JP2001172738A - 溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板 - Google Patents
溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板Info
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Abstract
れると共に、良好な母材靭性(特にvE-80≧47J、
好ましくはvE-100≧47J)も兼ね備えた高張力鋼板
を提供する。 【解決手段】 C:0.010〜0.06%,Mn:
1.0〜3.0%,Cr:0.1〜2.0%,Mo:
0.1〜1.5%,B:0.0006〜0.0050
%,Nb:0.010〜0.05%を含有し、下式
(1)で表されるKPがKP≧3.4を満足する高張力
鋼板である。 KP=[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo] … (1) (式中、[ ]は各元素の含有量(%)を意味する)を
提供する。
Description
れ性及びHAZ靭性)に優れると共に、良好な母材靭性
(特にvE-80≧47Jレベル、好ましくはvE-100≧
47Jレベルの高靭性)も兼ね備えた高張力鋼板に関す
る。本発明の高張力鋼板は、特に高度の母材靭性が要求
される海洋構造物等に好適に用いられる。
母材強度の確保という観点から合金成分を多量に添加す
る為、小入熱溶接条件では冷却速度が速い為、HAZ
(溶接熱影響部)が硬化して溶接割れ(低温割れ)を生
じ易く、かかる溶接割れの防止を目的として、溶接施工
時に100℃程度の予熱が行う必要がある。従って、こ
の予熱工程を省略できれば施工効率が大きく上昇し、且
つコストダウンにもつながる為、耐低温割れ性に優れた
780MPa級以上の高張力鋼板の提供が切望されてい
る。
式で定義されるPcm(%)というパラメーターが用い
られている。 Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+
[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+
[Mo]/15+[V]/10+5×[B] (式中、[ ]は各元素の含有量を示す)
により耐低温割れ性を改善すると共に、合金成分の含有
量制限に伴う母材強度低下を、製造方法を改良する等し
て補っていた。これにより、780MPa級以上の高張
力鋼板において、母材製造時の焼入れにおける冷却速度
が比較的速い薄物(≦34mm)では予熱フリーを達成
できたが、冷却速度が遅い厚物(≧40mm)では予熱
フリーと母材強度の両立を達成することができなかっ
た。また、Cuの析出を利用して母材強度を確保する方
法も開示されているが、冷却速度が遅い厚物では充分な
母材強度が得られなかった。
温に加熱され、且つ冷却速度が速い為、硬化して低温割
れを起こし易い。一方、母材は板厚が厚くなる程冷却速
度が遅くなる為、圧延後の焼入れで強度が確保し難くな
る。従って、780MPa級以上の高張力鋼板での厚物
では、小入熱溶接時の低温割れを防止する為、冷却速度
が速い場合に硬くならない様にした上で、鋼板製造時の
焼入れ過程において冷却速度が遅い場合に如何に強度を
確保するかが最重要課題となる。
ては、母材靭性の更なる向上が切望されており、母材靭
性vE-80≧47J、vE-100≧47Jといった極めて
高度の靭性を確保すべく検討が進められている。
れ性を高めることが提案されているが、焼入れ性の増大
は耐割れ性を劣化することが知られている為、好ましい
手段ではない。また、特開平6−240353には引張
強さが780MPa級で、溶接性にも優れた低温靭性の
良好な高張力鋼板が提案されているが、これは、一段目
の加工熱処理で微細な炭化物及び窒化物の分散を有する
ベイナイト組織とすることにより、再加熱の際に微細な
オーステナイト粒を得るもので、これにより母材靭性の
向上を図るものである。ところが上記方法は、圧延後に
2回の加工熱処理からなる操作を1回以上繰返し行った
後、焼戻し処理するものであり、繁雑な製造工程を経な
ければならず、しかも、得られる母材靭性にしても、例
えばvE -80≧47J、vE-100≧47Jレベルといっ
た極めて高度の靭性を確保するまでには至っていない。
着目してなされたものであり、その目的は、溶接性(耐
低温割れ性及びHAZ靭性)に優れると共に、良好な母
材靭性(特にvE-80≧47J、好ましくはvE-100≧
47J)も兼ね備えた高張力鋼板を提供することにあ
る。
発明に係る溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板と
は、C:0.010〜0.06%,Mn:1.0〜3.
