JP2001064728A - 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級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キロ級加速冷却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
〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含み、
且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２
％を満足し、更にＣｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，
Ｃａの一種又は二種以上を含有する鋼を、９５０℃以上
１２５０℃以下に加熱し、７２０℃以上で圧延後、７２
０℃以上Ａｒ3点以下の温度から、４００〜６５０℃ま
で、冷却速度２℃／秒以上で加速冷却する。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
れた６０キロ級加速冷却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
〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含み、
且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２
％を満足し、更にＣｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，
Ｃａの一種又は二種以上を含有する鋼を、９５０℃以上
１２５０℃以下に加熱し、７２０℃以上で圧延後、７２
０℃以上Ａｒ3点以下の温度から、４００〜６５０℃ま
で、冷却速度２℃／秒以上で加速冷却する。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
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、特に低成分設計でも高強度が得ら
れ，熱処理コストの削減が可能な直接焼入れ焼戻し鋼
で、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６０キロ級構造用鋼の製
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、特に低成分設計でも高強度が得ら
れ，熱処理コストの削減が可能な直接焼入れ焼戻し鋼
で、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６０キロ級構造用鋼の製
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キロ級高張力鋼の製造方法を提供するもので
あり、具体的には溶接性に優れ、かつ歪時効シャルピー
試験の破面遷移温度ｖＴｒｓ（ａｇｅｄ）がー４０℃以
下となる加速冷却型６０キロ級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キロ級高張力鋼の製造方法を提供するもので
あり、具体的には溶接性に優れ、かつ歪時効シャルピー
試験の破面遷移温度ｖＴｒｓ（ａｇｅｄ）がー４０℃以
下となる加速冷却型６０キロ級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】本発明者等は，加速冷却
鋼について塑性変形を受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った。その結果、加
速冷却材は、再加熱焼入れ材に比較するとオーステナイ
ト組織の細粒化が困難で、粗いベイナイト組織となり、
粒界面積は小さくなる。
鋼について塑性変形を受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った。その結果、加
速冷却材は、再加熱焼入れ材に比較するとオーステナイ
ト組織の細粒化が困難で、粗いベイナイト組織となり、
粒界面積は小さくなる。
【００１０】その為、加速冷却停止後の空冷時に粒界に
析出するセメンタイトは再加熱焼入れ材の場合より粗大
化し、歪が加わった場合のセメンタイト周辺の歪集中も
大きく、著しい歪脆化を生じることを把握した。そこ
で、粒界面積を増大させる方法について検討を重ね、加
速冷却時に旧オーステナイト粒界に数μｍ以下の膜状も
しくは点列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され、歪脆化
の抑制が可能なことを見出した。
析出するセメンタイトは再加熱焼入れ材の場合より粗大
化し、歪が加わった場合のセメンタイト周辺の歪集中も
大きく、著しい歪脆化を生じることを把握した。そこ
で、粒界面積を増大させる方法について検討を重ね、加
速冷却時に旧オーステナイト粒界に数μｍ以下の膜状も
しくは点列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され、歪脆化
の抑制が可能なことを見出した。
【００１１】図１は表１の鋼種Ｄを用い、圧延後の加速
冷却開始温度が歪時効前後のシャルピー脆性―延性破面
遷移温度（ｖＴｒｓ）に及ぼす影響について調査した結
果を示すもので、加速冷却開始温度がＡｒ3点（鋼種Ｄ
では７５７℃）以下とした場合に、歪時効による靭性の
劣化量（歪時効後のｖＴｒｓ−歪時効前のｖＴｒｓ）が
小さくなり、また、加速冷却開始温度が７２０℃以下で
は歪時効前の靭性が低下している。
冷却開始温度が歪時効前後のシャルピー脆性―延性破面
遷移温度（ｖＴｒｓ）に及ぼす影響について調査した結
果を示すもので、加速冷却開始温度がＡｒ3点（鋼種Ｄ
では７５７℃）以下とした場合に、歪時効による靭性の
劣化量（歪時効後のｖＴｒｓ−歪時効前のｖＴｒｓ）が
小さくなり、また、加速冷却開始温度が７２０℃以下で
は歪時効前の靭性が低下している。
【００１２】以上の結果より、鋼の成分組成としては未
再結晶温度域での圧延歪蓄積からの変態を促進させるオ
ーステナイト粒界の活性化に有効なＮｂの添加、フェラ
イト生成元素であるＳｉの適量添加が重要であり、加速
冷却条件としては、熱間圧延を７２０℃以上で終了後、
フェライトを適度に析出させるため、Ａｒ3点〜７２０
℃の温度域から加速冷却することの重要性が確認され
た。
再結晶温度域での圧延歪蓄積からの変態を促進させるオ
ーステナイト粒界の活性化に有効なＮｂの添加、フェラ
イト生成元素であるＳｉの適量添加が重要であり、加速
冷却条件としては、熱間圧延を７２０℃以上で終了後、
フェライトを適度に析出させるため、Ａｒ3点〜７２０
℃の温度域から加速冷却することの重要性が確認され
た。
【００１３】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。
【００１４】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、９５０℃以上１２５０℃以下
