JP2001064723A - 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法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キロ級非調質鋼の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２
〜０．０７０％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含
み、且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．
４２％を満足する鋼を、再結晶温度域でｌｄ／ｈｍ≧
１．０を満たす圧延を１パス以上、引き続き、未再結晶
温度域で累積圧下率１０〜６０％で圧延後、Ａｒ3以上
の温度から冷却速度２℃／秒以上で３００〜６００℃ま
で冷却する。Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃ
ｕ／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
優れた６０キロ級非調質鋼の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２
〜０．０７０％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含
み、且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．
４２％を満足する鋼を、再結晶温度域でｌｄ／ｈｍ≧
１．０を満たす圧延を１パス以上、引き続き、未再結晶
温度域で累積圧下率１０〜６０％で圧延後、Ａｒ3以上
の温度から冷却速度２℃／秒以上で３００〜６００℃ま
で冷却する。Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃ
ｕ／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
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非調
質高張力鋼の製造方法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非調
質高張力鋼の製造方法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５６−１２７７５０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５６−１２７７５０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６０キロ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キロ級非調質高張力鋼の製造方法を提供する
ものであり、具体的には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
ロ級非調質高張力鋼の製造方法を提供する。
溶接施工性に優れた６０キロ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キロ級非調質高張力鋼の製造方法を提供する
ものであり、具体的には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
ロ級非調質高張力鋼の製造方法を提供する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】従来、歪時効後の靭性劣
化機構については、薄鋼板の場合、鋼中に固溶している
ＣやＮと歪付与による転位との相互作用により、転位の
動きが妨げられ、降伏点が上昇し、脆化することが知ら
れている。しかし、本発明者等が厚肉鋼を対象に、歪時
効後の靭性劣化度の異なる鋼の固溶ＣとＮを内部摩擦測
定法によりスネークピーク測定を行った結果、いずれの
鋼においても固溶ＣとＮ量は３ｐｐｍ未満であり、厚肉
鋼の歪時効後の靭性劣化に固溶ＣとＮ量の積極的影響は
認められず、その原因として薄鋼板のフェライト主体に
対し、厚肉鋼がベイナイト主体組織であることより、組
織的相違によるものと推察された。
化機構については、薄鋼板の場合、鋼中に固溶している
ＣやＮと歪付与による転位との相互作用により、転位の
動きが妨げられ、降伏点が上昇し、脆化することが知ら
れている。しかし、本発明者等が厚肉鋼を対象に、歪時
効後の靭性劣化度の異なる鋼の固溶ＣとＮを内部摩擦測
定法によりスネークピーク測定を行った結果、いずれの
鋼においても固溶ＣとＮ量は３ｐｐｍ未満であり、厚肉
鋼の歪時効後の靭性劣化に固溶ＣとＮ量の積極的影響は
認められず、その原因として薄鋼板のフェライト主体に
対し、厚肉鋼がベイナイト主体組織であることより、組
織的相違によるものと推察された。
【００１０】そこで、本発明者等は、鋼材の成分組成と
熱処理条件を種々変化させ、歪時効特性に及ぼす組織の
影響について，詳細に検討し、以下に述べるＮｂ含有厚
肉鋼に特有の歪時効特性を把握した。
熱処理条件を種々変化させ、歪時効特性に及ぼす組織の
影響について，詳細に検討し、以下に述べるＮｂ含有厚
肉鋼に特有の歪時効特性を把握した。
【００１１】１．Ｃ含有量の減少は歪時効後の靭性劣化
を軽減する。
を軽減する。
【００１２】２．歪時効後の靭性は製造プロセスの影響
を受け、焼入れ焼戻し鋼は焼戻し温度が高いほど歪時効
後の靭性が劣化し、焼戻し熱処理省略型の冷却途中停止
プロセスによる鋼では冷却停止温度によらず歪時効後の
靭性劣化度は小さい。
を受け、焼入れ焼戻し鋼は焼戻し温度が高いほど歪時効
後の靭性が劣化し、焼戻し熱処理省略型の冷却途中停止
プロセスによる鋼では冷却停止温度によらず歪時効後の
靭性劣化度は小さい。
【００１３】３．焼戻しにより、組織は変化し、焼戻し
温度が低いほどセメンタイトが比較的微細に析出する。
