JP2002115022A - 高温強度に優れた鋼およびその製造方法 - Google Patents
高温強度に優れた鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2002115022A JP2002115022A JP2000311216A JP2000311216A JP2002115022A JP 2002115022 A JP2002115022 A JP 2002115022A JP 2000311216 A JP2000311216 A JP 2000311216A JP 2000311216 A JP2000311216 A JP 2000311216A JP 2002115022 A JP2002115022 A JP 2002115022A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- strength
- less
- toughness
- 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.)
- Granted
Links
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高温強度に優れ、かつ溶接性、靭性の良好な
高張力鋼およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜１．６％、Ｐ：０．０２
％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．６〜２．０
％、Ｎｉ：Ｃｕ添加量の１／２〜１．０％、Ａｌ：０．
０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、かつ、Ｎｂ：０．
００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％のうち１種以上を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなり、６００℃での時効析
出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加
する程度にＣｕが固溶状態で存在すること。また、必要
に応じ、特定量のＣｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ
を含有する。さらに、製造方法としては、１０００〜１
２５０℃に再加熱後、１０００℃以下での累積圧下量を
３０％以上として７５０℃以上の温度で圧延を終了し、
その後７００℃以上から４００℃以下の温度まで加速冷
却、あるいは熱間圧延後、Ａｃ3以上９５０℃以下の温
度に再加熱後、加速冷却する。
高張力鋼およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜１．６％、Ｐ：０．０２
％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．６〜２．０
％、Ｎｉ：Ｃｕ添加量の１／２〜１．０％、Ａｌ：０．
０６％以下、Ｎ：０．００６％以下、かつ、Ｎｂ：０．
００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％のうち１種以上を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなり、６００℃での時効析
出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加
する程度にＣｕが固溶状態で存在すること。また、必要
に応じ、特定量のＣｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ
を含有する。さらに、製造方法としては、１０００〜１
２５０℃に再加熱後、１０００℃以下での累積圧下量を
３０％以上として７５０℃以上の温度で圧延を終了し、
その後７００℃以上から４００℃以下の温度まで加速冷
却、あるいは熱間圧延後、Ａｃ3以上９５０℃以下の温
度に再加熱後、加速冷却する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えば、火災など
異常時において高温にさらされてもなお十分耐力(強度)
を維持し得る鋼およびその製造方法に関するもので、鉄
鋼業においては厚板、形鋼、ホットストリップミルなど
に適用できる。なお、用途としては、建築分野のみなら
ず、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽タンクなどの
一般的な構造用鋼として広範な用途に適用できる。
異常時において高温にさらされてもなお十分耐力(強度)
を維持し得る鋼およびその製造方法に関するもので、鉄
鋼業においては厚板、形鋼、ホットストリップミルなど
に適用できる。なお、用途としては、建築分野のみなら
ず、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽タンクなどの
一般的な構造用鋼として広範な用途に適用できる。
【０００２】
【従来の技術】高温強度の保証を目的とした建築用途で
のいわゆる耐火鋼は、特開平２−７７５２３号公報他多
くの公開公報で、含Ｍｏ鋼の製造方法が開示されてい
る。しかし、Ｍｏは鋼の焼入性を顕著に高めるととも
に、Ｃとの相互作用が極めて強いために、材質変化が製
造条件の変動に敏感で、常温での強度−靭性バランスや
そのばらつき、常温強度と高温強度のバランスを考慮し
た場合、高温強度上は有効であるが、必ずしも使いやす
い元素とは言えない。また、高温強度を維持する程度の
比較的多いＭｏの添加は、溶接性の顕著な劣化に加え、
母材および溶接部の靭性も著しく劣化させるという問題
があった。
のいわゆる耐火鋼は、特開平２−７７５２３号公報他多
くの公開公報で、含Ｍｏ鋼の製造方法が開示されてい
る。しかし、Ｍｏは鋼の焼入性を顕著に高めるととも
に、Ｃとの相互作用が極めて強いために、材質変化が製
造条件の変動に敏感で、常温での強度−靭性バランスや
そのばらつき、常温強度と高温強度のバランスを考慮し
た場合、高温強度上は有効であるが、必ずしも使いやす
い元素とは言えない。また、高温強度を維持する程度の
比較的多いＭｏの添加は、溶接性の顕著な劣化に加え、
母材および溶接部の靭性も著しく劣化させるという問題
があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述した従
来技術の問題点を解決すべく、優れた高温強度ととも
に、靭性や溶接性にも優れる鋼を得るため、Ｃｕの固溶
・析出を利用することで、Ｍｏは必要に応じて少量添加
する程度に止め、さらに製造方法を限定することで、上
述した複合特性を有する鋼、および該鋼を工業的に安定
して供給可能な方法を提供するものである。
来技術の問題点を解決すべく、優れた高温強度ととも
に、靭性や溶接性にも優れる鋼を得るため、Ｃｕの固溶
・析出を利用することで、Ｍｏは必要に応じて少量添加
する程度に止め、さらに製造方法を限定することで、上
述した複合特性を有する鋼、および該鋼を工業的に安定
して供給可能な方法を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の最大のポイント
は、Ｃｕを比較的多く添加し、６００℃での時効析出処
理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する
程度に、Ｃｕが常温で固溶状態で存在させること、ある
いはさらにそのような状態を得るよう製造条件を限定す
ることである。
は、Ｃｕを比較的多く添加し、６００℃での時効析出処
理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する
程度に、Ｃｕが常温で固溶状態で存在させること、ある
いはさらにそのような状態を得るよう製造条件を限定す
ることである。
【０００５】これはすなわち、６００℃に加熱されるこ
とで、常温では固溶状態にあったＣｕが析出し、析出強
化として高温強度を発現させることを意味している。こ
の結果、常温強度と高温強度をバランス良く向上するこ
とができる。
とで、常温では固溶状態にあったＣｕが析出し、析出強
化として高温強度を発現させることを意味している。こ
の結果、常温強度と高温強度をバランス良く向上するこ
とができる。
【０００６】そのために鋼成分をはじめ製造方法を本発
明の通り限定したものであるが、その要旨は以下に示す
通りである。
明の通り限定したものであるが、その要旨は以下に示す
通りである。