に加熱し、７２０℃以上で圧延終了後、７２０℃以上Ａ
ｒ3点以下の温度域より、４００℃以上６５０℃以下の
温度まで２℃／秒以上で加速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、９５０℃以上１２５０℃以下
に加熱し、７２０℃以上で圧延終了後、７２０℃以上Ａ
ｒ3点以下の温度域より、４００℃以上６５０℃以下の
温度まで２℃／秒以上で加速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キロ級高張力鋼
の製造方法。
【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／１
４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／１
４とする。
【００１６】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キロ級高張力鋼の製造方法。
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キロ級高張力鋼の製造方法。
【００１７】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キロ級高張力鋼の製造方法。
【００１８】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キロ級高張力鋼
の製造方法。
【００１９】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キロ級高張
力鋼の製造方法。
【００２０】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キロ級高張
力鋼の製造方法。
【００２１】７． Ａｒ3点以上９００℃未満の温度域
で累積圧下率１０％以上６０％以下の圧延工程を具備し
たことを特徴とする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キロ級高張力鋼の製造方
法。
で累積圧下率１０％以上６０％以下の圧延工程を具備し
たことを特徴とする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キロ級高張力鋼の製造方
法。
【００２２】
【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。
【００２３】１．成分組成 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。
【００２４】Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下 Ｓｉは強力なフェライト生成元素であり、圧延後加速冷
却開始までの間に、旧オーステナイト粒界に膜状もしく
は点列状のフェライトを生成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。
却開始までの間に、旧オーステナイト粒界に膜状もしく
は点列状のフェライトを生成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。
【００２５】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。
【００２６】Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下 Ｎｂは、圧延時の未再結晶温度域を広げオーステナイト
の再結晶を抑制し、加速冷却時のオーステナイト粒界を
活性化させ、膜状もしくは点列状フェライトの生成を容
易とする。また、加速冷却停止後の空冷時にＮｂ炭化物
として析出し、強度上昇に有効なため添加する。０．０
１％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。
の再結晶を抑制し、加速冷却時のオーステナイト粒界を
活性化させ、膜状もしくは点列状フェライトの生成を容
易とする。また、加速冷却停止後の空冷時にＮｂ炭化物
として析出し、強度上昇に有効なため添加する。０．０
１％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。
【００２７】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。
【００２８】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、オーステナイト粒を微細化させる。
０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００
４％を超えて含有すると加速冷却後も固溶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、オーステナイト粒を微細化させる。
０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００
４％を超えて含有すると加速冷却後も固溶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。
【００２９】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、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２とする。ここでＰｃ
ｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／
６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，Ｃｅ
ｑ（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、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２とする。ここでＰｃ
ｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／
６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，Ｃｅ
ｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０
＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
【００３０】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。
【００３１】Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下 Ｃｒは、強力なフェライト生成元素で圧延後加速冷却開
