JP2001527153A - 優れた低温靭性を有する超高強度オースエージ鋼 - Google Patents
優れた低温靭性を有する超高強度オースエージ鋼Info
- Publication number
- JP2001527153A JP2001527153A JP2000525584A JP2000525584A JP2001527153A JP 2001527153 A JP2001527153 A JP 2001527153A JP 2000525584 A JP2000525584 A JP 2000525584A JP 2000525584 A JP2000525584 A JP 2000525584A JP 2001527153 A JP2001527153 A JP 2001527153A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- weight
- steel sheet
- temperature
- steel slab
- 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.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 239
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 239
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 53
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 39
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 38
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 37
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 30
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 29
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 28
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 20
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 19
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 14
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 10
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 7
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 239000000654 additive Substances 0.000 claims abstract description 6
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 42
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 19
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 16
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 15
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 14
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 12
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 9
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 238000005336 cracking Methods 0.000 claims description 6
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 claims description 5
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 claims description 4
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 claims description 4
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 claims description 3
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 claims description 3
- ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N methanidylidynevanadium(1+) Chemical class [V+]#[C-] ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 claims description 2
- DBIMSKIDWWYXJV-UHFFFAOYSA-L [dibutyl(trifluoromethylsulfonyloxy)stannyl] trifluoromethanesulfonate Chemical compound CCCC[Sn](CCCC)(OS(=O)(=O)C(F)(F)F)OS(=O)(=O)C(F)(F)F DBIMSKIDWWYXJV-UHFFFAOYSA-L 0.000 claims 2
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 claims 2
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims 1
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 58
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 18
- 239000010949 copper Substances 0.000 abstract description 14
- 239000010936 titanium Substances 0.000 abstract description 14
- 239000011651 chromium Substances 0.000 abstract description 12
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 6
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 6
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 239000010703 silicon Substances 0.000 abstract description 4
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 abstract description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 abstract description 3
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 abstract 1
- 235000013339 cereals Nutrition 0.000 description 33
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 18
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 17
- 229910000922 High-strength low-alloy steel Inorganic materials 0.000 description 14
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 13
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 11
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 11
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 10
- RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N tris(3-methylphenyl) phosphate Chemical compound CC1=CC=CC(OP(=O)(OC=2C=C(C)C=CC=2)OC=2C=C(C)C=CC=2)=C1 RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 8
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 8
- 239000003381 stabilizer Substances 0.000 description 8
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 6
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 5
- 238000003776 cleavage reaction Methods 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 230000007017 scission Effects 0.000 description 5
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 5
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 4
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 235000012771 pancakes Nutrition 0.000 description 4
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 4
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 4
- MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N trimethyl(1,1,2,2,2-pentafluoroethyl)silane Chemical compound C[Si](C)(C)C(F)(F)C(F)(F)F MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 4
- INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 1-(chloromethyl)-4-[4-(chloromethyl)phenyl]benzene Chemical compound C1=CC(CCl)=CC=C1C1=CC=C(CCl)C=C1 INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 3
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 3
- 238000011161 development Methods 0.000 description 3
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 3
- 230000001976 improved effect Effects 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 230000001902 propagating effect Effects 0.000 description 3
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 3
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 3
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 3
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 2
- ATUOYWHBWRKTHZ-UHFFFAOYSA-N Propane Chemical compound CCC ATUOYWHBWRKTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 2
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 2
- 239000011362 coarse particle Substances 0.000 description 2
- 230000003750 conditioning effect Effects 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 2
- 238000013461 design Methods 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000001939 inductive effect Effects 0.000 description 2
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 2
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 238000012821 model calculation Methods 0.000 description 2
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 2
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 2
- 230000008450 motivation Effects 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 2
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 2
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 241000257465 Echinoidea Species 0.000 description 1
- OTMSDBZUPAUEDD-UHFFFAOYSA-N Ethane Chemical compound CC OTMSDBZUPAUEDD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000914 Mn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001182 Mo alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 240000007594 Oryza sativa Species 0.000 description 1
- 235000007164 Oryza sativa Nutrition 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N Titanium nitride Chemical compound [Ti]#N NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000797 Ultra-high-strength steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000009529 body temperature measurement Methods 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 1
- 238000004146 energy storage Methods 0.000 description 1
- 238000004299 exfoliation Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 230000009036 growth inhibition Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000003949 liquefied natural gas Substances 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- UNASZPQZIFZUSI-UHFFFAOYSA-N methylidyneniobium Chemical compound [Nb]#C UNASZPQZIFZUSI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 1