0%,Cr:0.1〜2.0%,Mo:0.1〜1.5
%,B:0.0006〜0.0050%,Nb:0.0
10〜0.05%を含有し、下式(1)で表されるKP
がKP≧3.4を満足するものであるところに要旨を有
するものである。 KP=[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo] … (1) (式中、[ ]は各元素の含有量(%)を意味する)
下,Zr:0.05%以下,及びHf:0.10%以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有し、下
式(2)で表されるKNが−1≦KN≦4.0を満足す
る高張力鋼板や;更にSi:1.0%以下(0%を含ま
ない),Cu:2.0%以下(0%を含む),Ni:6
%以下(0%を含む),V:0.10%以下(0%を含
む),Al:0.20%以下(0%を含む),N:0.
020%以下(0%を含む)に制御された高張力鋼板
や;更にCa:0.0005〜0.005%を含有する
高張力鋼板は、溶接性及び靭性が一層高められるので好
ましい態様である。 KN=([N]/14−[Ti]/48−[Zr]/91−[Hf]/178) ×104 …(2) (式中、[ ]は各元素の含有量(%)を意味する)
Pa級の高張力鋼板では、Pcmの制御により耐低温割
れ性の改善と母材強度の確保を両立させることができた
が、780MPa級以上の高張力鋼板ではPcmによる
成分制御を行ったとしても、特に厚物において両特性の
両立を図ることは困難であった。そこで本発明では成分
設計に当たり、これまで耐低温割れ性の指標とされてき
たPcmではなく、全く別のパラメータにより耐低温割
れ性を制御することができないか鋭意検討した。その結
果、鋼組織を考慮した上式(1)で表されるKPを用
い、更にC量を極低減化し、Bを添加することにより耐
低温割れ性と母材強度とを両立できることが明らかにな
ると共に、一方、極めて高度の母材靭性を確保する為に
は、Nbを所定量添加し、旧γ粒径を微細化することが
有効であることを見出し、本発明を完成したのである。
法について説明する。上述した通り、本発明では、Cを
極低Cにすると共に、焼入れ性向上元素であるMn,C
r及びMoを積極的に添加し、当該焼入れ性向上元素よ
って定められるKP値を適切に制御すると共に、更にB
を添加することにより耐低温割れ性の向上を図るもので
ある。これらの成分を適切に添加することにより、ベイ
ナイトのCCT線(図4のCCT線図を参照)が短時間
側且つ低温度側に移動すると共に、フェライトのCCT
線が長時間側に移動する(実線→破線へと移動)。
ルテンサイト、低冷却速度ではフェライトまたは高温ベ
イナイトを生成するために、硬さの冷却速度感受性が大
きく、小入熱溶接時のHAZ部の硬さ低減(耐低温割れ
性の改善)と母材強度の確保が両立できず、予熱フリー
の達成が困難であったが、本発明によれば、高冷却速
度、低冷却速度のいずれにおいても低温ベイナイトを生
成し、硬さの冷却速度感受性が低下し、溶接時のHAZ
部の硬さ低減(耐低温割れ性の改善)と母材強度確保を
両立ならしめたのである。
プローチは、本発明の出願前に明らかになったものであ
り、これについては既に出願を済ませている(特願平1
0−336268)。この先願発明は、特に780MP
a級以上の高張力鋼板において、大入熱溶接時にHAZ
靭性が劣化し、実際の溶接施工時では入熱制限(5kJ
/mm以下)を行う必要があるという実状に鑑み検討さ
れたものであり、本発明の如く、溶接時におけるHAZ
部の硬さ低減(耐低温割れ性の改善)と母材強度確保の
両立は勿論のこと、大入熱溶接時におけるHAZ靭性を
改善する為には、前述の方法を採用することが有効であ
ることを見出し、出願されたものである。従って、上記
先願発明も本願発明も、共に小入熱溶接時における耐低
温割れ性及びHAZ靭性の向上を目指すものである点で
は一致するが、上記先願発明では、通常入熱溶接時に加
え、更に大入熱溶接時におけるHAZ靭性向上を目的と
して鋭意検討されたものであるのに対し、本発明では、
通常入熱溶接時における優れたHAZ靭性を確保しつ
つ、更にvE-80≧47J、vE-100≧47Jといった
極めて高度の母材靭性を確保する目的で検討されたもの
である点で、両者は相違する。実際のところ、先願発明
ではvE-40の母材靭性を評価しているに過ぎず、本発
明の如くvE-100レベルの苛酷な条件下における母材靭
性の改善については全く考慮していなかった。そして、
本発明によれば、極めて高度の母材靭性を確保する為に
は、更にNbを適切に制御することが有効であることを
見出したところに特徴の一つを有するものであり、先願
発明では開示されていなかった新しい技術的思想が付加
されている点で、本願発明は、先願発明とは異なる発明
であると言える。即ち、本発明は、「小入熱溶接時にお