始までの間に、旧オーステナイト粒界に膜状もしくは点
列状のフェライトを生成させるため添加する。０．１％
未満では、その効果が不十分で、０．５％を超えると焼
入れ性が著しく高まり、膜状もしくは点列状のフェライ
トの生成が困難になるため０．１％以上０．５％以下添
加する。
始までの間に、旧オーステナイト粒界に膜状もしくは点
列状のフェライトを生成させるため添加する。０．１％
未満では、その効果が不十分で、０．５％を超えると焼
入れ性が著しく高まり、膜状もしくは点列状のフェライ
トの生成が困難になるため０．１％以上０．５％以下添
加する。
【００３２】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。
【００３３】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。
【００３４】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。
【００３５】Ｖ：０．０１％以上０．０８％以下 Ｖは加速冷却後の空冷時、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０．０
８％以下とする。
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０．０
８％以下とする。
【００３６】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。
【００３７】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、加速冷却停止後の空冷時の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、加速冷却停止後の空冷時の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。
【００３８】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。
【００３９】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。
【００４０】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。加速冷却時、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
状もしくは点列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、０．００１％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。加速冷却時、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
状もしくは点列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、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００４１】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。
【００４２】２．製造条件 本発明鋼はその製造方法を加速冷却に限定する。再加熱
焼入れ焼戻し処理により、Ｐｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ
（ＷＥＳ）≦０．４２％を満足する組成の厚肉鋼材で６
０キロ級の引張り強度を得る事は困難であり、加速冷却
により製造する。
焼入れ焼戻し処理により、Ｐｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ
（ＷＥＳ）≦０．４２％を満足する組成の厚肉鋼材で６
０キロ級の引張り強度を得る事は困難であり、加速冷却
により製造する。
【００４３】スラブ加熱温度：９５０℃以上１２５０℃
以下 スラブ加熱温度は９５０℃未満ではＮｂ添加鋼の場合、
オーステナイトの再結晶温度域での圧延が不足し、靭性
が劣化する。また、変形抵抗が大きくなり熱間圧延が困
難となる。１２５０℃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
で歪時効後の靭性が劣化するため、１２５０℃以下とす
る。
以下 スラブ加熱温度は９５０℃未満ではＮｂ添加鋼の場合、
オーステナイトの再結晶温度域での圧延が不足し、靭性
が劣化する。また、変形抵抗が大きくなり熱間圧延が困
難となる。１２５０℃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
で歪時効後の靭性が劣化するため、１２５０℃以下とす
る。
【００４４】圧延終了温度：７２０℃以上 圧延終了温度は７２０℃未満の場合、旧オーステナイト
粒界に析出するフェライト量が多く、加速冷却によって
も６０キロ級の強度が得られないため、７２０℃以上と
する。
粒界に析出するフェライト量が多く、加速冷却によって
も６０キロ級の強度が得られないため、７２０℃以上と
する。
【００４５】加速冷却開始温度：７２０℃以上Ａｒ3点
以下 加速冷却開始温度は７２０℃未満の場合、フェライトの
粗大化により、靭性が劣化し、また、加速冷却開始まで
長時間の待機を要し、生産効率を阻害する。Ａｒ3点を
超えると冷却中に旧オーステナイト粒界に膜状もしくは
点列状のフェライトが生成しにくく、セメンタイトの微
細化効果が明確でない。Ａｒ3点は例えばＡｒ3＝９１０
−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ
−８０Ｍｏとして求められる。
以下 加速冷却開始温度は７２０℃未満の場合、フェライトの
粗大化により、靭性が劣化し、また、加速冷却開始まで
長時間の待機を要し、生産効率を阻害する。Ａｒ3点を
超えると冷却中に旧オーステナイト粒界に膜状もしくは
点列状のフェライトが生成しにくく、セメンタイトの微
細化効果が明確でない。Ａｒ3点は例えばＡｒ3＝９１０
−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ
−８０Ｍｏとして求められる。
【００４６】冷却速度：２℃／秒以上 冷却速度は２℃／秒未満ではベイナイトの生成が不安定
となるため、２℃／秒以上とする。
となるため、２℃／秒以上とする。
【００４７】加速冷却停止温度：４００℃以上６５０℃
以下 加速冷却停止温度は、４００℃未満では加速冷却による
ベイナイトが十分に自己焼戻しされず、６５０℃を超え
るとベイナイトの生成が不安定となり、生成した場合で
も加速冷却後の空冷時の自己焼戻しによるセメンタイト
が粗大となり、歪時効後の靭性を著しく劣化させるた
め、４００℃以上６５０℃以下とする。
以下 加速冷却停止温度は、４００℃未満では加速冷却による
ベイナイトが十分に自己焼戻しされず、６５０℃を超え
るとベイナイトの生成が不安定となり、生成した場合で