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 230000000750 progressive effect Effects 0.000 description 1
- 239000001294 propane Substances 0.000 description 1
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 235000009566 rice Nutrition 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000005549 size reduction Methods 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000005382 thermal cycling Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
原板中、及び溶接された時の熱影響ゾーン(HAZ)中で優れた低温靭性を有し、830 MPa (120 ksi)より大きい引張強さ並びにオーステナイトフィルム層と微粒子マルテンサイト／下部ベイナイトラスとを含むミクロラミネート微小構造を有する超高強度、溶接性、低合金鋼が、鉄と特定重量％の一部又は全部の添加剤、炭素、マンガン、ニッケル、窒素、銅、クロム、モリブデン、ケイ素、ニオブ、バナジウム、チタン、アルミニウム、及びホウ素とを含む鋼スラブを加熱し、スラブをオーステナイトが再結晶する温度範囲で一つ以上の通過で減少して板を形成し、板をオーステナイト再結晶温度以下かつAr3変態点以上の温度範囲で一つ以上の通過で仕上げ圧延し、仕上げ圧延板を好適な急冷停止温度(QST)に急冷し、急冷を停止し、或る時間の期間にわたって、板をQSTで等温に保ち、もしくは板を空冷前に徐冷し、又は板を周囲温度に単に空冷することにより調製される。
Description
【０００１】 （技術分野） 本発明は原板及び溶接された時の熱影響ゾーン(HAZ)の両方で優れた低温靭性 を有する超高強度の溶接性低合金鋼板に関する。更に、本発明はこのような鋼板
の製造方法に関する。
の製造方法に関する。
【０００２】 （背景技術） 種々の用語が以下の明細書に定義される。便宜のために、用語の解説が図面の
簡単な説明の直前に示される。 頻繁に、加圧された揮発性液体を低温、即ち、約-40℃（-40°F）より低い温 度で貯蔵し、輸送する要望がある。例えば、加圧された液化天然ガス(PLNG)を約
1035 kPa (150 psia)〜約7590 kPa (1100 psia)の広範囲の圧力及び約-123℃（-
190°F）〜約-62℃（-80°F）の範囲の温度で貯蔵し、輸送するための容器に対 する要望がある。また、高い蒸気圧を有するその他の揮発性液体、例えば、メタ
ン、エタン、及びプロパンを低温で安全かつ経済的に貯蔵し、輸送するための容
器に対する要望がある。溶接鋼からつくられるこのような容器について、鋼は液
体圧力に耐えるのに充分な強度及び原鋼及びHAZの両方における破壊、即ち、操 作条件での破損イベントの開始を防止するのに充分な靭性を有する必要がある。
簡単な説明の直前に示される。 頻繁に、加圧された揮発性液体を低温、即ち、約-40℃（-40°F）より低い温 度で貯蔵し、輸送する要望がある。例えば、加圧された液化天然ガス(PLNG)を約
1035 kPa (150 psia)〜約7590 kPa (1100 psia)の広範囲の圧力及び約-123℃（-
190°F）〜約-62℃（-80°F）の範囲の温度で貯蔵し、輸送するための容器に対 する要望がある。また、高い蒸気圧を有するその他の揮発性液体、例えば、メタ
ン、エタン、及びプロパンを低温で安全かつ経済的に貯蔵し、輸送するための容
器に対する要望がある。溶接鋼からつくられるこのような容器について、鋼は液
体圧力に耐えるのに充分な強度及び原鋼及びHAZの両方における破壊、即ち、操 作条件での破損イベントの開始を防止するのに充分な靭性を有する必要がある。
【０００３】 延性から脆性への遷移温度(DBTT)は構造鋼中の二つの破壊レジメを概説する。
DBTT以下の温度では、鋼中の破壊が低エネルギー開裂（脆性）破壊により起こる
傾向があり、一方、DBTTより上の温度では、鋼中の破壊が高エネルギー延性破壊
により起こる傾向がある。前記低温適用及びその他の負荷支持、低温使用につい
ての貯蔵容器及び輸送容器の構築に使用される溶接鋼は原鋼及びHAZの両方にお いて使用温度より充分に下のDBTTを有して低エネルギー開裂破壊による破損を避
ける必要がある。 低温構造適用に通常使用されるニッケル含有鋼、例えば、約３重量％より大き
いニッケル含量を有する鋼は低DBTTを有するが、また比較的低い引張強さを有す
る。典型的には、市販の3.5重量％のNi鋼、5.5重量％のNi鋼、及び９重量％のNi
鋼は夫々約-100℃（-150°F）、-155℃（-250°F）、及び-175℃（-280°F）のD
BTT及び夫々約485 MPa (70 ksi)、620 MPa (90 ksi)、及び830 MPa (120 ksi)ま
での引張強さを有する。強度及び靭性のこれらの組み合わせを得るためには、こ
れらの鋼は一般にコストのかかる加工、例えば、二重焼なまし処理を受ける。低
温適用の場合、工業は現在これらの商用のニッケル含有鋼を低温におけるそれら
の良好な靭性のために使用しているが、それらの比較的低い引張強さについて設
計する必要がある。設計は一般に負荷支持の低温適用について過度の鋼厚さを必
要とする。こうして、負荷支持の低温適用におけるこれらのニッケル含有鋼の使
用は必要とされる鋼厚さと合わせて鋼の高コストのために高価である傾向がある
。
DBTT以下の温度では、鋼中の破壊が低エネルギー開裂（脆性）破壊により起こる
傾向があり、一方、DBTTより上の温度では、鋼中の破壊が高エネルギー延性破壊
により起こる傾向がある。前記低温適用及びその他の負荷支持、低温使用につい
ての貯蔵容器及び輸送容器の構築に使用される溶接鋼は原鋼及びHAZの両方にお いて使用温度より充分に下のDBTTを有して低エネルギー開裂破壊による破損を避
ける必要がある。 低温構造適用に通常使用されるニッケル含有鋼、例えば、約３重量％より大き
いニッケル含量を有する鋼は低DBTTを有するが、また比較的低い引張強さを有す
る。典型的には、市販の3.5重量％のNi鋼、5.5重量％のNi鋼、及び９重量％のNi
鋼は夫々約-100℃（-150°F）、-155℃（-250°F）、及び-175℃（-280°F）のD
BTT及び夫々約485 MPa (70 ksi)、620 MPa (90 ksi)、及び830 MPa (120 ksi)ま
での引張強さを有する。強度及び靭性のこれらの組み合わせを得るためには、こ
れらの鋼は一般にコストのかかる加工、例えば、二重焼なまし処理を受ける。低
温適用の場合、工業は現在これらの商用のニッケル含有鋼を低温におけるそれら
の良好な靭性のために使用しているが、それらの比較的低い引張強さについて設
計する必要がある。設計は一般に負荷支持の低温適用について過度の鋼厚さを必
要とする。こうして、負荷支持の低温適用におけるこれらのニッケル含有鋼の使
用は必要とされる鋼厚さと合わせて鋼の高コストのために高価である傾向がある
。
【０００４】 一方では、幾つかの市販の技術水準の低炭素及び中間炭素の高強度、低合金(H
SLA)鋼、例えば、AISI 4320鋼又は4330鋼は、優れた引張強さ（例えば、約830 M
Pa (120 ksi)より大きい）及び低コストを与える潜在性を有するが、全般に、そ
して特に溶接熱影響ゾーン(HAZ)において比較的高いDBTTを問題としている。一 般に、これらの鋼では、引張強さが増大するにつれて、溶接性及び低温靭性が低
下する傾向がある。この理由のために、現在の市販の技術水準のHSLA鋼は一般に
低温適用について考えられない。これらの鋼中のHAZの高DBTTは一般に粗大粒子 かつ臨界間再熱HAZ、即ち、約Ac1変態点から約Ac3変態点までの温度に加熱され たHAZ中で溶接熱サイクルから生じる望ましくない微小構造の形成のためである （Ac1変態点及びAc3変態点の定義について用語解説を参照のこと）。DBTTは結晶
粒度及びHAZ中の脆化微小構造成分、例えば、マルテンサイト−オーステナイト(
MA)島を増大するにつれてかなり増大する。例えば、油及びガスの通過のための 技術水準HSLA鋼、X100ラインパイプ中のHAZに関するDBTTは約-50℃（-60°F）よ
り高い。前記商用のニッケル含有鋼の低温靭性特性をHSLA鋼の高強度及び低コス
ト寄与と組み合わせるとともに、また優れた溶接性及び所望の厚さ部分の能力、
即ち、約2.5cm（１インチ）より大きい厚さにおける実質的に一様な微小構造及 び特性（例えば、強度及び靭性）を与える新規鋼の開発についてエネルギー貯蔵
及び輸送セクターに有意な動機がある。
SLA)鋼、例えば、AISI 4320鋼又は4330鋼は、優れた引張強さ（例えば、約830 M
Pa (120 ksi)より大きい）及び低コストを与える潜在性を有するが、全般に、そ
して特に溶接熱影響ゾーン(HAZ)において比較的高いDBTTを問題としている。一 般に、これらの鋼では、引張強さが増大するにつれて、溶接性及び低温靭性が低
下する傾向がある。この理由のために、現在の市販の技術水準のHSLA鋼は一般に
低温適用について考えられない。これらの鋼中のHAZの高DBTTは一般に粗大粒子 かつ臨界間再熱HAZ、即ち、約Ac1変態点から約Ac3変態点までの温度に加熱され たHAZ中で溶接熱サイクルから生じる望ましくない微小構造の形成のためである （Ac1変態点及びAc3変態点の定義について用語解説を参照のこと）。DBTTは結晶
粒度及びHAZ中の脆化微小構造成分、例えば、マルテンサイト−オーステナイト(
MA)島を増大するにつれてかなり増大する。例えば、油及びガスの通過のための 技術水準HSLA鋼、X100ラインパイプ中のHAZに関するDBTTは約-50℃（-60°F）よ
り高い。前記商用のニッケル含有鋼の低温靭性特性をHSLA鋼の高強度及び低コス
ト寄与と組み合わせるとともに、また優れた溶接性及び所望の厚さ部分の能力、
即ち、約2.5cm（１インチ）より大きい厚さにおける実質的に一様な微小構造及 び特性（例えば、強度及び靭性）を与える新規鋼の開発についてエネルギー貯蔵
及び輸送セクターに有意な動機がある。
【０００５】 非低温適用では、殆どの市販の技術水準の低炭素及び中間炭素のHSLA鋼が、高
強度におけるそれらの比較的低い靭性のために、それらの強度の一部で設計され
、又は許される靭性を得るために低強度に加工される。エンジニアリング適用で
は、これらのアプローチは増大された断面厚さをもたらし、それ故、HSLA鋼の高
強度潜在性が充分に利用し得るよりも高い部品重量及び最終的に高いコストをも
たらす。幾つかの重要な適用、例えば、高性能ギヤでは、約３重量％より大きい
Niを含む鋼（例えば、AISI 48XX、SAE 93XX等）が充分な靭性を維持するのに使 用される。このアプローチはHSLA鋼の優れた強度に接近するためにかなりのコス
トペナルティーをもたらす。通常の商用HSLA鋼の使用で見られる付加的な問題は
、特に低い入熱溶接が使用される場合の、HAZ中の水素亀裂である。 低合金鋼 では高強度及び超高強度における靭性の低コストの増進に対してかなりの経済的
な動機及び明確なエンジニアリング要望がある。特に、商用の低温適用における
使用について、原板及びHAZの両方で、超高強度、例えば、830 MPa (120 ksi)よ
り大きい引張強さ、及び優れた低温靭性、例えば、約-73℃（-100°F）より低い
DBTTを有する妥当な価格の鋼に対する要望がある。 それ故、本発明の主目的は三つの主要な領域：(i)原鋼及び溶接HAZで約-73℃ （-100°F）未満へのDBTTの低下、(ii)830 MPa (120 ksi)より大きい引張強さの
達成、及び(iii)優れた溶接性の提供において低温における適用可能性について 技術水準のHSLA鋼技術を改良することである。本発明の別の目的は約2.5cm（１ インチ）より大きい厚さで厚さにわたって実質的に一様な微小構造及び性質を有
する前記HSLA鋼を得、現在の商用で利用できる加工技術を使用してそうすること
であり、その結果、商用の低温プロセスにおけるこれらの鋼の使用が経済的に実
施可能である。
強度におけるそれらの比較的低い靭性のために、それらの強度の一部で設計され
、又は許される靭性を得るために低強度に加工される。エンジニアリング適用で
は、これらのアプローチは増大された断面厚さをもたらし、それ故、HSLA鋼の高
強度潜在性が充分に利用し得るよりも高い部品重量及び最終的に高いコストをも
たらす。幾つかの重要な適用、例えば、高性能ギヤでは、約３重量％より大きい
Niを含む鋼（例えば、AISI 48XX、SAE 93XX等）が充分な靭性を維持するのに使 用される。このアプローチはHSLA鋼の優れた強度に接近するためにかなりのコス
トペナルティーをもたらす。通常の商用HSLA鋼の使用で見られる付加的な問題は
、特に低い入熱溶接が使用される場合の、HAZ中の水素亀裂である。 低合金鋼 では高強度及び超高強度における靭性の低コストの増進に対してかなりの経済的
な動機及び明確なエンジニアリング要望がある。特に、商用の低温適用における
使用について、原板及びHAZの両方で、超高強度、例えば、830 MPa (120 ksi)よ
り大きい引張強さ、及び優れた低温靭性、例えば、約-73℃（-100°F）より低い
DBTTを有する妥当な価格の鋼に対する要望がある。 それ故、本発明の主目的は三つの主要な領域：(i)原鋼及び溶接HAZで約-73℃ （-100°F）未満へのDBTTの低下、(ii)830 MPa (120 ksi)より大きい引張強さの
達成、及び(iii)優れた溶接性の提供において低温における適用可能性について 技術水準のHSLA鋼技術を改良することである。本発明の別の目的は約2.5cm（１ インチ）より大きい厚さで厚さにわたって実質的に一様な微小構造及び性質を有
する前記HSLA鋼を得、現在の商用で利用できる加工技術を使用してそうすること
であり、その結果、商用の低温プロセスにおけるこれらの鋼の使用が経済的に実
施可能である。
【０００６】 （発明の開示） 本発明の上記目的と合致して、所望の化学の低合金鋼スラブを適当な温度に再
熱し、次いで熱間圧延して鋼板を成形し、熱間圧延の終了時に、水の如き好適な
液体で好適な急冷停止温度(QST)に急冷することにより迅速に冷却して、好まし くは、約２体積％〜約10体積％のオーステナイトフィルム層及び約90体積％〜約
98体積％の主として微粒子マルテンサイトと微粒子下部ベイナイトのラスを含む
ミクロラミネート微小構造を生成する加工方法が提供される。本発明の一実施態
様において、鋼板がその後に周囲温度に空冷される。別の実施態様において、鋼
板がQSTで約５分間にわたって実質的に等温で保持され、続いて周囲温度に空冷 される。更に別の実施態様において、鋼板が約５分間までにわたって約1.0℃／ 秒（1.8°F/秒）より低い速度で徐冷され、続いて周囲温度に空冷される。本発 明を記載する際に使用されるように、急冷は鋼を周囲温度に空冷するのとは反対
に鋼の冷却速度を増大する傾向について選ばれた液体が使用されるあらゆる手段
による加速された冷却を表す。
熱し、次いで熱間圧延して鋼板を成形し、熱間圧延の終了時に、水の如き好適な
液体で好適な急冷停止温度(QST)に急冷することにより迅速に冷却して、好まし くは、約２体積％〜約10体積％のオーステナイトフィルム層及び約90体積％〜約
98体積％の主として微粒子マルテンサイトと微粒子下部ベイナイトのラスを含む
ミクロラミネート微小構造を生成する加工方法が提供される。本発明の一実施態
様において、鋼板がその後に周囲温度に空冷される。別の実施態様において、鋼
板がQSTで約５分間にわたって実質的に等温で保持され、続いて周囲温度に空冷 される。更に別の実施態様において、鋼板が約５分間までにわたって約1.0℃／ 秒（1.8°F/秒）より低い速度で徐冷され、続いて周囲温度に空冷される。本発 明を記載する際に使用されるように、急冷は鋼を周囲温度に空冷するのとは反対
に鋼の冷却速度を増大する傾向について選ばれた液体が使用されるあらゆる手段
による加速された冷却を表す。
【０００７】 また、本発明の上記目的と合致して、本発明に従って加工された鋼は、鋼が好
ましくは約2.5cm（１インチ）以上の鋼板厚さについて下記の特性：(i)原鋼及び
溶接HAZで約-73℃（-100°F）より低いDBTT、(ii)830 MPa (120 ksi)より大きく
、好ましくは約860 MPa (125 ksi)より大きく、更に好ましくは約900 MPa (130
ksi)より大きい引張強さ、(iii)優れた溶接性、(iv)厚さにわたって実質的に一 様な微小構造及び性質、並びに(v)通常の市販のHSLA鋼より改良された靭性を有 する点で多くの低温適用に特に適している。これらの鋼は約930 MPa (135 ksi) より大きく、もしくは約965 MPa (140 ksi)より大きく、又は約1000 MPa (145 k
si)より大きい引張強さを有し得る。 本発明の利点は下記の詳細な説明及び図面を参照することにより更に良く理解
されるであろう。 本発明がその好ましい実施態様に関して記載されるが、本発明はこれらに限定
されないことが理解されるであろう。逆に、本発明は特許請求の範囲により特定