その析出サイトは旧オーステナイト結晶粒界、ベイナイ
トのパケット境界および旧オーステナイト結晶粒内に分
散しているのが観察された。焼戻し温度が高くなると、
セメンタイトが凝集粗大化し、析出サイトも殆どが旧オ
ーステナイト結晶粒界、ベイナイトのパケット境界とな
った。一方、冷却途中停止材では冷却停止温度によら
ず、セメンタイトが比較的微細に析出し、その析出サイ
トは旧オーステナイト結晶粒界、ベイナイトのパケット
境界及び旧オーステナイト結晶粒内に分散しているのが
観察された。
温度が低いほどセメンタイトが比較的微細に析出する。
その析出サイトは旧オーステナイト結晶粒界、ベイナイ
トのパケット境界および旧オーステナイト結晶粒内に分
散しているのが観察された。焼戻し温度が高くなると、
セメンタイトが凝集粗大化し、析出サイトも殆どが旧オ
ーステナイト結晶粒界、ベイナイトのパケット境界とな
った。一方、冷却途中停止材では冷却停止温度によら
ず、セメンタイトが比較的微細に析出し、その析出サイ
トは旧オーステナイト結晶粒界、ベイナイトのパケット
境界及び旧オーステナイト結晶粒内に分散しているのが
観察された。
【００１４】４．焼入れ時のオーステナイト結晶粒径が
細かいほど、またベイナイトのパケットサイズが小さい
ほど歪時効後の靭性劣化は軽減される。
細かいほど、またベイナイトのパケットサイズが小さい
ほど歪時効後の靭性劣化は軽減される。
【００１５】５．旧オーステナイト粒界に数μｍ以下の
膜状のフェライトが生成している場合は実質的な粒界面
積の増大となり、セメンタイトが微細化する。
膜状のフェライトが生成している場合は実質的な粒界面
積の増大となり、セメンタイトが微細化する。
【００１６】６．歪時効後のシャルピー衝撃試験におけ
る脆性破面の破壊単位はベイナイトのパケットサイズに
対応する。
る脆性破面の破壊単位はベイナイトのパケットサイズに
対応する。
【００１７】これらの結果はＮｂ含有厚肉鋼の歪時効後
の靭性が、旧オーステナイト結晶粒界とベイナイトのパ
ケット境界に析出するセメンタイトのサイズ、析出量に
より支配されること、及び歪時効後の靭性を改善するた
めには析出するセメンタイトのサイズを小さくし、その
量を少なくする、焼戻し省略型の冷却途中停止プロセス
の優れていることを示すものである。そして、セメンタ
イトのサイズ、析出量に影響を与える因子として、直接
的にはＣ量と焼戻し温度、間接的には一定のセメンタイ
ト量に対し析出サイトを増加させ、析出サイズを小さく
する効果を有する旧オーステナイト結晶粒、ベイナイト
のパケットサイズ、旧オーステナイト粒界上に析出する
膜状のフェライトが認められた。
の靭性が、旧オーステナイト結晶粒界とベイナイトのパ
ケット境界に析出するセメンタイトのサイズ、析出量に
より支配されること、及び歪時効後の靭性を改善するた
めには析出するセメンタイトのサイズを小さくし、その
量を少なくする、焼戻し省略型の冷却途中停止プロセス
の優れていることを示すものである。そして、セメンタ
イトのサイズ、析出量に影響を与える因子として、直接
的にはＣ量と焼戻し温度、間接的には一定のセメンタイ
ト量に対し析出サイトを増加させ、析出サイズを小さく
する効果を有する旧オーステナイト結晶粒、ベイナイト
のパケットサイズ、旧オーステナイト粒界上に析出する
膜状のフェライトが認められた。
【００１８】すなわち、歪時効後の靭性に影響を与える
主な製造条件はＣ量、旧オーステナイト結晶粒径とベイ
ナイトのパケットサイズに影響を与えるスラブ加熱温度
並びに再結晶域での圧延方法、及びフェライト析出量に
影響を及ぼす未再結晶温度域での累積圧下率となる。
主な製造条件はＣ量、旧オーステナイト結晶粒径とベイ
ナイトのパケットサイズに影響を与えるスラブ加熱温度
並びに再結晶域での圧延方法、及びフェライト析出量に
影響を及ぼす未再結晶温度域での累積圧下率となる。
【００１９】本発明は以上の知見を基に更に検討を加え
てなされたものである。
てなされたものである。
【００２０】１． 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９
％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８
％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を
含み、且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦
０．４２％を満たす鋼を、加熱後９００〜１０００℃の
温度域でｌｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行い、
引き続きＡｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率
１０〜６０％の圧延後、Ａｒ3以上より冷却速度２℃／
秒以上で、３００〜６００℃の温度域まで冷却すること
を特徴とする溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キ
ロ級非調質高張力鋼の製造方法。
％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８
％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を
含み、且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦
０．４２％を満たす鋼を、加熱後９００〜１０００℃の
温度域でｌｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行い、
引き続きＡｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率
１０〜６０％の圧延後、Ａｒ3以上より冷却速度２℃／
秒以上で、３００〜６００℃の温度域まで冷却すること