ける耐低温割れ性及びHAZ靭性の向上」という課題に
対しては、先願発明のアプローチをそのまま踏襲してい
くと共に、本発明独自に提起された「極めて高度の母材
靭性確保」という課題に対しては、新たに見出したNb
添加による旧γ粒径の微細化により達成した次第であ
り、両者は解決すべき課題及び達成手段が異なるもので
ある。
びKP値について説明する。
度確保を両立させる為に必要な元素である。Cが0.0
6%を超えると高冷却速度側で低温ベイナイトではなく
マルテンサイトが生成する様になり、耐低温割れ性が改
善されない。好ましくは0.055%以下である。尚、
0.010%未満では必要最小限の母材強度が得られな
い。好ましくは0.030%以上である。
速度〜低冷却速度で低温ベイナイトを生成し易くすると
共に、前述の通り、極低Cとし、同時に所定のB量を添
加することにより溶接時におけるHAZ部の耐低温割れ
性と母材強度の確保を両立させることができる点で有用
である。
々1.0%以上,0.1%以上,0.1%以上であるこ
とが必要である。これらの含有量に満たないと所望の焼
入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。好
ましくはMn:1.25%以上,Cr:0.3%以上、
Mo:0.3%以上である。但し、Mn,Cr及びMo
の含有量が、夫々3.0%,2.0%,1.5%を超え
ると母材の靭性が低下する。好ましくはMn:2.5%
以下,Cr:1.5%以下、Mo:1.3%以下であ
る。
3.4以上であることが必要である。KP値が3.4未
満では、上記作用を有効に発揮させることができず、高
温ベイナイトまたはフェライトが生成する様になり、7
80MPa以上の母材強度が得られなくなる(後記する
図1を参照)。KP値は大きい程良く、好ましくは4.
0以上である。尚、その上限は、Mn,Cr,Moの各
添加量の上限に基づいて定められる範囲であれば特に制
限されないが、母材靭性等を考慮すれば7以下、より好
ましくは6以下に制御することが推奨される。
を生成させ易くすると共に、前述の通り、極低Cとし、
同時に適量のMn,Cr,Moを添加することにより熱
溶接時におけるHAZ部の耐低温割れ性と母材強度確保
を両立させることができる点で有用である。Bが0.0
006%未満では、焼入れ性改善効果が期待できず、母
材強度が不足してしまう。好ましくは0.0007%以
上である。但し、Bが0.0050%を超えると、かえ
って焼入れ性が低下し、母材強度が不足する。好ましく
は0.0030%以下である。
に寄与する成分及び要件である。そして、本発明のもう
一つの課題である極めて高度の母材靭性を得る為には、
Nbを0.010〜0.05%の範囲で添加することが
必要であり、これによりvE -80≧47J、好ましくは
vE-100≧47Jという極めて高レベルの母材靭性が達
成されるのである。
られるのは、Nb添加によりγ粒径が微細化され、変態
後のベイナイトブロックサイズが微細化されることに起
因するものと考えられる。尚、490〜590MPa級
の高張力鋼板では、γ粒の微細化による母材靭性の改善
が一般に行われているが、これは、フェライト組織が主
体である鋼板において有用な方法であり、780MPa
級の高張力鋼板では、ベイナイト組織及びマルテンサイ
ト組織が主体となる為、γ粒径を微細化した場合は焼入
れ性が劣化し、むしろ母材靭性が劣化すると考えられて
いた。これに対し、本発明では前述の如く低C及びKP
値の制御による高焼入れ性を確保し、これがNb添加に
よるγ粒微細化作用と相俟って、結果的に高度の母材靭
性を達成できたものと思料される。この様なNb添加に
よる靭性向上作用を有効に発揮させる為には0.010
%以上の添加が必要である。好ましくは0.020%以
上、より好ましくは0.030%超である。但し、Nb
の添加量が0.05%を超えるとHAZ靭性等が低下す
る。好ましくは0.040%以下である。
な要素・成分であり、残部:鉄及び本発明の作用を損な
わない許容成分である。
与を目指して、Ti:0.03%以下,Zr:0.05
%以下,及びHf:0.10%以下よりなる群から選択
される少なくとも一種を含有し、上式(2)で表される
KNが−1≦KN≦4.0を満足する様制御することが
推奨される。
して含まれるNを固定する作用を有し、溶接時における
HAZ部でNが固溶Bと結合し、Bが消費されてB添加
による作用が損なわれるのを防止する作用もある。更
に、Ti等の窒化物は溶接時におけるHAZ部のγ粒を
微細化し、HAZ靭性改善にも寄与する。かかる観点か
ら、これらの元素は鋼中のN含有量に応じ、必要があれ
ば積極的に添加することが推奨される。その場合、上記
元素のうちTiは必ず含まれる様に添加し、他の元素
(Zr,Hf)は必要に応じてTiと共に添加すること
が好ましい。具体的には、Ti:0.03%,Zr:
0.05%,Hf:0.10%を超えると母材の靭性が
劣化するので、これ以下に制御することが推奨される。
(2)で定義されるKN値が−1〜4.0であることが
好ましい。例えばN量が多いにもかかわらず上記元素の
添加量が少ない為、KN値が4.0を超えるときには、
B添加による作用が有効に発揮されず、HAZ靭性が低
下する(後記する図2を参照)。一方、上記元素の添加
量が多すぎてKNが−1未満になると、母材の靭性が劣
化する。より好ましくは0.0以上、3.0以下であ
る。
靭性の向上を目指して、下記元素を積極的に添加するこ
とが推奨される。
有効に発揮させる為には、0.05%以上添加すること
が好ましい。但し、1.0%を超えて添加すると溶接性
及び母材靭性が低下するので、その上限を1.0%とす
ることが好ましい。より好ましくは0.50%以下であ
る。
ると共に、焼入れ性向上作用も有する元素である。但
し、2.0%を超えて添加するとHAZ靭性が低下する
為、その上限を2.0%とすることが好ましい。より好
ましくは1.5%以下である。
て添加するとスケール疵が発生し易くなる為、その上限
を6%とすることが好ましい。より好ましくは4%以下
である。
る作用がある。但し、0.10%を超えて添加するとH
AZ靭性が低下する為、その上限を0.10%とするこ
とが好ましい。より好ましくは0.07%以下である。
加させることによりBの焼入れ性を高める元素である。
この様な作用を有効に発揮させる為には0.01%以上
添加することが好ましい。但し、0.20%を超えて添
加すると靭性が劣化するので、その上限を0.20%と
することが好ましい。より好ましくは0.10%以下で
ある。
作用を阻害し、母材の靭性及びHAZ靭性を低下させ
る。Nの含有量が0.020%を超えるとその作用が顕
著になる為、Ti等の添加によるKN値制御によるHA
Z靭性・母材靭性の向上、Al添加による焼入れ性向上
効果を有効に発揮させることができない。より好ましく
は0.010%以下である。
性を低減する効果を有する元素である。この様な作用を
有効に発揮させる為には0.0005%以上添加するこ
とが好ましい。但し、0.005%を超えて過剰に添加
すると母材靭性が低下するのでその上限を0.005%
とすることが好ましい。
て説明する。
鋼を用い、加熱、熱間圧延、及び焼入れした後、焼戻し
することにより所望の高張力鋼板を得ることができる。
各工程の条件(温度、時間等)は特に限定されず、通常
用いられる高張力鋼板の製造条件を適宜採用することが
できる。具体的には、例えば約1000〜1200℃で
2時間以上加熱した後、熱間圧延を行い、900〜95
0℃で圧延を完了し、その後冷却する。次いで約880
〜950℃で10分以上保持した後、水冷することが推
奨される。また、焼戻し工程では、約550〜650℃
で約5〜15分保持して行うことが推奨される。この様
に本発明によれば、高張力鋼板の製造に当たり、通常実
施される製造条件を適用することにより、溶接性及び母
材靭性に優れた高張力鋼板が得られ、前述の特開平6−
240353の如く、圧延後に2回の加工熱処理からな
る操作を1回以上繰返し行った後、焼戻し処理するとい
った繁雑な製造工程を経る必要がない点で、極めて有用
である。
べる。ただし、下記実施例は本発明を制限するものでは
なく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施する
ことは全て本発明の技術的範囲に包含される。
により溶製し、スラブとした後、1100〜1150℃
で2時間保持した後、熱間圧延し、900〜950℃で
圧延を完了して徐冷した。その後、再加熱し、900℃
で15分保持した後、水冷し、表3〜4に記載の焼戻し
条件で所定の板厚からなる高張力鋼板を製造した。
記要領で母材特性[強度及び靭性(vE-100)]を評価
し、本発明で基準とする母材特性レベル(強度≧780
MPa、vE-100≧471)をクリアしたものについて
は、更に溶接性(耐低温割れ性及びHAZ靭性)を評価
した。
験片を採取し、引張試験を行うことにより0.2%耐力
及び引張強さを測定した。本発明では、引張強さ≧78
0MPaを合格とした、 衝撃試験:各鋼板の板厚1/4部位からJIS4号試
験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行うことにより吸
収エネルギー(vE-100)を得た。本発明では、vE
-100≧47Jを合格とした。
で溶接を行い、図4に示す部位からJIS4号試験片を
採取してシャルピー試験を行い、ボンド部の吸収エネル
ギー(vE-10)を求めた。本発明では、vE-10≧47
Jを合格とした、 耐低温割れ性:JIS Z 3158に記載のy形溶
接割れ試験法に基づいて、入熱1.7kJ/mmで被覆
アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定し