される本発明の精神及び範囲内に含まれる全ての別型、改良、及び均等物を含む
ことが意図されている。
ましくは約2.5cm（１インチ）以上の鋼板厚さについて下記の特性：(i)原鋼及び
溶接HAZで約-73℃（-100°F）より低いDBTT、(ii)830 MPa (120 ksi)より大きく
、好ましくは約860 MPa (125 ksi)より大きく、更に好ましくは約900 MPa (130
ksi)より大きい引張強さ、(iii)優れた溶接性、(iv)厚さにわたって実質的に一 様な微小構造及び性質、並びに(v)通常の市販のHSLA鋼より改良された靭性を有 する点で多くの低温適用に特に適している。これらの鋼は約930 MPa (135 ksi) より大きく、もしくは約965 MPa (140 ksi)より大きく、又は約1000 MPa (145 k
si)より大きい引張強さを有し得る。 本発明の利点は下記の詳細な説明及び図面を参照することにより更に良く理解
されるであろう。 本発明がその好ましい実施態様に関して記載されるが、本発明はこれらに限定
されないことが理解されるであろう。逆に、本発明は特許請求の範囲により特定
される本発明の精神及び範囲内に含まれる全ての別型、改良、及び均等物を含む
ことが意図されている。
【０００８】 （発明を実施するための最良の形態） 本発明は上記挑戦を満足する新規HSLA鋼の開発に関する。本発明は固有かつ微
小構造上の両方の強靭化を与えてDBTTを低下するだけでなく、高引張強さで靭性
を増進するための鋼化学と加工の新規な組み合わせに基いている。固有の強靭化
は本明細書に詳しく記載されるように、鋼中の重要な合金元素の賢明なバランス
により得られる。微小構造の強靭化は非常に微細な有効結晶粒度を得るだけでな
く、ミクロラミネート微小構造を促進することから生じる。図2Bを参照して、本
発明の鋼のミクロラミネート微小構造は主として微粒子下部ベイナイト又は微粒
子マルテンサイトの交互のラス28と、オーステナイトフィルム層30とを含むこと
が好ましい。オーステナイトフィルム層30の平均厚さがラス28の平均厚さの約10
％未満であることが好ましい。オーステナイトフィルム層30の平均厚さが約10nm
であり、ラス28の平均厚さが約0.2ミクロンであることが更に好ましい。
小構造上の両方の強靭化を与えてDBTTを低下するだけでなく、高引張強さで靭性
を増進するための鋼化学と加工の新規な組み合わせに基いている。固有の強靭化
は本明細書に詳しく記載されるように、鋼中の重要な合金元素の賢明なバランス
により得られる。微小構造の強靭化は非常に微細な有効結晶粒度を得るだけでな
く、ミクロラミネート微小構造を促進することから生じる。図2Bを参照して、本
発明の鋼のミクロラミネート微小構造は主として微粒子下部ベイナイト又は微粒
子マルテンサイトの交互のラス28と、オーステナイトフィルム層30とを含むこと
が好ましい。オーステナイトフィルム層30の平均厚さがラス28の平均厚さの約10
％未満であることが好ましい。オーステナイトフィルム層30の平均厚さが約10nm
であり、ラス28の平均厚さが約0.2ミクロンであることが更に好ましい。
【０００９】 オースエージは所望のオーステナイトフィルム層の保持を周囲温度で促進する
ことによりミクロラミネート微小構造の形成を促進するために本発明において使
用される。当業者に良く知られているように、オースエージは、加熱鋼中のオー
ステナイトの時効が温度範囲（そこで、オーステナイトが典型的にはベイナイト
及び／又はマルテンサイトに変換する）への鋼冷却の前に行なわれるプロセスで
ある。オースエージはオーステナイトの熱安定化を促進することが当業界で知ら
れている。本発明の特異な鋼化学と加工の組み合わせは、急冷が停止されてミク
ロラミネート微小構造中のオーステナイトフィルム層の形成に適したオーステナ
イトの時効を可能にした後にベイナイト変態の開始に充分な遅延時間を与える。
例えば、図１を今参照して、本発明に従って加工された鋼は示された温度範囲（
以下に更に詳しく説明される）内で制御された圧延２を受け、次いで鋼が急冷開
始点６から急冷停止点（即ち、QST）８まで急冷４を受ける。急冷が急冷停止点(
QST)８で停止された後、(i)一実施態様において、鋼板が好ましくは約５分間ま での時間の期間にわたってQSTで実質的に等温で保持され、次いで破線12により 示されるように周囲温度に空冷され、(ii)別の実施態様において、鋼板が約５分
間までにわたってQSTから約1.0℃／秒（1.8°F/秒）より低い速度で徐冷され、 その後に２点破線11により示されるように周囲温度に空冷され、(iii)更に別の 実施態様において、鋼板が点線10により示されるように周囲温度に空冷されても
よい。実施態様のいずれにおいても、オーステナイトフィルム層が下部ベイナイ
ト領域14中の下部ベイナイトラス及びマルテンサイト領域16中のマルテンサイト
ラスの形成後に保持される。上部ベイナイト領域18及びフェライト／パーライト
領域19が避けられる。本発明の鋼中で、増進されたオースエージが本明細書に記
載された鋼化学と加工の新規な組み合わせのために生じる。
ことによりミクロラミネート微小構造の形成を促進するために本発明において使
用される。当業者に良く知られているように、オースエージは、加熱鋼中のオー
ステナイトの時効が温度範囲（そこで、オーステナイトが典型的にはベイナイト
及び／又はマルテンサイトに変換する）への鋼冷却の前に行なわれるプロセスで
ある。オースエージはオーステナイトの熱安定化を促進することが当業界で知ら
れている。本発明の特異な鋼化学と加工の組み合わせは、急冷が停止されてミク
ロラミネート微小構造中のオーステナイトフィルム層の形成に適したオーステナ
イトの時効を可能にした後にベイナイト変態の開始に充分な遅延時間を与える。
例えば、図１を今参照して、本発明に従って加工された鋼は示された温度範囲（
以下に更に詳しく説明される）内で制御された圧延２を受け、次いで鋼が急冷開
始点６から急冷停止点（即ち、QST）８まで急冷４を受ける。急冷が急冷停止点(
QST)８で停止された後、(i)一実施態様において、鋼板が好ましくは約５分間ま での時間の期間にわたってQSTで実質的に等温で保持され、次いで破線12により 示されるように周囲温度に空冷され、(ii)別の実施態様において、鋼板が約５分
間までにわたってQSTから約1.0℃／秒（1.8°F/秒）より低い速度で徐冷され、 その後に２点破線11により示されるように周囲温度に空冷され、(iii)更に別の 実施態様において、鋼板が点線10により示されるように周囲温度に空冷されても
よい。実施態様のいずれにおいても、オーステナイトフィルム層が下部ベイナイ
ト領域14中の下部ベイナイトラス及びマルテンサイト領域16中のマルテンサイト
ラスの形成後に保持される。上部ベイナイト領域18及びフェライト／パーライト
領域19が避けられる。本発明の鋼中で、増進されたオースエージが本明細書に記
載された鋼化学と加工の新規な組み合わせのために生じる。
【００１０】 ミクロラミネート微小構造のベイナイト成分及びマルテンサイト成分並びにオ
ーステナイト相は微粒子下部ベイナイト及び微粒子ラスマルテンサイトの優れた
強度の寄与、並びにオーステナイトの優れた開裂破壊耐性を利用するように設計
される。ミクロラミネート微小構造は亀裂路中の湾曲部を実質的に最大にするよ
うに最適化され、それにより亀裂伝播耐性を増進して有意な微小構造強靭化を与
える。 以上によれば、約２体積％〜約10体積％のオーステナイトフィルム層及び約90
体積％〜約98体積％の主として微粒子マルテンサイトと微粒子下部ベイナイトの
ラスを含むミクロラミネート微小構造を有する超高強度鋼板の調製方法であって
、前記方法が(a)鋼スラブを充分に高い再熱温度に加熱して(i)鋼スラブを実質的
に均質にし、(ii)鋼スラブ中のニオブ及びバナジウムの炭化物及び浸炭窒化物の
実質的に全てを溶解し、そして(iii)微細な初期オーステナイト粒子を鋼スラブ 中に確立する工程；(b)鋼スラブを一つ以上の熱間圧延通過でオーステナイトが 再結晶する第一温度範囲で減少して鋼板を成形する工程；(c)更に鋼板を一つ以 上の熱間圧延通過で約Tnr温度以下かつ約Ar3変態点以上の第二温度範囲で減少す
る工程；(d)鋼板を約10℃／秒〜約40℃／秒（18°F/秒〜72°F/秒）の冷却速度 で約Ms変態点＋100℃（180°F）以下かつ約Ms変態点以上の急冷停止温度(QST)に
急冷する工程及び(e)前記急冷を停止する工程を含むことを特徴とする鋼板の調 製方法が提供される。一実施態様において、本発明の方法は鋼板をQSTから周囲 温度に空冷する工程を更に含む。別の実施態様において、本発明の方法は鋼板を
約５分間までにわたってQSTで実質的に等温に保持し、その後に鋼板を周囲温度 に空冷する工程を更に含む。更に別の実施態様において、本発明の方法は鋼板を
約５分間までにわたって約1.0℃／秒（1.8°F/秒）より低い速度でQSTから徐冷 し、その後に鋼板を周囲温度に空冷する工程を更に含む。この加工は約２体積％
〜約10体積％のオーステナイトフィルム層及び約90体積％〜約98体積％の主とし
て微粒子マルテンサイトと微粒子下部ベイナイトのラスへの鋼板の微小構造の変
換を促進する（Tnr温度、Ar3変態点及びMs変態点の定義について用語解説を参照
のこと）。
ーステナイト相は微粒子下部ベイナイト及び微粒子ラスマルテンサイトの優れた
強度の寄与、並びにオーステナイトの優れた開裂破壊耐性を利用するように設計
される。ミクロラミネート微小構造は亀裂路中の湾曲部を実質的に最大にするよ
うに最適化され、それにより亀裂伝播耐性を増進して有意な微小構造強靭化を与
える。 以上によれば、約２体積％〜約10体積％のオーステナイトフィルム層及び約90
体積％〜約98体積％の主として微粒子マルテンサイトと微粒子下部ベイナイトの
ラスを含むミクロラミネート微小構造を有する超高強度鋼板の調製方法であって
、前記方法が(a)鋼スラブを充分に高い再熱温度に加熱して(i)鋼スラブを実質的
に均質にし、(ii)鋼スラブ中のニオブ及びバナジウムの炭化物及び浸炭窒化物の
実質的に全てを溶解し、そして(iii)微細な初期オーステナイト粒子を鋼スラブ 中に確立する工程；(b)鋼スラブを一つ以上の熱間圧延通過でオーステナイトが 再結晶する第一温度範囲で減少して鋼板を成形する工程；(c)更に鋼板を一つ以 上の熱間圧延通過で約Tnr温度以下かつ約Ar3変態点以上の第二温度範囲で減少す
る工程；(d)鋼板を約10℃／秒〜約40℃／秒（18°F/秒〜72°F/秒）の冷却速度 で約Ms変態点＋100℃（180°F）以下かつ約Ms変態点以上の急冷停止温度(QST)に
急冷する工程及び(e)前記急冷を停止する工程を含むことを特徴とする鋼板の調 製方法が提供される。一実施態様において、本発明の方法は鋼板をQSTから周囲 温度に空冷する工程を更に含む。別の実施態様において、本発明の方法は鋼板を
約５分間までにわたってQSTで実質的に等温に保持し、その後に鋼板を周囲温度 に空冷する工程を更に含む。更に別の実施態様において、本発明の方法は鋼板を
約５分間までにわたって約1.0℃／秒（1.8°F/秒）より低い速度でQSTから徐冷 し、その後に鋼板を周囲温度に空冷する工程を更に含む。この加工は約２体積％
〜約10体積％のオーステナイトフィルム層及び約90体積％〜約98体積％の主とし
て微粒子マルテンサイトと微粒子下部ベイナイトのラスへの鋼板の微小構造の変
換を促進する（Tnr温度、Ar3変態点及びMs変態点の定義について用語解説を参照
のこと）。
【００１１】 周囲温度靭性及び低温靭性を確保するために、ミクロラミネート微小構造中の
ラスは主として下部ベイナイト又はマルテンサイトを含むことが好ましい。脆化
成分、例えば、上部ベイナイト、双晶マルテンサイト及びMAの形成を実質的に最
小にすることが好ましい。本発明の説明、及び特許請求の範囲に使用される“主
として”は少なくとも約50体積％を意味する。微小構造の残部は付加的な微粒子
下部ベイナイト、付加的な微粒子ラスマルテンサイト、又はフェライトを含み得
る。微小構造は少なくとも60体積％〜約80体積％の下部ベイナイト又はラスマル
テンサイトを含むことが更に好ましい。微小構造は少なくとも約90体積％の下部
ベイナイト又はラスマルテンサイトを含むことが更に好ましい。 本発明に従って加工される鋼スラブは通例の様式で製造され、一実施態様にお
いて、鉄と好ましくは下記の表１に示された重量範囲の下記の合金元素とを含む
。
ラスは主として下部ベイナイト又はマルテンサイトを含むことが好ましい。脆化
成分、例えば、上部ベイナイト、双晶マルテンサイト及びMAの形成を実質的に最
小にすることが好ましい。本発明の説明、及び特許請求の範囲に使用される“主
として”は少なくとも約50体積％を意味する。微小構造の残部は付加的な微粒子
下部ベイナイト、付加的な微粒子ラスマルテンサイト、又はフェライトを含み得
る。微小構造は少なくとも60体積％〜約80体積％の下部ベイナイト又はラスマル
テンサイトを含むことが更に好ましい。微小構造は少なくとも約90体積％の下部
ベイナイト又はラスマルテンサイトを含むことが更に好ましい。 本発明に従って加工される鋼スラブは通例の様式で製造され、一実施態様にお
いて、鉄と好ましくは下記の表１に示された重量範囲の下記の合金元素とを含む
。
【００１２】
【表１】 合金元素 範囲（重量％） 炭素(C) 0.04-0.12、更に好ましくは0.04-0.07 マンガン(Mn) 0.5-2.5、更に好ましくは1.0-1.8 ニッケル(Ni) 1.0-3.0、更に好ましくは1.5-2.5 銅(Cu) 0.1-1.0、更に好ましくは0.2-0.5 モリブデン(Mo) 0.1-0.8、更に好ましくは0.2-0.4 ニオブ(Nb) 0.02-0.1、更に好ましくは0.02-0.05 チタン(Ti) 0.008-0.03、更に好ましくは0.01-0.02 アルミニウム(Al) 0.001-0.05、更に好ましくは0.005-0.03 窒素(N) 0.002-0.005、更に好ましくは0.002-0.003
【００１３】 クロム(Cr)は、好ましくは約1.0重量％まで、更に好ましくは約0.2重量％〜約
0.6重量％で鋼に時折添加される。 ケイ素(Si)は、好ましくは約0.5重量％まで、更に好ましくは約0.01重量％〜 約0.5重量％、更に好ましくは約0.05重量％〜約0.1重量％で鋼に時折添加される
。 鋼は少なくとも約１重量％のニッケルを含むことが好ましい。鋼のニッケル
含量は所望により溶接後の性能を増進するために約３重量％以上に増大し得る。
ニッケルの各１重量％の添加は鋼のDBTTを約10℃（18°F）だけ低下すると予想 される。ニッケル含量は９重量％未満であることが好ましく、約６重量％未満で
あることが更に好ましい。ニッケル含量は鋼のコストを最小にするために最小に
されることが好ましい。ニッケル含量が約３重量％以上に増大される場合、マン
ガン含量は約0.5重量％以下から0.0重量％までに減少し得る。 ホウ素(B)は、好ましくは約0.0020重量％まで、更に好ましくは約0.0006重量 ％〜約0.0010重量％で鋼に時折添加される。 更に、残留物が鋼中で実質的に最小にされることが好ましい。リン(P)含量は 約0.01重量％未満であることが好ましい。硫黄(S)含量は約0.004重量％未満であ
ることが好ましい。酸素(O)含量は約0.002重量％未満であることが好ましい。
0.6重量％で鋼に時折添加される。 ケイ素(Si)は、好ましくは約0.5重量％まで、更に好ましくは約0.01重量％〜 約0.5重量％、更に好ましくは約0.05重量％〜約0.1重量％で鋼に時折添加される
。 鋼は少なくとも約１重量％のニッケルを含むことが好ましい。鋼のニッケル
含量は所望により溶接後の性能を増進するために約３重量％以上に増大し得る。
ニッケルの各１重量％の添加は鋼のDBTTを約10℃（18°F）だけ低下すると予想 される。ニッケル含量は９重量％未満であることが好ましく、約６重量％未満で
あることが更に好ましい。ニッケル含量は鋼のコストを最小にするために最小に
されることが好ましい。ニッケル含量が約３重量％以上に増大される場合、マン
ガン含量は約0.5重量％以下から0.0重量％までに減少し得る。 ホウ素(B)は、好ましくは約0.0020重量％まで、更に好ましくは約0.0006重量 ％〜約0.0010重量％で鋼に時折添加される。 更に、残留物が鋼中で実質的に最小にされることが好ましい。リン(P)含量は 約0.01重量％未満であることが好ましい。硫黄(S)含量は約0.004重量％未満であ
ることが好ましい。酸素(O)含量は約0.002重量％未満であることが好ましい。
【００１４】 鋼スラブの加工(1)DBTTの低下 例えば、約-73℃（-100°F）より低い、低DBTTの達成は低温適用について新規
HSLA鋼の開発に重要な挑戦である。その技術上の挑戦は本HSLA技術で強度を維持
／増大するとともに、特にHAZ中でDBTTを低下することである。本発明は以下に 記載されるように原板及びHAZで優れた低温特性を有する低合金鋼を製造する方 法で破壊耐性に対する固有の寄与だけでなく微小構造上の寄与の両方を変化する
ために合金及び加工の組み合わせを利用する。 本発明において、微小構造の強靭化は原鋼DBTTを低下するのに利用される。こ
の微小構造の強靭化は前オーステナイト結晶粒度を調質し、粒子形態を熱機械制
御圧延加工(TMCP)により改良し、ミクロラミネート微小構造を微細粒子内に生じ
ることからなり、全てが鋼板中の単位体積当りの高角度境界の界面領域を増進す
ることを目的とする。当業者に良く知られているように、本明細書に使用される
“粒子”は多結晶材料中の個々の結晶を意味し、また本明細書に使用される“粒
界”は一つの結晶配向から別の結晶配向への遷移に相当する金属中の狭いゾーン
を意味し、こうして一つの粒子を別の粒子から分離する。本明細書に使用される
“高角度粒界”は結晶配向が約８°以上だけ異なる二つの隣接粒子を分離する粒