を特徴とする溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キ
ロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２１】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／１
４。
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／１
４。
【００２２】ｌｄ：投影接触弧長 ｌｄ＝（Ｒ・（ｈｉ
−ｈｏ））1/2 ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３ Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の
板厚 ２． 鋼組成として、更に重量％でＣｒ：０．１〜０．
５％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キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
−ｈｏ））1/2 ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３ Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の
板厚 ２． 鋼組成として、更に重量％でＣｒ：０．１〜０．
５％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キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２３】３． 鋼組成として、更に重量％でＭｏ：
０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種ま
たは二種を含有する１又は２記載の溶接性及び歪時効後
の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種ま
たは二種を含有する１又は２記載の溶接性及び歪時効後
の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２４】４． 鋼組成として、更に重量％でＮｉ：
０．１〜０．５％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キロ級非調質高
張力鋼の製造方法。
０．１〜０．５％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キロ級非調質高
張力鋼の製造方法。
【００２５】５． 鋼組成として、更に重量％でＶ：
０．０１〜０．０８％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キロ級非調
質高張力鋼の製造方法。
０．０１〜０．０８％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キロ級非調
質高張力鋼の製造方法。
【００２６】６． 鋼組成として、更に重量％でＴｉ：
０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．００１〜０．００
４％の一種または二種を含有する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キロ級非調
質高張力鋼の製造方法。
０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．００１〜０．００
４％の一種または二種を含有する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キロ級非調
質高張力鋼の製造方法。
【００２７】７． スラブ加熱温度を１１５０℃未満と
す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キロ級非調質高張力鋼
の製造方法。
す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キロ級非調質高張力鋼
の製造方法。
【００２８】
【発明の実施の形態】以下に本発明における成分組成、
製造条件について説明する。
製造条件について説明する。
【００２９】１．製造条件 Ｃ：０．０４％以上０．０９％以下 Ｃは所定の強度を確保するため添加する。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％以下添加す
る。
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％以下添加す
る。
【００３０】Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下 Ｓｉは所定の強度、靭性を確保するために添加する。
０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超
えると効果が飽和し、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化
するため、０．１％以上０．５％以下添加する。
０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超
えると効果が飽和し、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化
するため、０．１％以上０．５％以下添加する。
【００３１】Ｍｎ：１．２％以上１．８％以下 Ｍｎは所定の強度を確保するために添加する。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ため１．２％以上１．８％以下添
加する。
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ため１．２％以上１．８％以下添
