入
れ焼戻し鋼。 但し、粒界占有率（％）＝ΣＬｎ／旧オーステナイト粒
界全長＊１００ ΣＬｎ：膜状フェライト全長
０．１〜５μｍ，旧オーステナイト粒界占有率が２０％
以上であることを特徴とする１乃至６の何れかに記載の
溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入
れ焼戻し鋼。 但し、粒界占有率（％）＝ΣＬｎ／旧オーステナイト粒
界全長＊１００ ΣＬｎ：膜状フェライト全長
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４６】表２，３から明らかなように、請求項７記
載の発明の実施例となる鋼板Ｎｏ．１〜１１（旧オース
テナイト粒界に厚み０．１〜５μｍの膜状のフェライト
が粒界占有率２０％以上で析出し、且つＰｃｍ，Ｃｅｑ
（ＷＥＳ）に関する規定を満足する）は、歪時効による
劣化度が１０℃以内と優れ、且つ６０キロ級として十分
な強度と優れた溶接性が得られている。
載の発明の実施例となる鋼板Ｎｏ．１〜１１（旧オース
テナイト粒界に厚み０．１〜５μｍの膜状のフェライト
が粒界占有率２０％以上で析出し、且つＰｃｍ，Ｃｅｑ
（ＷＥＳ）に関する規定を満足する）は、歪時効による
劣化度が１０℃以内と優れ、且つ６０キロ級として十分
な強度と優れた溶接性が得られている。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 辻 章嘉 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 小俣 一夫 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 諏訪 稔 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 鈴木 伸一 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 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA01 CC03 CD06
Claims (2)
- 【請求項１】 旧オーステナイト粒界上にフェライトが
膜状に析出した組織を有しＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ
（ＷＥＳ）≦０．４２％を満足する化学組成からなる溶
接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ
焼戻し鋼。 但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２
０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋
５Ｂ， Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／
４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ - 【請求項２】 膜状に析出するフェライトの厚みが０．
１〜５μｍ，旧オーステナイト粒界占有率が２０％以上
であることを特徴とする請求項１記載の溶接性及び歪時
効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。 但し、粒界占有率（％）＝ΣＬｎ／旧オーステナイト粒
界全長＊１００ ΣＬｎ：膜状フェライト全長
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23265899A JP3166765B2 (ja) | 1999-08-19 | 1999-08-19 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23265899A JP3166765B2 (ja) | 1999-08-19 | 1999-08-19 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000327135A Division JP2001115232A (ja) | 1999-08-19 | 2000-10-26 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001059131A true JP2001059131A (ja) | 2001-03-06 |
| JP3166765B2 JP3166765B2 (ja) | 2001-05-14 |
Family
ID=16942769
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23265899A Expired - Fee Related JP3166765B2 (ja) | 1999-08-19 | 1999-08-19 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3166765B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005060838A (ja) * | 2003-07-31 | 2005-03-10 | Jfe Steel Kk | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法 |
| JP2005060839A (ja) * | 2003-07-31 | 2005-03-10 | Jfe Steel Kk | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法 |
-
1999
- 1999-08-19 JP JP23265899A patent/JP3166765B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005060838A (ja) * | 2003-07-31 | 2005-03-10 | Jfe Steel Kk | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法 |
| JP2005060839A (ja) * | 2003-07-31 | 2005-03-10 | Jfe Steel Kk | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法 |
| JP4507746B2 (ja) * | 2003-07-31 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法 |
| JP4507745B2 (ja) * | 2003-07-31 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3166765B2 (ja) | 2001-05-14 |
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