も加速冷却後の空冷時の自己焼戻しによるセメンタイト
が粗大となり、歪時効後の靭性を著しく劣化させるた
め、４００℃以上６５０℃以下とする。
【００４８】更に、本発明では圧延時にＡｒ３点以上９
００℃未満の温度域で累積圧下率１０％以上６０％以下
の圧延を行っても良い。圧延歪の累積により旧オーステ
ナイト粒界に膜状もしくは点列状のフェライトの析出を
促進し、歪時効特性をより向上させることが可能とな
る。圧延温度は９００℃以上では圧延歪の累積効果が十
分でなく、Ａｒ3点未満ではではフェライト変態が進行
し、圧延歪による累積を必要としないため、Ａｒ3点以
上９００℃未満とする。累積圧下率は１０％未満ではフ
ェライト変態の促進効果が十分でなく、６０％を超える
と効果が飽和し、鋼材の異方性が増加するため、１０％
以上６０％以下の圧延とする。
００℃未満の温度域で累積圧下率１０％以上６０％以下
の圧延を行っても良い。圧延歪の累積により旧オーステ
ナイト粒界に膜状もしくは点列状のフェライトの析出を
促進し、歪時効特性をより向上させることが可能とな
る。圧延温度は９００℃以上では圧延歪の累積効果が十
分でなく、Ａｒ3点未満ではではフェライト変態が進行
し、圧延歪による累積を必要としないため、Ａｒ3点以
上９００℃未満とする。累積圧下率は１０％未満ではフ
ェライト変態の促進効果が十分でなく、６０％を超える
と効果が飽和し、鋼材の異方性が増加するため、１０％
以上６０％以下の圧延とする。
【００４９】
【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２５０ｍｍ厚の鋳
片を９３０〜１１５０℃に加熱後、２８〜７５ｍｍに圧
延した。圧延後、加速冷却し、その後、機械的特性の調
査を行った。表２に製造条件を示す。
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２５０ｍｍ厚の鋳
片を９３０〜１１５０℃に加熱後、２８〜７５ｍｍに圧
延した。圧延後、加速冷却し、その後、機械的特性の調
査を行った。表２に製造条件を示す。
【００５０】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ＪＩＳ４号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ＪＩＳ４号試験片を用いた試験とした。
【００５１】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。表３に鋼板の特性を示す。
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。表３に鋼板の特性を示す。
【００５２】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〜Ｇ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ＨはＣ量の規定
が発明の範囲外となっている。表２における鋼番１〜８
は鋼種Ａ〜Ｇ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。鋼番９〜１６は成
分組成もしくは製造条件が請求項１乃至６記載の発明の
範囲外となっている。
１における鋼種Ａ〜Ｇ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ＨはＣ量の規定
が発明の範囲外となっている。表２における鋼番１〜８
は鋼種Ａ〜Ｇ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。鋼番９〜１６は成
分組成もしくは製造条件が請求項１乃至６記載の発明の
範囲外となっている。
【００５３】表３に示すように鋼番１〜８は６０キロ級
としての引張り強度と歪時効後のｖＴｒｓがー４０℃以
下、歪時効の前後でのｖＴｒｓの変化も小さく、良好な
耐歪時効脆化性が得られている。鋼番９は、鋼種Ａによ
る製造例であるが、加速冷却開始温度が本発明範囲外で
高く、歪時効による靭性の劣化が大きい。鋼番１０は加
速冷却停止温度が６５０℃を超えているため、６０キロ
級としての引張り強度が得られず、歪時効によるｖＴｒ
ｓの劣化度が大きい。
としての引張り強度と歪時効後のｖＴｒｓがー４０℃以
下、歪時効の前後でのｖＴｒｓの変化も小さく、良好な
耐歪時効脆化性が得られている。鋼番９は、鋼種Ａによ
る製造例であるが、加速冷却開始温度が本発明範囲外で
高く、歪時効による靭性の劣化が大きい。鋼番１０は加
速冷却停止温度が６５０℃を超えているため、６０キロ
級としての引張り強度が得られず、歪時効によるｖＴｒ
ｓの劣化度が大きい。
【００５４】鋼番１１は圧延後の加速冷却を省略してい
るため、６０キロ級としての引張り強度が得られていな
い。鋼番１２は鋼種Ｄによる製造例であるが加速冷却停
止温度が本発明の範囲外で低く、歪時効なしでの靭性に
劣る。
るため、６０キロ級としての引張り強度が得られていな
い。鋼番１２は鋼種Ｄによる製造例であるが加速冷却停
止温度が本発明の範囲外で低く、歪時効なしでの靭性に
劣る。
【００５５】鋼番１３はスラブ加熱温度が本発明の範囲
外で低く、オーステナイトの再結晶域での圧延が不十分
で歪時効なしの靭性が劣る。鋼番１４は圧延終了温度及
び加速冷却開始温度が本発明の範囲外で低く、６０キロ
級鋼としての引張り強度が得られず、また歪時効無しで
の靭性に劣る。鋼番１５は加速冷却開始温度が本発明の
範囲外で低く、歪時効なしでの靭性が劣る。鋼板１６は
鋼種Ｈによる製造例で、成分組成が本発明の範囲外であ
り、歪時効による靭性の劣化が大きい。
外で低く、オーステナイトの再結晶域での圧延が不十分
で歪時効なしの靭性が劣る。鋼番１４は圧延終了温度及
び加速冷却開始温度が本発明の範囲外で低く、６０キロ
級鋼としての引張り強度が得られず、また歪時効無しで
の靭性に劣る。鋼番１５は加速冷却開始温度が本発明の
範囲外で低く、歪時効なしでの靭性が劣る。鋼板１６は
鋼種Ｈによる製造例で、成分組成が本発明の範囲外であ
り、歪時効による靭性の劣化が大きい。
【００５６】
【表１】
【００５７】
【表２】
【００５８】
【表３】
【００５９】
【発明の効果】本発明によれば、加速冷却時に、旧オー
ステナイト粒界に膜状もしくは点列状のフェライトが生
成され、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が微細化し、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、溶接性に優れる６０キロ級加速冷却鋼の製造方法の
提供が可能で、産業上その効果は極めて大きい。
ステナイト粒界に膜状もしくは点列状のフェライトが生
成され、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が微細化し、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、溶接性に優れる６０キロ級加速冷却鋼の製造方法の
提供が可能で、産業上その効果は極めて大きい。