加する。
【００３２】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、強度上昇に有効なため添加する。
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％以下添加する。
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、強度上昇に有効なため添加する。
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％以下添加する。
【００３３】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。
【００３４】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。
【００３５】Ｐｃｍ≦０．２０、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦
０．４２ Ｐｃｍ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）は、溶接低温割れ性、溶接熱
影響部の靭性の指標で、Ｐｃｍが０．２０％を超えた場
合、予熱無しの溶接では低温割れが生じる可能性があ
り、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）が０．４２を超えた場合、大入熱
溶接の熱影響部靭性が著しく劣化するためＰｃｍ≦０．
２０、ＣｅｑＷＥＳ≦０．４２とする。ここでＰｃｍ＝
Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋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。
０．４２ Ｐｃｍ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）は、溶接低温割れ性、溶接熱
影響部の靭性の指標で、Ｐｃｍが０．２０％を超えた場
合、予熱無しの溶接では低温割れが生じる可能性があ
り、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）が０．４２を超えた場合、大入熱
溶接の熱影響部靭性が著しく劣化するためＰｃｍ≦０．
２０、ＣｅｑＷＥＳ≦０．４２とする。ここでＰｃｍ＝
Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋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。
【００３６】以上が本発明鋼における基本的な成分組成
であるが、所望する特性を向上させるため、Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ、Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃａを単独または複合添加
することが可能である。
であるが、所望する特性を向上させるため、Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｃｕ、Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃａを単独または複合添加
することが可能である。
【００３７】Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下 Ｃｒは、強度、靭性を確保するために添加する。０．１
％未満では、その効果が不十分で、０．５％を超えると
溶接性ならびに溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するた
め、０．１％以上０．５％以下添加する。
％未満では、その効果が不十分で、０．５％を超えると
溶接性ならびに溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するた
め、０．１％以上０．５％以下添加する。
【００３８】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。
【００３９】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。
【００４０】Ｎｉ：０．１％以上０．５％以下 Ｎｉは靭性を向上させるため添加する。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。
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。
【００４１】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。
【００４２】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。
【００４３】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。
【００４４】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。
【００４５】更に本発明ではＢ，Ｏ、Ｐ，Ｓを以下の範
囲に規制することが望ましい。
囲に規制することが望ましい。
【００４６】Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：０．００１
％以上０．００４％以下 Ｂは本発明で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。Ｏは不可避
不純物であるが、０．００１％未満とすることは製造コ
ストが高価となり、０．００４％を超えると多量のＣａ
硫酸化物が集合し、清浄度を劣化させるため、０．００
１％以上０．００４％以下とする。