界である。また、本明細書に使用される“高角度境界又は界面”は高角度粒界と
して有効に挙動し、即ち、伝播する亀裂又は破壊をそらす傾向があり、こうして
、破壊路中に湾曲部を誘発する境界又は界面である。 単位体積当りの高角度境界の全界面領域へのTMCPからの寄与、Svは下記の式に
より定義される。
HSLA鋼の開発に重要な挑戦である。その技術上の挑戦は本HSLA技術で強度を維持
／増大するとともに、特にHAZ中でDBTTを低下することである。本発明は以下に 記載されるように原板及びHAZで優れた低温特性を有する低合金鋼を製造する方 法で破壊耐性に対する固有の寄与だけでなく微小構造上の寄与の両方を変化する
ために合金及び加工の組み合わせを利用する。 本発明において、微小構造の強靭化は原鋼DBTTを低下するのに利用される。こ
の微小構造の強靭化は前オーステナイト結晶粒度を調質し、粒子形態を熱機械制
御圧延加工(TMCP)により改良し、ミクロラミネート微小構造を微細粒子内に生じ
ることからなり、全てが鋼板中の単位体積当りの高角度境界の界面領域を増進す
ることを目的とする。当業者に良く知られているように、本明細書に使用される
“粒子”は多結晶材料中の個々の結晶を意味し、また本明細書に使用される“粒
界”は一つの結晶配向から別の結晶配向への遷移に相当する金属中の狭いゾーン
を意味し、こうして一つの粒子を別の粒子から分離する。本明細書に使用される
“高角度粒界”は結晶配向が約８°以上だけ異なる二つの隣接粒子を分離する粒
界である。また、本明細書に使用される“高角度境界又は界面”は高角度粒界と
して有効に挙動し、即ち、伝播する亀裂又は破壊をそらす傾向があり、こうして
、破壊路中に湾曲部を誘発する境界又は界面である。 単位体積当りの高角度境界の全界面領域へのTMCPからの寄与、Svは下記の式に
より定義される。
【００１５】
【数１】
【００１６】 （式中、 ｄはオーステナイトが再結晶しない温度範囲の圧延の前の熱間圧延鋼板中の平
均オーステナイト結晶粒度（前オーステナイト結晶粒度）であり、 Ｒは減少比（初期の鋼スラブ厚さ／最終鋼板厚さ）であり、かつ ｒはオーステナイトが再結晶しない温度範囲の熱間圧延のための鋼の厚さの減
少率（％）である） 鋼のSvが増大するにつれて、DBTTが亀裂ずれ及び高角度境界における破壊路中
の付随の湾曲部のために低下することが当業界で公知である。商用のTMCP通例で
は、Ｒの値は所定の板厚さについて固定され、ｒの値に関する上限は典型的には
75である。Ｒ及びｒについて固定の値が与えられると、Svは上記式から明らかな
ようにｄを減少することにより実質的に増大し得る。本発明の鋼中のｄを減少す
るために、Ti-Nb微量合金が最適化TMCP通例と組み合わせて使用される。熱間圧 延／変形中の同じ合計量の減少のために、初期に更に微細な平均オーステナイト
結晶粒度を有する鋼が更に微細な仕上げ平均オーステナイト結晶粒度をもたらす
であろう。それ故、本発明において、Ti-Nb添加の量は低再熱通例について最適 化されるとともに、TMCP中に所望のオーステナイト粒子成長抑制を生じる。図3A
を参照して、好ましくは約955℃〜約1065℃（1750°F-1950°F）の比較的低い再
熱温度が使用されて熱間変形の前に再熱鋼スラブ32'中で約120ミクロン未満の平
均オーステナイト結晶粒度D'を初期に得る。本発明の加工は通常のTMCPで高い再
熱温度、即ち、約1095℃（2000°F）より高い再熱温度の使用から生じる過度の オーステナイト結晶成長を回避する。動的再結晶誘発粒子調質を促進するために
、約10％より大きい通過当りの重度の減少が温度範囲（オーステナイトが再結晶
する）の熱間圧延中に使用される。今、図3Bを参照して、本発明の加工はオース
テナイトが再結晶する温度範囲の熱間圧延（変形）後に、オーステナイトが再結
晶しない温度範囲の熱間圧延の前に、鋼スラブ32"中に約30ミクロン未満、好ま しくは約20ミクロン未満、更に好ましくは約10ミクロン未満の平均前オーステナ
イト結晶粒度D"（即ち、ｄ）を与える。更に、厚さ方向にわたって有効な結晶粒
度減少を生じるために、好ましくは累積約70％を超える重度の減少が約Tnr温度 より下で約Ar3変態点より上の温度範囲で行なわれる。今、図3Cを参照して、本 発明のTMCPは厚さ方向にわたって非常に微細な有効結晶粒度D'"、例えば、約10 ミクロン未満、好ましくは約８ミクロン未満、更に好ましくは約５ミクロン未満
の有効結晶粒度D'"を有する仕上げ圧延鋼板32'"中のオーステナイト中の細長い パンケーキ構造の形成をもたらし、こうして、当業者により理解されるように、
鋼板32'"中の単位体積当り高角度境界の界面領域、例えば、33を増進する。
均オーステナイト結晶粒度（前オーステナイト結晶粒度）であり、 Ｒは減少比（初期の鋼スラブ厚さ／最終鋼板厚さ）であり、かつ ｒはオーステナイトが再結晶しない温度範囲の熱間圧延のための鋼の厚さの減
少率（％）である） 鋼のSvが増大するにつれて、DBTTが亀裂ずれ及び高角度境界における破壊路中
の付随の湾曲部のために低下することが当業界で公知である。商用のTMCP通例で
は、Ｒの値は所定の板厚さについて固定され、ｒの値に関する上限は典型的には
75である。Ｒ及びｒについて固定の値が与えられると、Svは上記式から明らかな
ようにｄを減少することにより実質的に増大し得る。本発明の鋼中のｄを減少す
るために、Ti-Nb微量合金が最適化TMCP通例と組み合わせて使用される。熱間圧 延／変形中の同じ合計量の減少のために、初期に更に微細な平均オーステナイト
結晶粒度を有する鋼が更に微細な仕上げ平均オーステナイト結晶粒度をもたらす
であろう。それ故、本発明において、Ti-Nb添加の量は低再熱通例について最適 化されるとともに、TMCP中に所望のオーステナイト粒子成長抑制を生じる。図3A
を参照して、好ましくは約955℃〜約1065℃（1750°F-1950°F）の比較的低い再
熱温度が使用されて熱間変形の前に再熱鋼スラブ32'中で約120ミクロン未満の平
均オーステナイト結晶粒度D'を初期に得る。本発明の加工は通常のTMCPで高い再
熱温度、即ち、約1095℃（2000°F）より高い再熱温度の使用から生じる過度の オーステナイト結晶成長を回避する。動的再結晶誘発粒子調質を促進するために
、約10％より大きい通過当りの重度の減少が温度範囲（オーステナイトが再結晶
する）の熱間圧延中に使用される。今、図3Bを参照して、本発明の加工はオース
テナイトが再結晶する温度範囲の熱間圧延（変形）後に、オーステナイトが再結
晶しない温度範囲の熱間圧延の前に、鋼スラブ32"中に約30ミクロン未満、好ま しくは約20ミクロン未満、更に好ましくは約10ミクロン未満の平均前オーステナ
イト結晶粒度D"（即ち、ｄ）を与える。更に、厚さ方向にわたって有効な結晶粒
度減少を生じるために、好ましくは累積約70％を超える重度の減少が約Tnr温度 より下で約Ar3変態点より上の温度範囲で行なわれる。今、図3Cを参照して、本 発明のTMCPは厚さ方向にわたって非常に微細な有効結晶粒度D'"、例えば、約10 ミクロン未満、好ましくは約８ミクロン未満、更に好ましくは約５ミクロン未満
の有効結晶粒度D'"を有する仕上げ圧延鋼板32'"中のオーステナイト中の細長い パンケーキ構造の形成をもたらし、こうして、当業者により理解されるように、
鋼板32'"中の単位体積当り高角度境界の界面領域、例えば、33を増進する。
【００１７】 若干更に詳しくは、本発明の鋼は本明細書に記載された所望の組成のスラブを
形成し、スラブを約955℃〜約1065℃（1750°F-1950°F）の温度に加熱し、一つ
以上の通過でスラブを熱間圧延してオーステナイトが再結晶する第一温度範囲、
即ち、Tnr温度より上で約30％〜約70％の減少を得、更に鋼板を約Tnr温度より下
かつ約Ar3変態点より上の第二温度範囲で一つ以上の通過で熱間圧延して約40％ 〜約80％の減少を得ることにより調製される。次いで熱間圧延鋼板が約10℃／秒
〜約40℃／秒（18°F/秒〜72°F/秒）の冷却速度で約Ms変態点＋100℃（180°F ）以下かつ約Ms変態点以上の好適なQSTに急冷され、その時点で急冷が停止され る。本発明の一実施態様において、急冷が停止された後、鋼板が図１の点線10に
より示されるようにQSTから周囲温度に空冷される。本発明の別の実施態様にお いて、急冷が停止された後、鋼板が好ましくは約５分間までの時間の期間にわた
ってQSTで実質的に等温に保たれ、次いで図１の破線12により示されるように周 囲温度に空冷される。更に別の実施態様において、図１の２点破線11により示さ
れるように、鋼板が好ましくは約５分間までにわたって空冷の速度よりも遅い速
度、即ち、約１℃／秒（1.8°F/秒）より低い速度でQSTから徐冷される。本発明
の少なくとも一つの実施態様において、Ms変態点は約350℃（662°F）であり、 それ故、Ms変態点＋100℃（180°F）は約450℃（842°F）である。
形成し、スラブを約955℃〜約1065℃（1750°F-1950°F）の温度に加熱し、一つ
以上の通過でスラブを熱間圧延してオーステナイトが再結晶する第一温度範囲、
即ち、Tnr温度より上で約30％〜約70％の減少を得、更に鋼板を約Tnr温度より下
かつ約Ar3変態点より上の第二温度範囲で一つ以上の通過で熱間圧延して約40％ 〜約80％の減少を得ることにより調製される。次いで熱間圧延鋼板が約10℃／秒
〜約40℃／秒（18°F/秒〜72°F/秒）の冷却速度で約Ms変態点＋100℃（180°F ）以下かつ約Ms変態点以上の好適なQSTに急冷され、その時点で急冷が停止され る。本発明の一実施態様において、急冷が停止された後、鋼板が図１の点線10に
より示されるようにQSTから周囲温度に空冷される。本発明の別の実施態様にお いて、急冷が停止された後、鋼板が好ましくは約５分間までの時間の期間にわた
ってQSTで実質的に等温に保たれ、次いで図１の破線12により示されるように周 囲温度に空冷される。更に別の実施態様において、図１の２点破線11により示さ
れるように、鋼板が好ましくは約５分間までにわたって空冷の速度よりも遅い速
度、即ち、約１℃／秒（1.8°F/秒）より低い速度でQSTから徐冷される。本発明
の少なくとも一つの実施態様において、Ms変態点は約350℃（662°F）であり、 それ故、Ms変態点＋100℃（180°F）は約450℃（842°F）である。
【００１８】 鋼板は、当業者により知られているようなあらゆる好適な手段により、例えば
、熱シールを鋼板の上に置くことにより、QSTで実質的に等温に保たれてもよい 。鋼板は、急冷が停止された後に当業者により知られているようなあらゆる好適
な手段により、例えば、絶縁シールを鋼板の上に置くことにより、徐冷されても
よい。 当業者により理解されるように、本明細書に使用される厚さの減少率（％）は
言及される減少の前の鋼スラブ又は板の厚さの減少率（％）を表す。本発明を限
定するのではなく、説明のみの目的のために、約25.4cm（10インチ）の厚さの鋼
スラブが、第一温度範囲で、約12.7cm（５インチ）の厚さに約50％減少され（50
％減少）、次いで、第二温度範囲で、約2.5cm（１インチ）の厚さに約80％減少 されてもよい（80％減少）。本明細書に使用される“スラブ”はあらゆる寸法を
有する鋼の片を意味する。 鋼スラブは、実質的に全体のスラブ、好ましくは全体のスラブの温度を所望の
再熱温度に上昇するのに適した手段により、例えば、スラブを或る時間の期間に
わたって炉に入れることにより加熱されることが好ましい。本発明の範囲内のあ
らゆる鋼組成について使用されるべきである特定の再熱温度は、実験又は好適な
モデルを使用する計算により当業者により容易に決定し得る。更に、実質的に全
体のスラブ、好ましくは全体のスラブの温度を所望の再熱温度に上昇するのに必
要な炉温度及び再熱時間は通常の工業刊行物を参考にして当業者により容易に決
定し得る。
、熱シールを鋼板の上に置くことにより、QSTで実質的に等温に保たれてもよい 。鋼板は、急冷が停止された後に当業者により知られているようなあらゆる好適
な手段により、例えば、絶縁シールを鋼板の上に置くことにより、徐冷されても
よい。 当業者により理解されるように、本明細書に使用される厚さの減少率（％）は
言及される減少の前の鋼スラブ又は板の厚さの減少率（％）を表す。本発明を限
定するのではなく、説明のみの目的のために、約25.4cm（10インチ）の厚さの鋼
スラブが、第一温度範囲で、約12.7cm（５インチ）の厚さに約50％減少され（50
％減少）、次いで、第二温度範囲で、約2.5cm（１インチ）の厚さに約80％減少 されてもよい（80％減少）。本明細書に使用される“スラブ”はあらゆる寸法を
有する鋼の片を意味する。 鋼スラブは、実質的に全体のスラブ、好ましくは全体のスラブの温度を所望の
再熱温度に上昇するのに適した手段により、例えば、スラブを或る時間の期間に
わたって炉に入れることにより加熱されることが好ましい。本発明の範囲内のあ
らゆる鋼組成について使用されるべきである特定の再熱温度は、実験又は好適な
モデルを使用する計算により当業者により容易に決定し得る。更に、実質的に全
体のスラブ、好ましくは全体のスラブの温度を所望の再熱温度に上昇するのに必
要な炉温度及び再熱時間は通常の工業刊行物を参考にして当業者により容易に決
定し得る。
【００１９】 再熱温度（これは実質的に全体のスラブに適用する）以外は、本発明の加工方
法を記載するのに言及されるその後の温度は鋼の表面で測定された温度である。
鋼の表面温度は、例えば、光学パイロメーターの使用、又は鋼の表面温度を測定
するのに適したあらゆるその他の装置により測定し得る。本明細書に言及される
冷却速度は板厚さの中央、又は実質的に中央の速度であり、急冷停止温度(QST) は、板の中間厚さから伝達される熱のために、急冷が停止された後の、板の表面
で到達される最高、又は実質的に最高の温度である。例えば、本発明の鋼組成物
の実験熱の加工中に、熱伝対が中央温度測定のために鋼板厚さの中央、又は実質
的に中央に入れられ、一方、表面温度が光学パイロメーターの使用により測定さ
れる。中央温度と表面温度の相関関係が同じ、又は実質的に同じ鋼組成物のその
後の加工中の使用について開発され、その結果、中央温度が表面温度の直接測定
により決定し得る。また、所望の加速された冷却速度を得るのに必要とされる急
冷液体の温度及び流量は通常の工業刊行物を参考にして当業者により決定し得る
。 本発明の範囲内のあらゆる鋼組成物について、再結晶範囲と非再結晶範囲の境
界を形成する温度、Tnr温度は、鋼の化学、特に炭素濃度及びニオブ濃度、圧延 前の再熱温度、及び圧延通過で得られる減少の量に依存する。当業者は実験又は
モデル計算により本発明の特別な鋼についてこの温度を決定し得る。同様に、本
明細書に言及されるAr3変態点及びMs変態点は実験又はモデル計算により本発明 のあらゆる鋼について当業者により決定し得る。
法を記載するのに言及されるその後の温度は鋼の表面で測定された温度である。
鋼の表面温度は、例えば、光学パイロメーターの使用、又は鋼の表面温度を測定
するのに適したあらゆるその他の装置により測定し得る。本明細書に言及される
冷却速度は板厚さの中央、又は実質的に中央の速度であり、急冷停止温度(QST) は、板の中間厚さから伝達される熱のために、急冷が停止された後の、板の表面
で到達される最高、又は実質的に最高の温度である。例えば、本発明の鋼組成物
の実験熱の加工中に、熱伝対が中央温度測定のために鋼板厚さの中央、又は実質
的に中央に入れられ、一方、表面温度が光学パイロメーターの使用により測定さ
れる。中央温度と表面温度の相関関係が同じ、又は実質的に同じ鋼組成物のその
後の加工中の使用について開発され、その結果、中央温度が表面温度の直接測定
により決定し得る。また、所望の加速された冷却速度を得るのに必要とされる急
冷液体の温度及び流量は通常の工業刊行物を参考にして当業者により決定し得る
。 本発明の範囲内のあらゆる鋼組成物について、再結晶範囲と非再結晶範囲の境
界を形成する温度、Tnr温度は、鋼の化学、特に炭素濃度及びニオブ濃度、圧延 前の再熱温度、及び圧延通過で得られる減少の量に依存する。当業者は実験又は
モデル計算により本発明の特別な鋼についてこの温度を決定し得る。同様に、本
明細書に言及されるAr3変態点及びMs変態点は実験又はモデル計算により本発明 のあらゆる鋼について当業者により決定し得る。
【００２０】 こうして記載されたTMCP通例はSvの高い値をもたらす。更に、再度図2Bを参照
して、オースエージ中に生じたミクロラミネート微小構造は、主として下部ベイ
ナイト又はマルテンサイトのラス28とオーステナイトフィルム層30の間に多数の
高角度界面29を与えることにより界面領域を更に増大する。図2Bに図示されるこ
のミクロラミネート形態は図2Aに示されるラス間オーステナイトフィルム層を含
まない通常のベイナイト／マルテンサイトラス構造と比較される。図2Aに図示さ
れた通常の構造は、例えば、主として下部ベイナイトとマルテンサイトのラス22
間の、低角度境界20（即ち、低角度粒界（用語解説を参照のこと）として有効に
挙動する境界）を特徴とし、こうして、開裂亀裂24が一旦開始されると、それは
方向を殆ど変化しないでラス境界20中を伝播し得る。対照的に、図2Bにより示さ
れる本発明の鋼中のミクロラミネート微小構造は亀裂路中にかなりの湾曲部をも
たらす。これは、例えば、下部ベイナイト又はマルテンサイトのラス28中で開始
される亀裂26がベイナイト成分及びマルテンサイト成分とオーステナイト相中の
開裂面とすべり面の異なる配向のためにオーステナイトフィルム層30との夫々の
高角度界面29で面を変化し、即ち、方向を変化する傾向があるためである。更に
、オーステナイトフィルム層30は進行する亀裂26の鈍化を与え、亀裂26がオース
テナイトフィルム層30中を伝播する前に更なるエネルギー吸収をもたらす。その
鈍化は幾つかの理由のために生じる。第一に、FCC（本明細書に定義される）オ ーステナイトはDBTT挙動を示さず、せん断プロセスが亀裂延長メカニズムのみに