【図１】歪時効前後のｖＴｒｓに及ぼす加速冷却開始温
度の影響を示す図
度の影響を示す図
───────────────────────────────────────────────────── 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 CA01 CA02 CA03 CC02 CC03 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、９５０℃以上１２５０℃以下に加熱
し、７２０℃以上で圧延終了後、７２０℃以上Ａｒ3点
以下の温度域より、４００℃以上６５０℃以下の温度ま
で２℃／秒以上で加速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キロ級高張力鋼の製造
方法。但し、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とす
る。 - 【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キロ級高
張力鋼の製造方法。 - 【請求項７】 Ａｒ3点以上９００℃未満の温度域で累
積圧下率１０％以上６０％以下の圧延工程を具備したこ
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キロ級高張力鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23992399A JP2001064728A (ja) | 1999-08-26 | 1999-08-26 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23992399A JP2001064728A (ja) | 1999-08-26 | 1999-08-26 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001064728A true JP2001064728A (ja) | 2001-03-13 |
Family
ID=17051865
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23992399A Pending JP2001064728A (ja) | 1999-08-26 | 1999-08-26 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001064728A (ja) |
Cited By (8)
| 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 |
| CN100463995C (zh) * | 2005-12-12 | 2009-02-25 | 鞍钢股份有限公司 | 钨系低碳贝氏体钢及其生产方法 |
| JP2011179043A (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-15 | Jfe Steel Corp | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法 |
| JP2011179042A (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-15 | Jfe Steel Corp | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法 |
| 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 |
| CN106222547A (zh) * | 2016-07-24 | 2016-12-14 | 钢铁研究总院 | 一种1200MPa级高强塑性钢筋及热处理方法 |
| RU2653748C1 (ru) * | 2017-06-01 | 2018-05-14 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Хладостойкая свариваемая сталь и изделие, выполненное из нее (варианты) |
| EP3235921A4 (en) * | 2014-12-19 | 2018-07-25 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
-
1999
- 1999-08-26 JP JP23992399A patent/JP2001064728A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| 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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| CN100463995C (zh) * | 2005-12-12 | 2009-02-25 | 鞍钢股份有限公司 | 钨系低碳贝氏体钢及其生产方法 |
| JP2011179043A (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-15 | Jfe Steel Corp | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法 |
| JP2011179042A (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-15 | Jfe Steel Corp | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法 |
| EP3235921A4 (en) * | 2014-12-19 | 2018-07-25 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
| US10920298B2 (en) | 2014-12-19 | 2021-02-16 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
| CN106222547A (zh) * | 2016-07-24 | 2016-12-14 | 钢铁研究总院 | 一种1200MPa级高强塑性钢筋及热处理方法 |
| RU2653748C1 (ru) * | 2017-06-01 | 2018-05-14 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Хладостойкая свариваемая сталь и изделие, выполненное из нее (варианты) |
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