％以上０．００４％以下 Ｂは本発明で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。Ｏは不可避
不純物であるが、０．００１％未満とすることは製造コ
ストが高価となり、０．００４％を超えると多量のＣａ
硫酸化物が集合し、清浄度を劣化させるため、０．００
１％以上０．００４％以下とする。
【００４７】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。
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。
【００４８】２．圧延条件 ９００〜１０００℃での圧延：ｌｄ／ｈｍ≧１．０を満
たす圧延を１パス以上歪時効後の靭性劣化を抑制するた
め、Ｎｂ含有鋼の再結晶温度の低温域である９００〜１
０００℃において、ｌｄ／ｈｍ≧１．０を満たす圧延を
１パス以上行い、回復の早い温度域で板厚中央部まで有
効に加工歪を導入する。
たす圧延を１パス以上歪時効後の靭性劣化を抑制するた
め、Ｎｂ含有鋼の再結晶温度の低温域である９００〜１
０００℃において、ｌｄ／ｈｍ≧１．０を満たす圧延を
１パス以上行い、回復の早い温度域で板厚中央部まで有
効に加工歪を導入する。
【００４９】圧延温度が９００℃未満では再結晶が十分
でなく、１０００℃を超えると再結晶粒径が大きくなる
ため、９００〜１０００℃とする。ｌｄ／ｈｍは１．０
未満では板厚中央部まで再結晶を励起する十分な加工歪
が加わらないため１．０以上とする。
でなく、１０００℃を超えると再結晶粒径が大きくなる
ため、９００〜１０００℃とする。ｌｄ／ｈｍは１．０
未満では板厚中央部まで再結晶を励起する十分な加工歪
が加わらないため１．０以上とする。
【００５０】Ａｒ3以上９００℃未満の温度域での圧
延：累積圧下率１０〜６０％の圧延歪時効後の靭性劣化
を抑制するため、Ｎｂ含有鋼の未再結晶温度域において
累積圧下による加工歪の蓄積を行い、フェライト変態を
促進する。
延：累積圧下率１０〜６０％の圧延歪時効後の靭性劣化
を抑制するため、Ｎｂ含有鋼の未再結晶温度域において
累積圧下による加工歪の蓄積を行い、フェライト変態を
促進する。
【００５１】圧延温度はＡｒ3未満では直接焼入れ開始
時にフェライト変態の進行により焼入れ性が低下し、所
定の強度が得られず、９００℃以上では再結晶により、
加工歪が蓄積されずフェライト変態が不十分となるた
め、Ａｒ3以上９００℃未満とする。累積圧下率は１０
％未満ではフェライト変態が促進されず、６０％を超え
るとその効果が飽和し、鋼材の異方性が急激に増大する
ため、累積圧下率１０〜６０％とする。尚、Ａｒ3は例
えばＡｒ3＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−
１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏとして求められる。
時にフェライト変態の進行により焼入れ性が低下し、所
定の強度が得られず、９００℃以上では再結晶により、
加工歪が蓄積されずフェライト変態が不十分となるた
め、Ａｒ3以上９００℃未満とする。累積圧下率は１０
％未満ではフェライト変態が促進されず、６０％を超え
るとその効果が飽和し、鋼材の異方性が急激に増大する
ため、累積圧下率１０〜６０％とする。尚、Ａｒ3は例
えばＡｒ3＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−
１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏとして求められる。
【００５２】３．熱処理条件 冷却開始温度：Ａｒ3以上 冷却開始温度はＡｒ3未満の場合、加速冷却により、ベ
イナイト相に変態するオーステナイト相の分率が低下し
所定の強度が得られなくなるため、Ａｒ3以上とする。
イナイト相に変態するオーステナイト相の分率が低下し
所定の強度が得られなくなるため、Ａｒ3以上とする。
【００５３】冷却速度：２℃／秒以上 冷却速度は速いほど強度上昇に効果があり、所定の強度
をえるため、２℃／秒以上とする。
をえるため、２℃／秒以上とする。
【００５４】冷却停止温度：３００〜６００℃ 冷却停止温度は強度―靭性バランスに影響を与え、３０
０℃未満では靭性が回復せず、６００℃を超えると冷却
効果が不十分となり所定の強度が得られないため、３０
０〜６００℃とする。
０℃未満では靭性が回復せず、６００℃を超えると冷却
効果が不十分となり所定の強度が得られないため、３０
０〜６００℃とする。
【００５５】尚、スラブ加熱温度は１１５０℃を超える
と、オーステナイト結晶粒が急激に粗大化し、その後の
圧延による細粒化が困難となり歪時効後の靭性が劣化す
る場合があるため、１１５０℃以下とすることが好まし
い。
と、オーステナイト結晶粒が急激に粗大化し、その後の
圧延による細粒化が困難となり歪時効後の靭性が劣化す
る場合があるため、１１５０℃以下とすることが好まし
い。
【００５６】
【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及び不可避不純物よ
りなる）。これらの化学成分を有する鋳片を加熱後、２
５〜７５ｍｍに圧延した。圧延後、冷却開始温度、冷却
速度及び冷却停止温度を種々変化させ、特性を調査し
た。表２に製造条件、表３に鋼板の特性を示す。
す（表示しない残部は実質的にＦｅ及び不可避不純物よ
りなる）。これらの化学成分を有する鋳片を加熱後、２
５〜７５ｍｍに圧延した。圧延後、冷却開始温度、冷却
速度及び冷却停止温度を種々変化させ、特性を調査し
た。表２に製造条件、表３に鋼板の特性を示す。
【００５７】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ＪＩＳ１４Ａ号（１４φ）試験片を用いた試験とし
た。
後の靭性を求めた。引張り試験は１／４ｔより、採取し
たＪＩＳ１４Ａ号（１４φ）試験片を用いた試験とし
た。