留まる。第二に、負荷／歪みが亀裂先端で或る高い値を超える場合、準安定オー
ステナイトがマルテンサイトへの応力又は歪み誘発変換を受けて変態誘起塑性(T
RIP)をもたらし得る。TRIPはかなりのエネルギー吸収をもたらし、亀裂先端応力
強さを低下し得る。最後に、TRIPプロセスから形成するラスマルテンサイトは亀
裂路を更に湾曲にする既存のベイナイト成分又はマルテンサイト成分とは異なる
開裂面及びすべり面の配向を有するであろう。図2Bにより示されるように、正味
の結果は亀裂伝播耐性がミクロラミネート微小構造中で有意に増進されることで
ある。
して、オースエージ中に生じたミクロラミネート微小構造は、主として下部ベイ
ナイト又はマルテンサイトのラス28とオーステナイトフィルム層30の間に多数の
高角度界面29を与えることにより界面領域を更に増大する。図2Bに図示されるこ
のミクロラミネート形態は図2Aに示されるラス間オーステナイトフィルム層を含
まない通常のベイナイト／マルテンサイトラス構造と比較される。図2Aに図示さ
れた通常の構造は、例えば、主として下部ベイナイトとマルテンサイトのラス22
間の、低角度境界20（即ち、低角度粒界（用語解説を参照のこと）として有効に
挙動する境界）を特徴とし、こうして、開裂亀裂24が一旦開始されると、それは
方向を殆ど変化しないでラス境界20中を伝播し得る。対照的に、図2Bにより示さ
れる本発明の鋼中のミクロラミネート微小構造は亀裂路中にかなりの湾曲部をも
たらす。これは、例えば、下部ベイナイト又はマルテンサイトのラス28中で開始
される亀裂26がベイナイト成分及びマルテンサイト成分とオーステナイト相中の
開裂面とすべり面の異なる配向のためにオーステナイトフィルム層30との夫々の
高角度界面29で面を変化し、即ち、方向を変化する傾向があるためである。更に
、オーステナイトフィルム層30は進行する亀裂26の鈍化を与え、亀裂26がオース
テナイトフィルム層30中を伝播する前に更なるエネルギー吸収をもたらす。その
鈍化は幾つかの理由のために生じる。第一に、FCC（本明細書に定義される）オ ーステナイトはDBTT挙動を示さず、せん断プロセスが亀裂延長メカニズムのみに
留まる。第二に、負荷／歪みが亀裂先端で或る高い値を超える場合、準安定オー
ステナイトがマルテンサイトへの応力又は歪み誘発変換を受けて変態誘起塑性(T
RIP)をもたらし得る。TRIPはかなりのエネルギー吸収をもたらし、亀裂先端応力
強さを低下し得る。最後に、TRIPプロセスから形成するラスマルテンサイトは亀
裂路を更に湾曲にする既存のベイナイト成分又はマルテンサイト成分とは異なる
開裂面及びすべり面の配向を有するであろう。図2Bにより示されるように、正味
の結果は亀裂伝播耐性がミクロラミネート微小構造中で有意に増進されることで
ある。
【００２１】 本発明の鋼のベイナイト／オーステナイト界面又はマルテンサイト／オーステ
ナイト界面は優れた界面結合強さを有し、これが界面剥脱ではなく亀裂のずれを
強要する。微粒子ラスマルテンサイト及び微粒子下部ベイナイトはパケット間に
高角度境界を有するパケットとして生じる。幾つかのパケットがパンケーキ内に
形成される。これが構造調質の更なる程度を与え、パンケーキ内のこれらのパケ
ット中の亀裂伝播について増進された湾曲部をもたらす。これがSvの実質的な増
大、ひいては、DBTTの低下をもたらす。 上記微小構造アプローチは原鋼板中のDBTTを低下するのに有益であるが、それ
らは溶接HAZの粗大粒子領域中で充分に低いDBTTを維持するのに充分に有効では ない。こうして、本発明は以下に記載される合金元素の特有の効果を利用するこ
とにより溶接HAZの粗大粒子領域中で充分に低いDBTTを維持する方法を提供する 。
ナイト界面は優れた界面結合強さを有し、これが界面剥脱ではなく亀裂のずれを
強要する。微粒子ラスマルテンサイト及び微粒子下部ベイナイトはパケット間に
高角度境界を有するパケットとして生じる。幾つかのパケットがパンケーキ内に
形成される。これが構造調質の更なる程度を与え、パンケーキ内のこれらのパケ
ット中の亀裂伝播について増進された湾曲部をもたらす。これがSvの実質的な増
大、ひいては、DBTTの低下をもたらす。 上記微小構造アプローチは原鋼板中のDBTTを低下するのに有益であるが、それ
らは溶接HAZの粗大粒子領域中で充分に低いDBTTを維持するのに充分に有効では ない。こうして、本発明は以下に記載される合金元素の特有の効果を利用するこ
とにより溶接HAZの粗大粒子領域中で充分に低いDBTTを維持する方法を提供する 。
【００２２】 主要なフェライト低温鋼は一般に体心立方(BCC)結晶格子に基いている。この 結晶系は低コストで高強度を与える潜在性を与えるが、それは温度が低下される
際に延性破壊挙動から脆性破壊挙動への急激な遷移を問題としている。これは基
本的にはBCC系中の温度に対する臨界分解せん断応力(CRSS)（本明細書に定義さ れる）の強い感受性に起因すると考えられ、CRSSは温度の低下により急激に上昇
し、それによりせん断プロセスひいては延性破壊を更に困難にする。一方、開裂
の如き脆性破壊プロセスに重要な応力は温度にそれ程感受性ではない。それ故、
温度が低下されるにつれて、開裂が有利な破壊様式になり、低エネルギー脆性破
壊の開始をもたらす。CRSSは鋼の固有の性質であり、転位が変形後に交差すべり
し得る容易さに感受性である。即ち、交差すべりが更に容易である鋼はまた低CR
SS、ひいては低DBTTを有するであろう。Niの如き幾つかの面心立方(FCC)安定剤 は交差すべりを促進することが知られており、一方、BCC安定化合金元素、例え ば、Si、Al、Mo、Nb及びＶは交差すべりを妨害する。本発明において、FCC安定 化合金元素、例えば、Ni及びCuの含量は、コストの考慮及びDBTTを低下するのに
有益な効果を考慮して、好ましくは少なくとも約1.0重量％、更に好ましくは少 なくとも約1.5重量％のNi合金で最適化されることが好ましく、鋼中のBCC安定化
合金元素の含量が実質的に最小にされる。 本発明の鋼について化学及び加工の特異な組み合わせから生じる固有かつ微小
構造の強靭化の結果として、鋼は原板及び溶接後のHAZの両方で優れた低温靭性 を有する。原板及びこれらの鋼の溶接後のHAZの両方のDBTTは約-73℃（-100°F ）より低く、また約-107℃（-160°F）より低いことがある。
際に延性破壊挙動から脆性破壊挙動への急激な遷移を問題としている。これは基
本的にはBCC系中の温度に対する臨界分解せん断応力(CRSS)（本明細書に定義さ れる）の強い感受性に起因すると考えられ、CRSSは温度の低下により急激に上昇
し、それによりせん断プロセスひいては延性破壊を更に困難にする。一方、開裂
の如き脆性破壊プロセスに重要な応力は温度にそれ程感受性ではない。それ故、
温度が低下されるにつれて、開裂が有利な破壊様式になり、低エネルギー脆性破
壊の開始をもたらす。CRSSは鋼の固有の性質であり、転位が変形後に交差すべり
し得る容易さに感受性である。即ち、交差すべりが更に容易である鋼はまた低CR
SS、ひいては低DBTTを有するであろう。Niの如き幾つかの面心立方(FCC)安定剤 は交差すべりを促進することが知られており、一方、BCC安定化合金元素、例え ば、Si、Al、Mo、Nb及びＶは交差すべりを妨害する。本発明において、FCC安定 化合金元素、例えば、Ni及びCuの含量は、コストの考慮及びDBTTを低下するのに
有益な効果を考慮して、好ましくは少なくとも約1.0重量％、更に好ましくは少 なくとも約1.5重量％のNi合金で最適化されることが好ましく、鋼中のBCC安定化
合金元素の含量が実質的に最小にされる。 本発明の鋼について化学及び加工の特異な組み合わせから生じる固有かつ微小
構造の強靭化の結果として、鋼は原板及び溶接後のHAZの両方で優れた低温靭性 を有する。原板及びこれらの鋼の溶接後のHAZの両方のDBTTは約-73℃（-100°F ）より低く、また約-107℃（-160°F）より低いことがある。
【００２３】(2) 830 MPa (120 ksi)より大きい引張強さ並びに微小構造及び性質の厚さにわ たる一様性 ミクロラミネート構造の強度は主としてラスマルテンサイト及び下部ベイナイ
トの炭素含量により決定される。本発明の低合金鋼において、オースエージは好
ましくは約２体積％〜約10体積％、更に好ましくは少なくとも約５体積％の鋼板
中のオーステナイト含量を生じるために行われる。夫々約1.0重量％〜約3.0重量
％及び約0.5重量％〜約2.5重量％のNi及びMn添加がオーステナイトの所望の体積
分率及びオースエージのためのベイナイト開始の遅延を与えるのに特に好ましい
。また、好ましくは約0.1重量％〜約1.0重量％の銅添加がオースエージ中のオー
ステナイトの安定化に寄与する。 本発明において、所望の強度が溶接性の付随の利点及び原鋼及びHAZの両方の 優れた靭性とともに比較的低い炭素含量で得られる。約0.04重量％の最小のＣが
830 MPa (120 ksi)より大きい引張強さを得るのに全合金中で好ましい。 本発明の鋼中のＣ以外の合金元素は鋼中の最大の得られる強度に関して実質的
に重要ではないが、これらの元素は約2.5cm（１インチ）より大きい板厚さ及び 加工融通性に所望される冷却速度の範囲について必要とされる微小構造及び強度
の厚さにわたる一様性を得るのに望ましい。これは重要である。何とならば、厚
い板の中間部分の実際の冷却速度が表面の冷却速度より低いからである。こうし
て、表面及び中央の微小構造は、鋼が板の表面と中央の間の冷却速度の差に対す
るその感受性を排除するように設計されない限り、全く異なってもよい。これに
関して、Mn及びMo合金添加、特にMo及びＢの組み合わせ添加が特に有効である。
本発明において、これらの添加は焼入性、溶接性、低DBTT及びコストの考慮事項
について最適化される。本明細書に先に記載したように、DBTTを低下する観点か
ら、合計のBCC合金添加が最小に保たれることが必須である。好ましい化学目標 値及び範囲が本発明のこれらの要件及びその他の要件を満たすように定められる
。
トの炭素含量により決定される。本発明の低合金鋼において、オースエージは好
ましくは約２体積％〜約10体積％、更に好ましくは少なくとも約５体積％の鋼板
中のオーステナイト含量を生じるために行われる。夫々約1.0重量％〜約3.0重量
％及び約0.5重量％〜約2.5重量％のNi及びMn添加がオーステナイトの所望の体積
分率及びオースエージのためのベイナイト開始の遅延を与えるのに特に好ましい
。また、好ましくは約0.1重量％〜約1.0重量％の銅添加がオースエージ中のオー
ステナイトの安定化に寄与する。 本発明において、所望の強度が溶接性の付随の利点及び原鋼及びHAZの両方の 優れた靭性とともに比較的低い炭素含量で得られる。約0.04重量％の最小のＣが
830 MPa (120 ksi)より大きい引張強さを得るのに全合金中で好ましい。 本発明の鋼中のＣ以外の合金元素は鋼中の最大の得られる強度に関して実質的
に重要ではないが、これらの元素は約2.5cm（１インチ）より大きい板厚さ及び 加工融通性に所望される冷却速度の範囲について必要とされる微小構造及び強度
の厚さにわたる一様性を得るのに望ましい。これは重要である。何とならば、厚
い板の中間部分の実際の冷却速度が表面の冷却速度より低いからである。こうし
て、表面及び中央の微小構造は、鋼が板の表面と中央の間の冷却速度の差に対す
るその感受性を排除するように設計されない限り、全く異なってもよい。これに
関して、Mn及びMo合金添加、特にMo及びＢの組み合わせ添加が特に有効である。
本発明において、これらの添加は焼入性、溶接性、低DBTT及びコストの考慮事項
について最適化される。本明細書に先に記載したように、DBTTを低下する観点か
ら、合計のBCC合金添加が最小に保たれることが必須である。好ましい化学目標 値及び範囲が本発明のこれらの要件及びその他の要件を満たすように定められる
。
【００２４】(3)低入熱溶接に関する優れた溶接性 本発明の鋼は優れた溶接性について設計される。特に低入熱溶接による、最も
重要な関心事は粗大粒子HAZ中の低温亀裂又は水素亀裂である。本発明の鋼につ いて、低温亀裂感受性は硬度及び炭素当量（これらは当業界で重要なパラメータ
ーであると考えられていた）ではなく、炭素含量及びHAZ微小構造の型により重 大に影響されることがわかった。鋼が非予熱又は低予熱（約100℃（212°F）よ り低い）溶接条件下で溶接される場合の低温亀裂を避けるために、炭素添加に好
ましい上限は約0.1重量％である。あらゆる局面の本発明を限定しないで、本明 細書に使用される“低入熱溶接”は約2.5キロジュール／ミリメートル（kJ/mm）
(7.6 kJ/インチ)までのアークエネルギーによる溶接を意味する。 下部ベイナイト又は自己焼もどしラスマルテンサイト微小構造は冷温亀裂に対
する優れた耐性を与える。本発明の鋼中のその他の合金元素は焼入性及び強度要
件と釣り合って慎重にバランスされて粗大粒子HAZ中のこれらの望ましい微小構 造の形成を確実にする。
重要な関心事は粗大粒子HAZ中の低温亀裂又は水素亀裂である。本発明の鋼につ いて、低温亀裂感受性は硬度及び炭素当量（これらは当業界で重要なパラメータ
ーであると考えられていた）ではなく、炭素含量及びHAZ微小構造の型により重 大に影響されることがわかった。鋼が非予熱又は低予熱（約100℃（212°F）よ り低い）溶接条件下で溶接される場合の低温亀裂を避けるために、炭素添加に好
ましい上限は約0.1重量％である。あらゆる局面の本発明を限定しないで、本明 細書に使用される“低入熱溶接”は約2.5キロジュール／ミリメートル（kJ/mm）
(7.6 kJ/インチ)までのアークエネルギーによる溶接を意味する。 下部ベイナイト又は自己焼もどしラスマルテンサイト微小構造は冷温亀裂に対
する優れた耐性を与える。本発明の鋼中のその他の合金元素は焼入性及び強度要
件と釣り合って慎重にバランスされて粗大粒子HAZ中のこれらの望ましい微小構 造の形成を確実にする。
【００２５】 鋼スラブ中の合金元素の役割 種々の合金元素の役割及び本発明に好ましいそれらの濃度の制限が以下に示さ
れる。 炭素(C)は鋼中の最も有効な強化元素の一つである。それはまた鋼中の強い炭 化物形成剤、例えば、Ti、Nb、及びＶと化合して粒子成長抑制及び沈殿強化を与
える。炭素はまた焼入性、即ち、冷却中に鋼中の硬質かつ強固な微小構造を形成
する能力を増進する。炭素含量が約0.04重量％未満である場合、それは一般に鋼
中で所望の強化、即ち、830 MPa (120 ksi)より大きい引張強さを誘発するのに 充分ではない。炭素含量が約0.12重量％より大きい場合、一般に鋼が溶接中に低
温亀裂を受け易く、その靭性が鋼板及び溶接時のそのHAZで低下される。約0.04 重量％〜約0.12重量％の範囲の炭素含量が所望のHAZ微小構造、即ち、自己焼も どしラスマルテンサイト及び下部ベイナイトを生じるのに好ましい。炭素含量の
上限は約0.07重量％であることが更に好ましい。
れる。 炭素(C)は鋼中の最も有効な強化元素の一つである。それはまた鋼中の強い炭 化物形成剤、例えば、Ti、Nb、及びＶと化合して粒子成長抑制及び沈殿強化を与
える。炭素はまた焼入性、即ち、冷却中に鋼中の硬質かつ強固な微小構造を形成
する能力を増進する。炭素含量が約0.04重量％未満である場合、それは一般に鋼
中で所望の強化、即ち、830 MPa (120 ksi)より大きい引張強さを誘発するのに 充分ではない。炭素含量が約0.12重量％より大きい場合、一般に鋼が溶接中に低
温亀裂を受け易く、その靭性が鋼板及び溶接時のそのHAZで低下される。約0.04 重量％〜約0.12重量％の範囲の炭素含量が所望のHAZ微小構造、即ち、自己焼も どしラスマルテンサイト及び下部ベイナイトを生じるのに好ましい。炭素含量の
上限は約0.07重量％であることが更に好ましい。
【００２６】 マンガン(Mn)は鋼中のマトリックス強化剤であり、また焼入性に強く寄与する
。Mn添加はオースエージに必要とされる所望のベイナイト変換遅延時間を得るの
に有益である。0.5重量％の最小量のMnが約2.5cm（１インチ）を超える板厚さで
所望の高強度を得るのに好ましく、少なくとも約1.0重量％の最小量のMnが更に 好ましい。しかしながら、あまりに多いMnは靭性に有害であることがあり、こう
して約2.5重量％のMnの上限が本発明に好ましい。この上限はまた高Mn鋼及び連 続キャスト鋼中で生じる傾向がある中央線偏析並びに付随の厚さにわたる微小構
造及び性質の非一様性を実質的に最小にするのに好ましい。Mn含量の上限は約1.
8重量％であることが更に好ましい。ニッケル含量が約３重量％より上に増加さ れる場合、所望の高強度がマンガンの添加によらずに得られる。それ故、広い意
味で、約2.5重量％までのマンガンが好ましい。 ケイ素(Si)は脱酸の目的で鋼に添加され、約0.01重量％の最小量がこの目的に
好ましい。しかしながら、Siは強力なBCC安定剤であり、こうしてDBTTを上昇し 、また靭性に悪影響を有する。これらの理由のために、Siが添加される場合、約
0.5重量％の上限のSiが好ましい。Si含量の上限は約0.1重量％であることが更に
好ましい。ケイ素は脱酸に常に必要であるとは限らない。何とならば、アルミニ
ウム又はチタンが同じ作用を奏し得るからである。
。Mn添加はオースエージに必要とされる所望のベイナイト変換遅延時間を得るの
に有益である。0.5重量％の最小量のMnが約2.5cm（１インチ）を超える板厚さで
所望の高強度を得るのに好ましく、少なくとも約1.0重量％の最小量のMnが更に 好ましい。しかしながら、あまりに多いMnは靭性に有害であることがあり、こう
して約2.5重量％のMnの上限が本発明に好ましい。この上限はまた高Mn鋼及び連 続キャスト鋼中で生じる傾向がある中央線偏析並びに付随の厚さにわたる微小構
造及び性質の非一様性を実質的に最小にするのに好ましい。Mn含量の上限は約1.