た。本発明では25℃以下を合格とした。
ができる。
る実施例であり、表3に示す通り、いずれの鋼板も母材
特性及び溶接性に優れていた。
満足しない比較例であるが、これらは表4に示す不具合
を有している。
を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。
また、No.24はC量が本発明の上限値を超える例で
あり、耐低温割れ性が低下した。
える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。
回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。ま
た、No.28はMn量が本発明の上限値を超える例で
あり、母材靭性が低下した。
える例であり、耐低温割れ性が低下した。
える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
える例であり、HAZ靭性が低下した。また、No.3
3はNb量が本発明の下限値を下回る例であり、母材靭
性が低下した。
える例であり、母材靭性が低下した。
る例であり、HAZ靭性が低下した。
下限値/上限値を下回る/超える例であり、いずれも所
望の母材強度が得られなかった。
える例であり、母材靭性が低下した。
回る例であり、母材靭性が低下した。また、No.43
はKN値が本発明の上限値を超える例であり、HAZ靭
性が低下した。
える例であり、母材靭性が低下した。
える例であり、母材靭性が低下した。
える例であり、母材靭性が低下した。
る例であり、HAZ靭性が低下した。
張強さ)とKP値の関係をグラフ化したものであるが、
KP値を3.4以上に制御することにより780MPa
以上の引張強度が得られることが分かる。
mmの溶接時のHAZ靭性(vE-1 00)とKN値の関係
をグラフ化したものえあるが、KN値を−1.0〜4.
0の範囲に制御することにより47kJ以上のHAZ靭
性が得られることが分かる。
溶接性(耐低温割れ性及びHAZ靭性)に優れると共
に、良好な母材靭性(特にvE-80≧47J、好ましく
はvE-10 0≧47J)も兼ね備えた高張力鋼板を提供す
ることができた。
る。
採取位置を示す概略説明図である。
式的なCCT線図である。
Claims (4)
- 【請求項1】C :0.010〜0.06%(質量%の
意味、以下同じ),Mn:1.0〜3.0%,Cr:
0.1〜2.0%,Mo:0.1〜1.5%,B :
0.0006〜0.0050%,Nb:0.010〜
0.05%を含有し、 下式(1)で表されるKPがKP≧3.4を満足するも
のであることを特徴とする溶接性及び母材靭性に優れた
高張力鋼板。 KP=[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo] … (1) (式中、[ ]は各元素の含有量(%)を意味する) - 【請求項2】 更にTi:0.03%以下,Zr:0.
05%以下,及びHf:0.10%以下よりなる群から
選択される少なくとも一種を含有し、 下式(2)で表されるKNが−1≦KN≦4.0を満足
するものである請求項1に記載の高張力鋼板。 KN=([N]/14−[Ti]/48−[Zr]/91−[Hf]/178) ×104 …(2) (式中、[ ]は各元素の含有量(%)を意味する) - 【請求項3】 更にSi:1.0%以下 (0%を含
まない),Cu:2.0%以下 (0%を含む),N
i:6%以下 (0%を含む),V :0.10
%以下 (0%を含む),Al:0.20%以下 (0
%を含む),N :0.020%以下(0%を含む)を
含有するものである請求項1または2に記載の高張力鋼
板。 - 【請求項4】 更にCa:0.0005〜0.005%
を含有するものである請求項1〜3のいずれかに記載の
高張力鋼板。
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---|---|---|---|
JP35660699A JP3618270B2 (ja) | 1999-12-15 | 1999-12-15 | 溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板 |
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JP35660699A Expired - Lifetime JP3618270B2 (ja) | 1999-12-15 | 1999-12-15 | 溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板 |
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