【００５８】衝撃試験は、１／４ｔより長手方向が圧延
方向と直角になるように採取した２ｍｍＶノッチシャル
ピー衝撃試験片（ＪＩＳ４号標準試験片）を用いた試験
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、試
験を行った。
方向と直角になるように採取した２ｍｍＶノッチシャル
ピー衝撃試験片（ＪＩＳ４号標準試験片）を用いた試験
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、試
験を行った。
【００５９】以下、実施例について詳細に説明する。表
１における鋼種Ａ〜Ｆは請求項１乃至６の何れかに記載
の発明を満足する成分組成の鋼で、鋼種ＧはＣ量、Ｐｃ
ｍが発明の範囲外となっている。表２、３における鋼番
１〜７は鋼種Ａ〜Ｆを用いた製造例で請求項１乃至７の
何れかに記載の発明の実施例となっている。
１における鋼種Ａ〜Ｆは請求項１乃至６の何れかに記載
の発明を満足する成分組成の鋼で、鋼種ＧはＣ量、Ｐｃ
ｍが発明の範囲外となっている。表２、３における鋼番
１〜７は鋼種Ａ〜Ｆを用いた製造例で請求項１乃至７の
何れかに記載の発明の実施例となっている。
【００６０】歪時効後のｖＴｓはー４０℃以下、歪時効
の前後でのｖＴｓの変化は小さく、良好な耐歪時効脆化
性が得られている。鋼番８，９は、鋼種Ａ，Ｂによる製
造例であるが、冷却条件が本発明の範囲外となってい
る。鋼番８は冷却開始温度が低く、鋼番９は冷却停止温
度が高く強度が低い。鋼番１０はスラブ加熱温度が１１
５０℃を超えて高く、耐歪時効脆化性に若干劣ってい
る。鋼番１１は再結晶温度域でｌｄ／ｈｍが１．０以上
の圧延を行わなかったため、歪時効によるｖＴｓの劣化
度が大きい。鋼番１２は累積圧下率が低く、歪時効によ
るｖＴｓの劣化度が大きい。鋼番１３は冷却停止温度が
低すぎ、歪時効後の靭性に劣っている。鋼番１４は冷却
速度が遅く、強度低下を生じている。鋼種Ｆによる製造
例であるが鋼番１５は鋼種Ｇによる製造例で、成分組成
が本発明の範囲外であり、耐歪時効脆化性に劣ってい
る。
の前後でのｖＴｓの変化は小さく、良好な耐歪時効脆化
性が得られている。鋼番８，９は、鋼種Ａ，Ｂによる製
造例であるが、冷却条件が本発明の範囲外となってい
る。鋼番８は冷却開始温度が低く、鋼番９は冷却停止温
度が高く強度が低い。鋼番１０はスラブ加熱温度が１１
５０℃を超えて高く、耐歪時効脆化性に若干劣ってい
る。鋼番１１は再結晶温度域でｌｄ／ｈｍが１．０以上
の圧延を行わなかったため、歪時効によるｖＴｓの劣化
度が大きい。鋼番１２は累積圧下率が低く、歪時効によ
るｖＴｓの劣化度が大きい。鋼番１３は冷却停止温度が
低すぎ、歪時効後の靭性に劣っている。鋼番１４は冷却
速度が遅く、強度低下を生じている。鋼種Ｆによる製造
例であるが鋼番１５は鋼種Ｇによる製造例で、成分組成
が本発明の範囲外であり、耐歪時効脆化性に劣ってい
る。
【００６１】
【表１】
【００６２】
【表２】
【００６３】
【表３】
【００６４】
【発明の効果】本発明によれば、歪時効後の靭性に優れ
ると共に、溶接性に優れる６０キロ級非調質鋼の製造方
法の提供が可能で、産業上その効果は極めて大きい。
ると共に、溶接性に優れる６０キロ級非調質鋼の製造方
法の提供が可能で、産業上その効果は極めて大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 和田 典己 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 小林 孝之 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 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 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA01 CA02 CC03 CC04 CD02 CD03
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２
〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含み、
且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２
％を満たす鋼を、加熱後９００〜１０００℃の温度域で
ｌｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行い、引き続き
Ａｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率１０〜６
０％の圧延後、Ａｒ3以上より冷却速度２℃／秒以上
で、３００〜６００℃の温度域まで冷却することを特徴
とする溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非
調質高張力鋼の製造方法。但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２
０＋Ｓｉ／３０＋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。 ｌｄ：投影接触弧長 ｌｄ＝（Ｒ・（ｈｉ−ｈｏ））
1/2 ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３ Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の
板厚 - 【請求項２】 鋼組成として、更に重量％でＣｒ：０．
１〜０．５％を含有する請求項１記載の溶接性及び歪時
効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方
法。 - 【請求項３】 鋼組成として、更に重量％でＭｏ：０．
０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種または