8重量％であることが更に好ましい。ニッケル含量が約３重量％より上に増加さ れる場合、所望の高強度がマンガンの添加によらずに得られる。それ故、広い意
味で、約2.5重量％までのマンガンが好ましい。 ケイ素(Si)は脱酸の目的で鋼に添加され、約0.01重量％の最小量がこの目的に
好ましい。しかしながら、Siは強力なBCC安定剤であり、こうしてDBTTを上昇し 、また靭性に悪影響を有する。これらの理由のために、Siが添加される場合、約
0.5重量％の上限のSiが好ましい。Si含量の上限は約0.1重量％であることが更に
好ましい。ケイ素は脱酸に常に必要であるとは限らない。何とならば、アルミニ
ウム又はチタンが同じ作用を奏し得るからである。
【００２７】 ニオブ(Nb)は鋼の圧延微小構造の粒子調質を促進するために添加され、これは
強度及び靭性の両方を改良する。熱間圧延中の炭化ニオブ沈殿が再結晶を遅延し
、粒子成長を抑制するのに利用でき、それによりオーステナイト粒子調質の手段
を与える。これらの理由のために、少なくとも約0.02重量％のNbが好ましい。し
かしながら、Nbは強力なBCC安定剤であり、こうしてDBTTを上昇する。あまりに 多いNbは溶接性及びHAZ靭性に有害であることがあり、こうして約0.1重量％の最
大量が好ましい。Nb含量の上限は約0.05重量％であることが更に好ましい。 チ タン(Ti) は、少量で添加される場合に、圧延構造及び鋼のHAZの両方の結晶粒度 を調質する微細な窒化チタン(TiN)粒子を形成するのに有効である。こうして、 鋼の靭性が改良される。TiはTi/Nの重量比が好ましくは約3.4であるような量で 添加される。Tiは強力なBCC安定剤であり、こうしてDBTTを上昇する。過剰のTi は粗大なTiN又は炭化チタン(TiC)粒子を形成することにより鋼の靭性を劣化する
傾向がある。約0.008重量％未満のTi含量は一般に微細な結晶粒度を充分に与え ることができず、又は鋼中のＮをTiNとして固定することができず、一方、約0.0
3重量％より多いと靭性の劣化を生じ得る。鋼は少なくとも約0.01重量％のTiか つ約0.02重量％以下のTiを含むことが更に好ましい。
強度及び靭性の両方を改良する。熱間圧延中の炭化ニオブ沈殿が再結晶を遅延し
、粒子成長を抑制するのに利用でき、それによりオーステナイト粒子調質の手段
を与える。これらの理由のために、少なくとも約0.02重量％のNbが好ましい。し
かしながら、Nbは強力なBCC安定剤であり、こうしてDBTTを上昇する。あまりに 多いNbは溶接性及びHAZ靭性に有害であることがあり、こうして約0.1重量％の最
大量が好ましい。Nb含量の上限は約0.05重量％であることが更に好ましい。 チ タン(Ti) は、少量で添加される場合に、圧延構造及び鋼のHAZの両方の結晶粒度 を調質する微細な窒化チタン(TiN)粒子を形成するのに有効である。こうして、 鋼の靭性が改良される。TiはTi/Nの重量比が好ましくは約3.4であるような量で 添加される。Tiは強力なBCC安定剤であり、こうしてDBTTを上昇する。過剰のTi は粗大なTiN又は炭化チタン(TiC)粒子を形成することにより鋼の靭性を劣化する
傾向がある。約0.008重量％未満のTi含量は一般に微細な結晶粒度を充分に与え ることができず、又は鋼中のＮをTiNとして固定することができず、一方、約0.0
3重量％より多いと靭性の劣化を生じ得る。鋼は少なくとも約0.01重量％のTiか つ約0.02重量％以下のTiを含むことが更に好ましい。
【００２８】 アルミニウム(Al)は脱酸の目的で本発明の鋼に添加される。少なくとも約0.00
1重量％のAlがこの目的に好ましく、少なくとも約0.005重量％のAlが更に好まし
い。AlはHAZに溶解された窒素を固定する。しかしながら、Alは強力なBCC安定剤
であり、こうしてDBTTを上昇する。Al含量があまりに高い、即ち、約0.05重量％
より上である場合、酸化アルミニウム(Al2O3)型混在物を形成する傾向があり、 これが鋼及びそのHAZの靭性に有害である傾向がある。Al含量の上限は約0.03重 量％であることが更に好ましい。 モリブデン(Mo)は特にホウ素及びニオブと組み合わせて直接急冷時の鋼の焼入
性を増大する。Moはまたオースエージを促進するのに望ましい。これらの理由の
ために、少なくとも約0.1重量％のMoが好ましく、少なくとも約0.2重量％のMoが
更に好ましい。しかしながら、Moは強力なBCC安定剤であり、こうしてDBTTを上 昇する。過剰のMoは溶接時の低温亀裂を生じることを助け、また鋼及びHAZの靭 性を劣化する傾向があり、こうして最大約0.8重量％のMoが好ましく、最大約0.4
重量％のMoが更に好ましい。 クロム(Cr)は直接急冷時に鋼の焼入性を増大する傾向がある。少量の添加では
、Crはオーステナイトの安定化をもたらす。Crはまた耐食性及び水素誘発亀裂(H
IC)耐性を改良する。Moと同様に、過剰のCrは溶接部中で低温亀裂を生じる傾向 があり、鋼及びHAZの靭性を劣化する傾向があり、こうしてCrが添加される場合 、最大約1.0重量％のCrが好ましい。Crが添加される場合、Cr含量は約0.2重量％
〜約0.6重量％であることが更に好ましい。
1重量％のAlがこの目的に好ましく、少なくとも約0.005重量％のAlが更に好まし
い。AlはHAZに溶解された窒素を固定する。しかしながら、Alは強力なBCC安定剤
であり、こうしてDBTTを上昇する。Al含量があまりに高い、即ち、約0.05重量％
より上である場合、酸化アルミニウム(Al2O3)型混在物を形成する傾向があり、 これが鋼及びそのHAZの靭性に有害である傾向がある。Al含量の上限は約0.03重 量％であることが更に好ましい。 モリブデン(Mo)は特にホウ素及びニオブと組み合わせて直接急冷時の鋼の焼入
性を増大する。Moはまたオースエージを促進するのに望ましい。これらの理由の
ために、少なくとも約0.1重量％のMoが好ましく、少なくとも約0.2重量％のMoが
更に好ましい。しかしながら、Moは強力なBCC安定剤であり、こうしてDBTTを上 昇する。過剰のMoは溶接時の低温亀裂を生じることを助け、また鋼及びHAZの靭 性を劣化する傾向があり、こうして最大約0.8重量％のMoが好ましく、最大約0.4
重量％のMoが更に好ましい。 クロム(Cr)は直接急冷時に鋼の焼入性を増大する傾向がある。少量の添加では
、Crはオーステナイトの安定化をもたらす。Crはまた耐食性及び水素誘発亀裂(H
IC)耐性を改良する。Moと同様に、過剰のCrは溶接部中で低温亀裂を生じる傾向 があり、鋼及びHAZの靭性を劣化する傾向があり、こうしてCrが添加される場合 、最大約1.0重量％のCrが好ましい。Crが添加される場合、Cr含量は約0.2重量％
〜約0.6重量％であることが更に好ましい。
【００２９】 ニッケル(Ni)は特にHAZ中の所望のDBTTを得るのに重要な本発明の鋼への合金 添加物である。それは鋼中の最も強力なFCC安定剤の一つである。鋼へのNi添加 は交差すべりを増進し、それによりDBTTを低下する。Mn及びMo添加と同じ程度で
はないが、鋼へのNi添加はまた焼入性を促進し、それ故、厚さ部分中の厚さにわ
たる微小構造及び性質、例えば、強度及び靭性の一様性を促進する。Ni添加はま
たオースエージに必要とされる所望のベイナイト変換遅延時間を得るのに有益で
ある。溶接HAZ中で所望のDBTTを得るために、最小Ni含量は約1.0重量％であるこ
とが好ましく、約1.5重量％であることが更に好ましい。Niは高価な合金元素で あるので、鋼のNi含量は鋼のコストを実質的に最小にするために好ましくは約3.
0重量％未満、更に好ましくは約2.5重量％未満、更に好ましくは約2.0重量％未 満、更に好ましくは約1.8重量％未満である。 銅(Cu)はオーステナイトを安定化してミクロラミネート微小構造を生じるのに
望ましい合金添加物である。好ましくは少なくとも約0.1重量％、更に好ましく は少なくとも約0.2重量％のCuがこの目的のために添加される。Cuはまた鋼中のF
CC安定剤であり、少量でDBTTの低下に寄与し得る。Cuはまた耐食性及びHIC耐性 に有益である。多量では、Cuはε−銅沈殿により過度の沈殿硬化を誘発する。こ
の沈殿は、適当に調節されない場合には、靭性を低下し、原板及びHAZの両方のD
BTTを上昇することがある。多量のCuはまたスラブキャスティング及び熱間圧延 中に脆化を生じることがあり、緩和のためにNiの同時添加を必要とする。上記理
由のために、約1.0重量％のCuの上限が好ましく、約0.5重量％の上限が更に好ま
しい。 少量のホウ素(B)は鋼の焼入性を大いに増大し、原板及び粗大粒子HAZの両方中
の上部ベイナイトの形成を抑制することによりラスマルテンサイト、下部ベイナ
イト、及びフェライトの鋼微小構造の形成を促進する。一般に、少なくとも約0.
0004重量％のＢがこの目的に必要とされる。ホウ素が本発明の鋼に添加される場
合、約0.0006重量％から約0.0020重量％までが好ましく、約0.0010重量％の上限
が更に好ましい。しかしながら、鋼中のその他の合金が充分な焼入性及び所望の
微小構造を与える場合、ホウ素は必要とされる添加物でなくてもよい。
はないが、鋼へのNi添加はまた焼入性を促進し、それ故、厚さ部分中の厚さにわ
たる微小構造及び性質、例えば、強度及び靭性の一様性を促進する。Ni添加はま
たオースエージに必要とされる所望のベイナイト変換遅延時間を得るのに有益で
ある。溶接HAZ中で所望のDBTTを得るために、最小Ni含量は約1.0重量％であるこ
とが好ましく、約1.5重量％であることが更に好ましい。Niは高価な合金元素で あるので、鋼のNi含量は鋼のコストを実質的に最小にするために好ましくは約3.
0重量％未満、更に好ましくは約2.5重量％未満、更に好ましくは約2.0重量％未 満、更に好ましくは約1.8重量％未満である。 銅(Cu)はオーステナイトを安定化してミクロラミネート微小構造を生じるのに
望ましい合金添加物である。好ましくは少なくとも約0.1重量％、更に好ましく は少なくとも約0.2重量％のCuがこの目的のために添加される。Cuはまた鋼中のF
CC安定剤であり、少量でDBTTの低下に寄与し得る。Cuはまた耐食性及びHIC耐性 に有益である。多量では、Cuはε−銅沈殿により過度の沈殿硬化を誘発する。こ
の沈殿は、適当に調節されない場合には、靭性を低下し、原板及びHAZの両方のD
BTTを上昇することがある。多量のCuはまたスラブキャスティング及び熱間圧延 中に脆化を生じることがあり、緩和のためにNiの同時添加を必要とする。上記理
由のために、約1.0重量％のCuの上限が好ましく、約0.5重量％の上限が更に好ま
しい。 少量のホウ素(B)は鋼の焼入性を大いに増大し、原板及び粗大粒子HAZの両方中
の上部ベイナイトの形成を抑制することによりラスマルテンサイト、下部ベイナ
イト、及びフェライトの鋼微小構造の形成を促進する。一般に、少なくとも約0.
0004重量％のＢがこの目的に必要とされる。ホウ素が本発明の鋼に添加される場
合、約0.0006重量％から約0.0020重量％までが好ましく、約0.0010重量％の上限
が更に好ましい。しかしながら、鋼中のその他の合金が充分な焼入性及び所望の
微小構造を与える場合、ホウ素は必要とされる添加物でなくてもよい。
【００３０】(4)後溶接熱処理(PWHT)が必要とされる場合に好ましい鋼組成物 PWHTは、例えば、約540℃（1000°F）より高い高温で通常行なわれる。PWHTか
らの熱暴露は下部構造の回復（即ち、加工の利点の損失）及びセメンタイト粒子
の粗大化と関連する微小構造の軟化のために原板だけでなく溶接HAZの強度の損 失をもたらし得る。これを解消するために、上記の原鋼板化学が少量のバナジウ
ムを添加することにより改良されることが好ましい。バナジウムはPWHT後に原鋼
及びHAZ中に微細な炭化バナジウム(VC)粒子を形成することにより沈殿強化を与 えるために添加される。この強化はPWHT後に強度損失を実質的に相殺するように
設計される。しかしながら、過度のVC強化は避けられるべきである。何とならば
、それが靭性を劣化し、原板及びそのHAZの両方でDBTTを上昇し得るからである 。本発明において、約0.1重量％の上限がこれらの理由のためにＶについて好ま しい。下限は約0.02重量％であることが好ましい。約0.03重量％〜約0.05重量％
のＶが鋼に添加されることが更に好ましい。 本発明の鋼の性質のこのステップ−アウト組み合わせは或る種の低温操作、例
えば、低温における天然ガスの貯蔵及び輸送のための低コストで可能な技術を与
える。これらの新規な鋼は現在の技術水準の商用鋼〔これらは一般にかなり高い
ニッケル含量（約９重量％まで）を必要とし、極めて低い強度（約830 MPa (120
ksi)より小さい）のものである〕に対し低温適用についての有意な材料コスト 節減を与えることができる。化学及び微小構造設計はDBTTを低下し、約2.5cm（ １インチ）を超える断面厚さについて厚さにわたって一様な機械的性質を与える
のに使用される。これらの新規な鋼は約３重量％より低いニッケル含量、830 MP
a (120 ksi)より大きく、好ましくは約860 MPa (125 ksi)より大きく、更に好ま
しくは約900 MPa (130 ksi)より大きい引張強さ、約-73℃（-100°F）以下の延 性から脆性への遷移温度を有し、かつDBTTで優れた靭性を与えることが好ましい
。これらの新規な鋼は約930 MPa (135 ksi)より大きく、もしくは約965 MPa (14
0 ksi)より大きく、又は約1000 MPa (145 ksi)より大きい引張強さを有し得る。
これらの鋼のニッケル含量は所望により約３重量％より上に増大されて溶接後の
性能を増進し得る。ニッケルの各１重量％の添加は鋼のDBTTを約10℃（18°F） だけ低下すると予想される。ニッケル含量は好ましくは９重量％未満、更に好ま
しくは約６重量％未満である。ニッケル含量は鋼のコストを最小にするために最
小にされることが好ましい。 以上の発明は一つ以上の好ましい実施態様に関して記載されたが、その他の改
良が本発明の範囲（これは特許請求の範囲に示される）から逸脱しないでなし得
ることが理解されるべきである。
らの熱暴露は下部構造の回復（即ち、加工の利点の損失）及びセメンタイト粒子
の粗大化と関連する微小構造の軟化のために原板だけでなく溶接HAZの強度の損 失をもたらし得る。これを解消するために、上記の原鋼板化学が少量のバナジウ
ムを添加することにより改良されることが好ましい。バナジウムはPWHT後に原鋼
及びHAZ中に微細な炭化バナジウム(VC)粒子を形成することにより沈殿強化を与 えるために添加される。この強化はPWHT後に強度損失を実質的に相殺するように
設計される。しかしながら、過度のVC強化は避けられるべきである。何とならば
、それが靭性を劣化し、原板及びそのHAZの両方でDBTTを上昇し得るからである 。本発明において、約0.1重量％の上限がこれらの理由のためにＶについて好ま しい。下限は約0.02重量％であることが好ましい。約0.03重量％〜約0.05重量％
のＶが鋼に添加されることが更に好ましい。 本発明の鋼の性質のこのステップ−アウト組み合わせは或る種の低温操作、例
えば、低温における天然ガスの貯蔵及び輸送のための低コストで可能な技術を与
える。これらの新規な鋼は現在の技術水準の商用鋼〔これらは一般にかなり高い
ニッケル含量（約９重量％まで）を必要とし、極めて低い強度（約830 MPa (120
ksi)より小さい）のものである〕に対し低温適用についての有意な材料コスト 節減を与えることができる。化学及び微小構造設計はDBTTを低下し、約2.5cm（ １インチ）を超える断面厚さについて厚さにわたって一様な機械的性質を与える
のに使用される。これらの新規な鋼は約３重量％より低いニッケル含量、830 MP
a (120 ksi)より大きく、好ましくは約860 MPa (125 ksi)より大きく、更に好ま
しくは約900 MPa (130 ksi)より大きい引張強さ、約-73℃（-100°F）以下の延 性から脆性への遷移温度を有し、かつDBTTで優れた靭性を与えることが好ましい
。これらの新規な鋼は約930 MPa (135 ksi)より大きく、もしくは約965 MPa (14
0 ksi)より大きく、又は約1000 MPa (145 ksi)より大きい引張強さを有し得る。
これらの鋼のニッケル含量は所望により約３重量％より上に増大されて溶接後の
性能を増進し得る。ニッケルの各１重量％の添加は鋼のDBTTを約10℃（18°F） だけ低下すると予想される。ニッケル含量は好ましくは９重量％未満、更に好ま
しくは約６重量％未満である。ニッケル含量は鋼のコストを最小にするために最
小にされることが好ましい。 以上の発明は一つ以上の好ましい実施態様に関して記載されたが、その他の改
良が本発明の範囲（これは特許請求の範囲に示される）から逸脱しないでなし得
ることが理解されるべきである。
【００３１】 用語の解説 Ac1変態点： オーステナイトが加熱中に形成し始める温度 Ac3変態点： フェライトからオーステナイトへの変換が加熱中に完結される温 度 Al2O3： 酸化アルミニウム Ar3変態点： オーステナイトが冷却中にフェライトに変換し始める温度 BCC： 体心立方 冷却速度： 板厚さの中央、又は実質的に中央の冷却速度 CRSS（臨界分解せん断応力）： 転位が変形後に交差すべりし得る容易さに感受
性の鋼の固有の性質、即ち、交差すべりが容易である鋼はまた低CRSSひいては低
DBTTを有するであろう。 低温： 約-40℃（-40°F）より低いあらゆる温度 DBTT（延性から脆性への遷移温度）： 構造鋼中の二つの破壊レジメを概説する
：DBTTより下の温度では、破壊が低エネルギー開裂（脆性）破壊により生じる傾
向があり、一方、DBTTより上の温度では、破壊が高エネルギー延性破壊により生
じる傾向がある。 FCC： 面心立方 粒子： 多結晶材料中の個々の結晶 粒界： 一つの結晶配向から別の結晶配向への遷移に相当し、こうして一つの粒
子を別の粒子から分離する金属中の狭いゾーン HAZ： 熱影響ゾーン HIC： 水素誘発亀裂
性の鋼の固有の性質、即ち、交差すべりが容易である鋼はまた低CRSSひいては低
DBTTを有するであろう。 低温： 約-40℃（-40°F）より低いあらゆる温度 DBTT（延性から脆性への遷移温度）： 構造鋼中の二つの破壊レジメを概説する
：DBTTより下の温度では、破壊が低エネルギー開裂（脆性）破壊により生じる傾
向があり、一方、DBTTより上の温度では、破壊が高エネルギー延性破壊により生
じる傾向がある。 FCC： 面心立方 粒子： 多結晶材料中の個々の結晶 粒界： 一つの結晶配向から別の結晶配向への遷移に相当し、こうして一つの粒
子を別の粒子から分離する金属中の狭いゾーン HAZ： 熱影響ゾーン HIC： 水素誘発亀裂
【００３２】 高角度境界又は界面： 高角度粒界として有効に挙動し、即ち、伝播する亀裂又
は破壊をそらす傾向があり、こうして破壊路中に湾曲部を誘発する境界又は界面
高角度粒界： 結晶配向が約８°より大きく異なる二つの隣接粒子を分離する粒
界 HSLA： 高強度、低合金 臨界間で再熱された： 約Ac1変態点から約Ac3変態点までの温度に加熱（又は再
熱）された 低合金鋼： 鉄と合計約10重量％未満の合金添加剤とを含む鋼 低角度粒界： 結晶配向が約８°未満だけ異なる二つの隣接粒子を分離する粒界
低入熱溶接： 約2.5 kJ/mm (7.6 kJ/インチ)までのアークエネルギーによる溶 接 MA： マルテンサイト−オーステナイト Ms変態点： オーステナイトからマルテンサイトへの変換が冷却中に始まる温度
主として： 本発明を記載するのに使用されるように、少なくとも約50体積％を
意味する。 前オーステナイト結晶粒度： オーステナイトが再結晶しない温度範囲の圧延の
前の熱間圧延鋼中の平均オーステナイト結晶粒度 急冷： 本発明を記載するのに使用されるように、空冷とは反対に、鋼の冷却速
度を増大する傾向について選ばれた液体が利用されるあらゆる手段により加速さ
れた冷却 急冷停止温度(QST)： 板の中間厚さから伝達された熱のために、急冷が停止さ れた後に、板の表面で到達した最高、又は実質的に最高の温度
は破壊をそらす傾向があり、こうして破壊路中に湾曲部を誘発する境界又は界面
高角度粒界： 結晶配向が約８°より大きく異なる二つの隣接粒子を分離する粒
界 HSLA： 高強度、低合金 臨界間で再熱された： 約Ac1変態点から約Ac3変態点までの温度に加熱（又は再
熱）された 低合金鋼： 鉄と合計約10重量％未満の合金添加剤とを含む鋼 低角度粒界： 結晶配向が約８°未満だけ異なる二つの隣接粒子を分離する粒界
低入熱溶接： 約2.5 kJ/mm (7.6 kJ/インチ)までのアークエネルギーによる溶 接 MA： マルテンサイト−オーステナイト Ms変態点： オーステナイトからマルテンサイトへの変換が冷却中に始まる温度
主として： 本発明を記載するのに使用されるように、少なくとも約50体積％を
意味する。 前オーステナイト結晶粒度： オーステナイトが再結晶しない温度範囲の圧延の
前の熱間圧延鋼中の平均オーステナイト結晶粒度 急冷： 本発明を記載するのに使用されるように、空冷とは反対に、鋼の冷却速
度を増大する傾向について選ばれた液体が利用されるあらゆる手段により加速さ
れた冷却 急冷停止温度(QST)： 板の中間厚さから伝達された熱のために、急冷が停止さ れた後に、板の表面で到達した最高、又は実質的に最高の温度
【００３３】 スラブ： あらゆる寸法を有する鋼の片 Sv： 鋼板中の単位体積当りの高角度境界の全界面領域 引張強さ： 引張試験において、最大負荷対初期の断面積の比 TiC： 炭化チタン TiN： 窒化チタン Tnr温度： それより下ではオーステナイトが再結晶しない温度 TMCP： 熱機械制御圧延加工
【図１】 本発明のオースエージ方法が如何にして本発明の鋼中にミクロラミネート微小
構造を生じるのかを示す連続冷却変態(CCT)略図である。
構造を生じるのかを示す連続冷却変態(CCT)略図である。
【図２Ａ】 通常の鋼（従来技術）中の下部ベイナイト及びマルテンサイトの混合微小構造
中のラス境界中を伝播する開裂亀裂を示す略図である。
中のラス境界中を伝播する開裂亀裂を示す略図である。
【図２Ｂ】 本発明の鋼中のミクロラミネート微小構造中のオーステナイト相の存在による
湾曲亀裂路を示す略図である。
湾曲亀裂路を示す略図である。
【図３Ａ】 本発明の再熱後の鋼スラブ中のオーステナイト結晶粒度の略図である。
【図３Ｂ】 本発明に従って、オーステナイトが再結晶する温度範囲の熱間圧延後で、オー
ステナイトが再結晶しない温度範囲の熱間圧延の前の鋼スラブ中の前オーステナ
イト結晶粒度（用語の解説を参照のこと）の略図である。
ステナイトが再結晶しない温度範囲の熱間圧延の前の鋼スラブ中の前オーステナ
イト結晶粒度（用語の解説を参照のこと）の略図である。
【図３Ｃ】 本発明のTMCPの完結後の鋼板の、厚さ方向にわたって非常に微細な有効結晶粒
度を有する、オーステナイト中の細長いパンケーキ粒子構造の略図である。
度を有する、オーステナイト中の細長いパンケーキ粒子構造の略図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ， ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ， ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，ＫＥ，Ｌ Ｓ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ)，ＡＬ ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ， ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，Ｅ Ｅ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ，ＧＷ，ＨＵ ，ＩＤ，ＩＬ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ， ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，Ｍ Ｄ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ， ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，ＵＧ，ＵＺ，Ｖ Ｎ，ＹＵ，ＺＷ (72)発明者 バンガル ナラシムハ ラオ ヴィー アメリカ合衆国 ニュージャージー州 08801 アナンデイル リヴィア コート ５ (72)発明者 ヴォーン グレン エイ アメリカ合衆国 テキサス州 77005 ヒ ューストン ライス ブールヴァード 4211 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA11 AA14 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA24 AA31 AA35 AA36 BA01 CA01 CA02 CB01 CB02 CC03 CD03
Claims (22)
- 【請求項１】 約２体積％〜約10体積％のオーステナイトフィルム層及び約
90体積％〜約98体積％の主として微粒子マルテンサイトと微粒子下部ベイナイト
のラスを含むミクロラミネート微小構造を有する鋼板の調製方法であって、前記
方法が (a)鋼スラブを充分に高い再熱温度に加熱して(i)前記鋼スラブを実質的に均質に
し、(ii)前記鋼スラブ中のニオブ及びバナジウムの炭化物及び浸炭窒化物の実質
的に全てを溶解し、そして(iii)微細な初期オーステナイト粒子を前記鋼スラブ 中に確立する工程； (b)前記鋼スラブを一つ以上の熱間圧延通過でオーステナイトが再結晶する第一 温度範囲で減少して鋼板を成形する工程； (c)更に前記鋼板を一つ以上の熱間圧延通過で約Tnr温度以下かつ約Ar3変態点以 上の第二温度範囲で減少する工程； (d)前記鋼板を約10℃／秒〜約40℃／秒（18°F/秒〜72°F/秒）の冷却速度で約M s 変態点＋100℃（180℃）以下かつ約Ms変態点以上の急冷停止温度に急冷する工 程及び (e)前記急冷を停止して約２体積％〜約10体積％のオーステナイトフィルム層及 び約90体積％〜約98体積％の主として微粒子マルテンサイトと微粒子下部ベイナ
イトのラスのミクロラミネート微小構造への前記鋼板の変換を促進する工程 を含むことを特徴とする鋼板の調製方法。 - 【請求項２】 工程(a)の前記再熱温度が約955℃〜約1065℃（1750°F-1950
°F）である請求の範囲第１項記載の方法。 - 【請求項３】 工程(a)の前記微細な初期オーステナイト粒子が約120ミクロ
ン未満の結晶粒度を有する請求の範囲第１項記載の方法。 - 【請求項４】 約30％〜約70％の前記鋼スラブの厚さの減少が工程(b)で起 こる請求の範囲第１項記載の方法。
- 【請求項５】 約40％〜約80％の前記鋼スラブの厚さの減少が工程(c)で起 こる請求の範囲第１項記載の方法。
- 【請求項６】 前記鋼板を前記急冷停止温度から周囲温度に空冷する工程を
更に含む請求の範囲第１項記載の方法。 - 【請求項７】 前記鋼板を約５分間までにわたって前記急冷停止温度で実質
的に等温で保持する工程を更に含む請求の範囲第１項記載の方法。 - 【請求項８】 前記急冷停止温度の前記鋼板を約５分間までにわたって約1.