二種を含有する請求項１又は２記載の溶接性及び歪時効
後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方
法。 - 【請求項４】 鋼組成として、更に重量％でＮｉ：０．
１〜０．５％を含有する請求項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キロ級非調質
高張力鋼の製造方法。 - 【請求項５】 鋼組成として、更に重量％でＶ：０．０
１〜０．０８％を含有する請求項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キロ級非調
質高張力鋼の製造方法。 - 【請求項６】 鋼組成として、更に重量％でＴｉ：０．
００５〜０．０２％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％
の一種または二種を含有する請求項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キロ級非
調質高張力鋼の製造方法。 - 【請求項７】 スラブ加熱温度を１１５０℃未満とする
ことを特徴とする請求項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キロ級非調質高張力
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23992099A JP3823627B2 (ja) | 1999-08-26 | 1999-08-26 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23992099A JP3823627B2 (ja) | 1999-08-26 | 1999-08-26 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001064723A true JP2001064723A (ja) | 2001-03-13 |
| JP3823627B2 JP3823627B2 (ja) | 2006-09-20 |
Family
ID=17051824
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23992099A Expired - Fee Related JP3823627B2 (ja) | 1999-08-26 | 1999-08-26 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3823627B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JP2013204145A (ja) * | 2012-03-29 | 2013-10-07 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性、衝撃特性および引張特性に優れた鋼板およびその製造方法 |
| WO2014132627A1 (ja) | 2013-02-28 | 2014-09-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 |
| CN110306111A (zh) * | 2019-07-17 | 2019-10-08 | 张家港宏昌钢板有限公司 | 一种厚规格钢板及其制造方法 |
| CN114480969A (zh) * | 2022-01-24 | 2022-05-13 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种压缩比≤4高韧性高z向性能特厚钢q460gj的生产方法 |
| CN116179938A (zh) * | 2022-06-29 | 2023-05-30 | 江苏沙钢集团有限公司 | 一种厚壁x80m管线钢及其制造方法 |
-
1999
- 1999-08-26 JP JP23992099A patent/JP3823627B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JP2013204145A (ja) * | 2012-03-29 | 2013-10-07 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性、衝撃特性および引張特性に優れた鋼板およびその製造方法 |
| WO2014132627A1 (ja) | 2013-02-28 | 2014-09-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 |
| US10041159B2 (en) | 2013-02-28 | 2018-08-07 | Jfe Steel Corporation | Thick steel plate and production method for thick steel plate |
| CN110306111A (zh) * | 2019-07-17 | 2019-10-08 | 张家港宏昌钢板有限公司 | 一种厚规格钢板及其制造方法 |
| CN114480969A (zh) * | 2022-01-24 | 2022-05-13 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种压缩比≤4高韧性高z向性能特厚钢q460gj的生产方法 |
| CN116179938A (zh) * | 2022-06-29 | 2023-05-30 | 江苏沙钢集团有限公司 | 一种厚壁x80m管线钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3823627B2 (ja) | 2006-09-20 |
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