0℃／秒（1.8°F/秒）より低い速度で徐冷する工程を更に含む請求の範囲第１項
記載の方法。 - 【請求項９】 工程(a)の前記鋼スラブが鉄と示された重量％の下記の合金 元素： 約0.04％〜約0.12％のＣ、 少なくとも約１％のNi、 約0.1％〜約1.0％のCu、 約0.1％〜約0.8％のMo、 約0.02％〜約0.1％のNb、 約0.008％〜約0.03％のTi、 約0.001％〜約0.05％のAl、及び 約0.002％〜約0.005％のＮ とを含む請求の範囲第１項記載の方法。
- 【請求項１０】 前記鋼スラブが約６重量％未満のNiを含む請求の範囲第９
項記載の方法。 - 【請求項１１】 前記鋼スラブが約３重量％未満のNiを含み、更に約0.5重 量％〜約2.5重量％のMnを含む請求の範囲第９項記載の方法。
- 【請求項１２】 前記鋼スラブが(i)約1.0重量％までのCr、(ii)約0.5重量 ％までのSi、(iii)約0.02重量％〜約0.10重量％のＶ、及び(iv)約2.5重量％まで
のMnからなる群から選ばれた少なくとも一種の添加剤を更に含む請求の範囲第９
項記載の方法。 - 【請求項１３】 前記鋼スラブが約0.0004重量％〜約0.0020重量％のＢを更
に含む請求の範囲第９項記載の方法。 - 【請求項１４】 工程(e)後に、前記鋼板が前記原板及びそのHAZの両方で約
-73℃（-100°F）より低いDBTTを有し、かつ830 MPa (120 ksi)より大きい引張 強さを有する請求の範囲第１項記載の方法。 - 【請求項１５】 約２体積％〜約10体積％のオーステナイトフィルム層及び
約90体積％〜約98体積％の微粒子マルテンサイトと微粒子下部ベイナイトのラス
を含むミクロラミネート微小構造を有し、830 MPa (120 ksi)より大きい引張強 さを有し、かつ鋼板及びそのHAZの両方で約-73℃（-100°F）より低いDBTTを有 する鋼板であって、前記鋼板が鉄と示された重量％の下記の合金元素： 約0.04％〜約0.12％のＣ、 少なくとも約１％のNi、 約0.1％〜約1.0％のCu、 約0.1％〜約0.8％のMo、 約0.02％〜約0.1％のNb、 約0.008％〜約0.03％のTi、 約0.001％〜約0.05％のAl、及び 約0.002％〜約0.005％のＮ とを含む再熱鋼スラブから製造されることを特徴とする鋼板。 - 【請求項１６】 前記鋼スラブが約６重量％未満のNiを含む請求の範囲第１
５項記載の鋼板。 - 【請求項１７】 前記鋼スラブが約３重量％未満のNiを含み、更に約0.5重 量％〜約2.5重量％のMnを含む請求の範囲第１５項記載の鋼板。
- 【請求項１８】 (i)約1.0重量％までのCr、(ii)約0.5重量％までのSi、(ii
i)約0.02重量％〜約0.10重量％のＶ、及び(iv)約2.5重量％までのMnからなる群 から選ばれた少なくとも一種の添加剤を更に含む請求の範囲第１５項記載の鋼板
。 - 【請求項１９】 約0.0004重量％〜約0.0020重量％のＢを更に含む請求の範
囲第１５項記載の鋼板。 - 【請求項２０】 前記ミクロラミネート微小構造が多数の高角度界面を微粒
子マルテンサイト及び微粒子下部ベイナイトの前記ラスと前記オーステナイトフ
ィルム層の間に与える熱機械的制御圧延加工により最適化されて亀裂路湾曲部を
実質的に最大にする請求の範囲第１５項記載の鋼板。 - 【請求項２１】 鋼板の亀裂伝播耐性の増進方法であって、前記方法が前記
鋼板を加工して約２体積％〜約10体積％のオーステナイトフィルム層及び約90体
積％〜約98体積％の主として微粒子マルテンサイトと微粒子下部ベイナイトのラ
スを含むミクロラミネート微小構造を生じ、前記ミクロラミネート微小構造が多
数の高角度界面を微粒子マルテンサイト及び微粒子下部ベイナイトの前記ラスと
前記オーステナイトフィルム層の間に与える熱機械的制御圧延加工により最適化
されて亀裂路湾曲部を実質的に最大にすることを特徴とする鋼板の亀裂伝播耐性
の増進方法。 - 【請求項２２】 前記鋼板の前記亀裂伝播耐性が、少なくとも約1.0重量％ のNi及び少なくとも約0.1重量％のCuを添加することにより、またBCC安定化元素
の添加を実質的に最小にすることにより更に増進され、かつ溶接された時の前記
鋼板のHAZの亀裂伝播耐性が増進される請求の範囲第２１項記載の方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US6825297P | 1997-12-19 | 1997-12-19 | |
| US60/068,252 | 1997-12-19 | ||
| PCT/US1998/012705 WO1999032670A1 (en) | 1997-12-19 | 1998-06-18 | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001527153A true JP2001527153A (ja) | 2001-12-25 |
Family
ID=22081370
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000525584A Pending JP2001527153A (ja) | 1997-12-19 | 1998-06-18 | 優れた低温靭性を有する超高強度オースエージ鋼 |
Country Status (44)
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008525644A (ja) * | 2004-12-29 | 2008-07-17 | エムエムエフエックス テクノロジーズ コーポレイション | 高強度四相鋼合金 |
| JP2014508646A (ja) * | 2011-01-28 | 2014-04-10 | エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー | 優れた延性引き裂き強度を持つ高靱性溶接金属 |
| CN110157867A (zh) * | 2019-04-29 | 2019-08-23 | 中国科学院金属研究所 | 一种大尺寸CrMo钢构件中白色异常组织的控制方法 |
Families Citing this family (47)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6254698B1 (en) * | 1997-12-19 | 2001-07-03 | Exxonmobile Upstream Research Company | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof |
| DZ2527A1 (fr) * | 1997-12-19 | 2003-02-01 | Exxon Production Research Co | Pièces conteneurs et canalisations de traitement aptes à contenir et transporter des fluides à des températures cryogéniques. |
| WO2001064619A1 (fr) * | 2000-02-29 | 2001-09-07 | Asahi Glass Company, Limited | Composes fluores et compositions hydrofuges et oleofuges |
| US6852175B2 (en) * | 2001-11-27 | 2005-02-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | High strength marine structures |
| US7438477B2 (en) * | 2001-11-29 | 2008-10-21 | Ntn Corporation | Bearing part, heat treatment method thereof, and rolling bearing |
| ES2255651T3 (es) * | 2002-10-17 | 2006-07-01 | Ntn Corporation | Rodamiento de rodillos de tipo integral y seguidores de levas de rodillos para motor. |
| FR2847270B1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-12-24 | Usinor | Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue |
| FR2847271B1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-12-24 | Usinor | Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue |
| JP4718781B2 (ja) * | 2003-02-28 | 2011-07-06 | Ｎｔｎ株式会社 | トランスミッションの構成部品および円錐ころ軸受 |
| US7334943B2 (en) * | 2003-02-28 | 2008-02-26 | Ntn Corporation | Differential support structure, differential's component, method of manufacturing differential support structure, and method of manufacturing differential's component |
| JP2004301321A (ja) * | 2003-03-14 | 2004-10-28 | Ntn Corp | オルタネータ用軸受およびプーリ用軸受 |
| JP4152283B2 (ja) * | 2003-08-29 | 2008-09-17 | Ｎｔｎ株式会社 | 軸受部品の熱処理方法 |
| KR20080082015A (ko) * | 2003-12-19 | 2008-09-10 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법 |
| EP1707831B1 (en) | 2004-01-09 | 2012-02-01 | NTN Corporation | Thrust needle roller bearing, support structure receiving thrust load of compressor for car air-conditioner, support structure receiving thrust load of automatic transmission, support structure for nonstep variable speed gear, and support structure receiving thrust load of manual transmission |
| JP4540351B2 (ja) * | 2004-01-15 | 2010-09-08 | Ｎｔｎ株式会社 | 鋼の熱処理方法および軸受部品の製造方法 |
| CN100350065C (zh) * | 2004-12-08 | 2007-11-21 | 鞍钢股份有限公司 | 高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法 |
| CN100350066C (zh) * | 2004-12-08 | 2007-11-21 | 鞍钢股份有限公司 | 高强韧性低碳贝氏体厚钢板及其生产方法 |
| CN100343408C (zh) * | 2004-12-08 | 2007-10-17 | 鞍钢股份有限公司 | 高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法 |
| CN1296509C (zh) * | 2005-03-10 | 2007-01-24 | 武汉钢铁(集团)公司 | 高强度易焊接时效硬化钢及其生产方法 |
| CN100372962C (zh) * | 2005-03-30 | 2008-03-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 屈服强度1100Mpa以上超高强度钢板及其制造方法 |
| JP2007046717A (ja) * | 2005-08-10 | 2007-02-22 | Ntn Corp | ジョイント用爪付き転動軸 |
| CN101191174B (zh) * | 2006-11-20 | 2010-05-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法 |
| CN103276291A (zh) * | 2009-01-30 | 2013-09-04 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐hic性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法 |
| CA2749409C (en) * | 2009-01-30 | 2015-08-11 | Jfe Steel Corporation | Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof |
| CN102021489A (zh) * | 2009-09-15 | 2011-04-20 | 鞍钢股份有限公司 | 一种易焊接时效高强度钢及其热处理工艺 |
| JP5126326B2 (ja) * | 2010-09-17 | 2013-01-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN102011061A (zh) * | 2010-11-05 | 2011-04-13 | 钢铁研究总院 | 一种高性能含Cu钢及其热处理工艺 |
| KR101271974B1 (ko) * | 2010-11-19 | 2013-06-07 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 |
| DE102010056264C5 (de) * | 2010-12-24 | 2020-04-09 | Voestalpine Stahl Gmbh | Verfahren zum Erzeugen gehärteter Bauteile |
| JP5348268B2 (ja) * | 2012-03-07 | 2013-11-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| CN103215420B (zh) * | 2012-12-31 | 2015-02-04 | 西安石油大学 | 一种大变形管线钢双相组织的获取方法 |
| BR112015024840B1 (pt) | 2013-04-15 | 2020-03-31 | Nippon Steel Corporation | Chapa de aço laminada a quente |
| KR101523229B1 (ko) * | 2013-11-28 | 2015-05-28 | 한국생산기술연구원 | 저온 특성이 향상된 금속 재료 및 그 제조방법 |
| WO2015088523A1 (en) * | 2013-12-11 | 2015-06-18 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled and annealed steel sheet |
| EP2905348B1 (de) | 2014-02-07 | 2019-09-04 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts |
| BR112017013229A2 (ja) | 2015-02-20 | 2018-01-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel product |
| WO2016132549A1 (ja) | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| EP3263729B1 (en) | 2015-02-25 | 2019-11-20 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| WO2016135898A1 (ja) | 2015-02-25 | 2016-09-01 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| BR112019000422B1 (pt) | 2016-08-05 | 2023-03-28 | Nippon Steel Corporation | Chapa de aço e chapa de aço galvanizada |
| CN109563580A (zh) | 2016-08-05 | 2019-04-02 | 新日铁住金株式会社 | 钢板及镀覆钢板 |
| MX2019010126A (es) | 2017-02-27 | 2019-10-15 | Nucor Corp | Ciclo termico para el refinamiento del grano de austenita. |
| WO2018190808A1 (en) | 2017-04-11 | 2018-10-18 | Hewlett-Packard Development Company, L.P. | Antennas in frames for display panels |
| CN110230001B (zh) * | 2019-07-29 | 2020-07-03 | 东北大学 | 一种具有高塑性的超高强度弹簧钢及其制备方法 |
| CN110628993A (zh) * | 2019-10-16 | 2019-12-31 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种HB460MPa级高强度高韧性抗火切裂纹耐磨钢及其生产方法 |
| CN111286585B (zh) * | 2020-03-19 | 2022-02-08 | 紫荆浆体管道工程股份公司 | 一种超级贝氏体钢及其制备方法 |
| CN117403145B (zh) * | 2023-10-07 | 2024-06-11 | 清华大学 | 增材制造的超高强度钢及其制备方法 |
Family Cites Families (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4512135A (en) * | 1982-06-12 | 1985-04-23 | The Mead Corporation | Locking mechanism for wrap-around cartons |
| JPS5913055A (ja) * | 1982-07-13 | 1984-01-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ステンレス鋼およびその製造方法 |
| NL193218C (nl) * | 1985-08-27 | 1999-03-03 | Nisshin Steel Company | Werkwijze voor de bereiding van roestvrij staal. |
| JPS636284A (ja) * | 1986-06-26 | 1988-01-12 | Nachi Fujikoshi Corp | 多段ステツプ流体制御弁 |
| JPS6362843A (ja) * | 1986-09-03 | 1988-03-19 | Kobe Steel Ltd | 電気亜鉛めつきした高強度ベ−リングフ−プ |
| JP2510783B2 (ja) * | 1990-11-28 | 1996-06-26 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法 |
| US5454883A (en) | 1993-02-02 | 1995-10-03 | Nippon Steel Corporation | High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same |
| JP3550726B2 (ja) | 1994-06-03 | 2004-08-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| US5545269A (en) * | 1994-12-06 | 1996-08-13 | Exxon Research And Engineering Company | Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability |
| US5531842A (en) | 1994-12-06 | 1996-07-02 | Exxon Research And Engineering Company | Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219) |
| US5900075A (en) | 1994-12-06 | 1999-05-04 | Exxon Research And Engineering Co. | Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability |
| US5545270A (en) | 1994-12-06 | 1996-08-13 | Exxon Research And Engineering Company | Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability |
| JPH08176659A (ja) | 1994-12-20 | 1996-07-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| AU680590B2 (en) * | 1995-01-26 | 1997-07-31 | Nippon Steel Corporation | Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness |
| DE69607702T2 (de) | 1995-02-03 | 2000-11-23 | Nippon Steel Corp | Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit |
| JP3314295B2 (ja) | 1995-04-26 | 2002-08-12 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP3423490B2 (ja) * | 1995-06-30 | 2003-07-07 | 東京電力株式会社 | ゴム・プラスチック電力ケ−ブル用接続部 |
| JPH09235617A (ja) * | 1996-02-29 | 1997-09-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 継目無鋼管の製造方法 |
| FR2745587B1 (fr) * | 1996-03-01 | 1998-04-30 | Creusot Loire | Acier utilisable notamment pour la fabrication de moules pour injection de matiere plastique |
-
1998
- 1998-06-17 DZ DZ980140A patent/DZ2530A1/xx active
- 1998-06-17 TW TW087109696A patent/TW454040B/zh not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 JP JP2000525584A patent/JP2001527153A/ja active Pending
- 1998-06-18 SK SK869-2000A patent/SK8692000A3/sk unknown
- 1998-06-18 BR BR9813689-5A patent/BR9813689A/pt not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 AU AU83739/98A patent/AU739791B2/en not_active Ceased
- 1998-06-18 TN TNTNSN98100A patent/TNSN98100A1/fr unknown
- 1998-06-18 IL IL13684398A patent/IL136843A/en not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 GE GEAP19985470A patent/GEP20043271B/en unknown
- 1998-06-18 GB GB0013634A patent/GB2346895B/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 CA CA002316970A patent/CA2316970C/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 CH CH01229/00A patent/CH695315A5/de not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 PE PE1998000527A patent/PE89299A1/es not_active Application Discontinuation
- 1998-06-18 CO CO98034681A patent/CO5060436A1/es unknown
- 1998-06-18 RO ROA200000628A patent/RO120413B1/ro unknown
- 1998-06-18 AT AT0915398A patent/AT409267B/de not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 HU HU0101606A patent/HU224520B1/hu not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 US US09/099,153 patent/US6251198B1/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 RU RU2000119125/02A patent/RU2203330C2/ru not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 HR HR980345A patent/HRP980345B1/xx not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 NZ NZ505338A patent/NZ505338A/en unknown
- 1998-06-18 CN CN98812446A patent/CN1098358C/zh not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 SI SI9820088A patent/SI20276A/sl not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 UA UA2000074219A patent/UA59425C2/uk unknown
- 1998-06-18 TR TR2000/01796T patent/TR200001796T2/xx unknown
- 1998-06-18 ID IDW20001390A patent/ID25499A/id unknown
- 1998-06-18 ES ES200050042A patent/ES2181566B1/es not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 PL PL98341292A patent/PL341292A1/xx unknown
- 1998-06-18 YU YU37600A patent/YU37600A/sh unknown
- 1998-06-18 ZA ZA9805321A patent/ZA985321B/xx unknown
- 1998-06-18 KR KR10-2000-7006833A patent/KR100519874B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 EP EP98934146A patent/EP1047798A4/en not_active Withdrawn
- 1998-06-18 DE DE19882880T patent/DE19882880B4/de not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 WO PCT/US1998/012705 patent/WO1999032670A1/en not_active Application Discontinuation
- 1998-06-19 AR ARP980102965A patent/AR013109A1/es unknown
- 1998-06-20 EG EG71198A patent/EG22915A/xx active
- 1998-06-20 MY MYPI98002811A patent/MY119642A/en unknown
- 1998-10-25 GC GCP199823 patent/GC0000036A/xx active
-
2000
- 2000-06-15 OA OA1200000171A patent/OA11424A/en unknown
- 2000-06-16 SE SE0002244A patent/SE523757C2/sv not_active IP Right Cessation
- 2000-06-16 FI FI20001440A patent/FI112380B/fi not_active IP Right Cessation
- 2000-06-16 DK DK200000938A patent/DK175995B1/da not_active IP Right Cessation
- 2000-06-19 NO NO20003174A patent/NO20003174L/no not_active Application Discontinuation
- 2000-07-18 BG BG104624A patent/BG104624A/xx unknown
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008525644A (ja) * | 2004-12-29 | 2008-07-17 | エムエムエフエックス テクノロジーズ コーポレイション | 高強度四相鋼合金 |
| JP2013144854A (ja) * | 2004-12-29 | 2013-07-25 | Mmfx Technologies Corp | 高強度四相鋼合金 |
| JP2014508646A (ja) * | 2011-01-28 | 2014-04-10 | エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー | 優れた延性引き裂き強度を持つ高靱性溶接金属 |
| CN110157867A (zh) * | 2019-04-29 | 2019-08-23 | 中国科学院金属研究所 | 一种大尺寸CrMo钢构件中白色异常组织的控制方法 |
| CN110157867B (zh) * | 2019-04-29 | 2020-09-18 | 中国科学院金属研究所 | 一种大尺寸CrMo钢构件中白色异常组织的控制方法 |
Also Published As
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2001527153A (ja) | 優れた低温靭性を有する超高強度オースエージ鋼 | |
| US6066212A (en) | Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| US6159312A (en) | Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| US6254698B1 (en) | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof | |
| JP2001527155A (ja) | 極低温靭性の優れた超強力鋼 | |
| WO2000039352A2 (en) | Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| CZ20002140A3 (cs) | Ultravysoce pevné vyzrálé oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot | |
| MXPA00005794A (en) | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| MXPA00005795A (en) | Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050506 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20071119 |
|
| A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20080128 |
|
| A602 | Written permission of extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602 Effective date: 20080204 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080519 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20090511 |