【０００７】（１） 鋼成分が質量％で、 Ｃ：０．０３％以下、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．２〜１．６％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｃｕ：０．６〜２．０％、 Ｎｉ：Ｃｕ添加量の１／２〜１．０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ：０．００６％以下、 かつ、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ：０．０１〜０．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％ の範囲で少なくとも１種以上を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなり、６００℃での時効析出処理を
行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加すること
を特徴とする高温強度に優れた鋼。
不可避的不純物からなり、６００℃での時効析出処理を
行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加すること
を特徴とする高温強度に優れた鋼。
【０００８】（２） 上記鋼成分に加え、質量％で、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｂ：０．０００２〜０．００３％、 Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％ の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とす
る上記（１）に記載の高温強度に優れた鋼。
る上記（１）に記載の高温強度に優れた鋼。
【０００９】（３） 質量％で、 Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％ のいずれか１種をさらに含有することを特徴とする請求
項１または２に記載の高温強度に優れた鋼。
項１または２に記載の高温強度に優れた鋼。
【００１０】（４） 上記（１）〜（３）のいずれか１
項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜
１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１０００℃以下での
累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で圧
延を終了し、その後７００℃以上の温度から強制冷却で
４００℃以下の任意の温度まで加速冷却することを特徴
とする、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強
さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する高温強度に優れた鋼の
製造方法。
項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜
１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１０００℃以下での
累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で圧
延を終了し、その後７００℃以上の温度から強制冷却で
４００℃以下の任意の温度まで加速冷却することを特徴
とする、６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強
さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する高温強度に優れた鋼の
製造方法。
【００１１】（５） 上記（１）〜（３）のいずれか１
項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延
後、Ａｃ3以上９５０℃以下の温度に再加熱後、強制冷
却で加速冷却することを特徴とする、６００℃での時効
析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増
加する高温強度に優れた鋼の製造方法。
項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延
後、Ａｃ3以上９５０℃以下の温度に再加熱後、強制冷
却で加速冷却することを特徴とする、６００℃での時効
析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増
加する高温強度に優れた鋼の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下に、本発明を詳細に説明す
る。
る。
【００１３】本発明が、請求項の通りに鋼組成および製
造方法を限定した理由について説明する。
造方法を限定した理由について説明する。
【００１４】Ｃは、鋼の焼入性を最も顕著に増大させる
ため、多く添加することは好ましくない。特に本発明に
おいては、Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行えば降
伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で
存在させることが最大のポイントとなっているため、後
述するように、圧延後、Ｃｕが全量析出してしまわない
よう放冷相当を超える冷速で加速冷却する必要がある。
この際、必要以上に焼きが入らないようＣ量は低いレベ
ルに抑える必要があり、許容できるＣ量の上限は０．０
３％である。Ｃ量の下限は特性上の理由からは制約され
るものではなく特に限定しないが、製鋼能力やコストな
どにより自ずと制限されるものである。
ため、多く添加することは好ましくない。特に本発明に
おいては、Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行えば降
伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で
存在させることが最大のポイントとなっているため、後
述するように、圧延後、Ｃｕが全量析出してしまわない
よう放冷相当を超える冷速で加速冷却する必要がある。
この際、必要以上に焼きが入らないようＣ量は低いレベ
ルに抑える必要があり、許容できるＣ量の上限は０．０
３％である。Ｃ量の下限は特性上の理由からは制約され
るものではなく特に限定しないが、製鋼能力やコストな
どにより自ずと制限されるものである。
【００１５】Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素である
が、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するた
め、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌ
のみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観
点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はな
い。
が、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するた
め、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌ
のみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観
点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はな
い。
【００１６】Ｍｎは、母材の強度、靭性を確保する上で
不可欠な元素である。置換型の固溶強化元素であるＭｎ
は、特に６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効
果はないが、常温強度確保の観点から０．２％以上の添
加を必須とする。上限については、多すぎる添加は連続
鋳造スラブの中心偏析を助長したり、溶接性を劣化させ
るため１．６％に限定する。
不可欠な元素である。置換型の固溶強化元素であるＭｎ
は、特に６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効
果はないが、常温強度確保の観点から０．２％以上の添
加を必須とする。上限については、多すぎる添加は連続
鋳造スラブの中心偏析を助長したり、溶接性を劣化させ
るため１．６％に限定する。
【００１７】Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、
Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向
があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母
材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２
％とした。
Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向
があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母
材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２
％とした。
【００１８】Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物
であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好まし
い。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させ
るため上限を０．０１％とした。
であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好まし
い。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させ
るため上限を０．０１％とした。
【００１９】Ｃｕは、本発明においては不可欠の元素
で、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降
伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で
存在させること」のため、０．６％以上の添加が必須で
ある。上限については、本来、目的とする常温および高
温強度によって変えるべき性質のものであるが、本発明
が意図する「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った
場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶
状態で存在させること」を達する上での制約はなく、む
しろ溶接性、さらには熱間圧延時のＣｕ−クラックの観
点から２．０％に限定した。
で、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降
伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で
存在させること」のため、０．６％以上の添加が必須で
ある。上限については、本来、目的とする常温および高
温強度によって変えるべき性質のものであるが、本発明
が意図する「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った
場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶
状態で存在させること」を達する上での制約はなく、む
しろ溶接性、さらには熱間圧延時のＣｕ−クラックの観
点から２．０％に限定した。
【００２０】なお、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理
を行えば降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加すること」
を本発明の特徴とするが、常温状態におけるＣｕが固溶
か析出かを判定するのは必ずしも容易ではなく、「６０
０℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／
ｍｍ2以上増加すること」をその判定基準とする。
を行えば降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加すること」
を本発明の特徴とするが、常温状態におけるＣｕが固溶
か析出かを判定するのは必ずしも容易ではなく、「６０
０℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／
ｍｍ2以上増加すること」をその判定基準とする。
【００２１】Ｎｉは、比較的多いＣｕ添加必須とする本
発明においては必須元素である。なぜならば、熱間圧延
時のＣｕ−クラックを防止するためであり、そのために
Ｃｕ添加量の１／２以上とする必要がある。Ｎｉは、過
剰に添加しなければ、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及
ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させるが、過剰な
添加は高価なだけでなく、溶接性にも好ましくないた
め、上限を１．０％とした。
発明においては必須元素である。なぜならば、熱間圧延
時のＣｕ−クラックを防止するためであり、そのために
Ｃｕ添加量の１／２以上とする必要がある。Ｎｉは、過
剰に添加しなければ、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及
ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させるが、過剰な
添加は高価なだけでなく、溶接性にも好ましくないた
め、上限を１．０％とした。
【００２２】なお、これら、Ｃｕ、Ｎｉの比較的多い添
加は、耐候性にも有利に作用する。
加は、耐候性にも有利に作用する。
【００２３】Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素で
あるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本
発明鋼においては、その下限は限定しない（０％を含
む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
るだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので、上限を
０．０６％とした。
あるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本
発明鋼においては、その下限は限定しない（０％を含
む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
るだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので、上限を
０．０６％とした。
【００２４】Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれ
るものであるが、後述するＴｉ、Ｎｂ、Ｖを少なくとも
１種以上添加する本発明鋼においては、ＴｉＮを形成し
て鋼の性質を高めたり、Ｎｂ、Ｖと結合して炭窒化物を
形成して強度を増加させる。この目的のためには、Ｎ量
として最低０．００１％含有することが望ましい。しか
しながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有
害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％
である。
るものであるが、後述するＴｉ、Ｎｂ、Ｖを少なくとも
１種以上添加する本発明鋼においては、ＴｉＮを形成し
て鋼の性質を高めたり、Ｎｂ、Ｖと結合して炭窒化物を
形成して強度を増加させる。この目的のためには、Ｎ量
として最低０．００１％含有することが望ましい。しか
しながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有
害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％
である。
【００２５】本発明の優れた特徴を損なうことなく、溶
接構造用鋼として基本特性をさらに向上させるため、上
述した元素に加え、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのうち少なくとも１
種以上の添加を必須とする。
接構造用鋼として基本特性をさらに向上させるため、上
述した元素に加え、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのうち少なくとも１
種以上の添加を必須とする。
【００２６】Ｎｂは、まず、一般的な効果として、オー
ステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御
圧延の効果を最大限に発揮する上で有用な元素で、最低
０．００５％の添加が必要である。また、圧延に先立つ
再加熱や圧延後の熱処理時の加熱オーステナイトの細粒
化にも寄与する。さらに、析出硬化として強度向上効果
を有し、高温強度向上にも寄与する。しかし、過剰な添
加は、溶接部の靭性劣化を招くため上限を０．１％とし
た。
ステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御
圧延の効果を最大限に発揮する上で有用な元素で、最低
０．００５％の添加が必要である。また、圧延に先立つ
再加熱や圧延後の熱処理時の加熱オーステナイトの細粒
化にも寄与する。さらに、析出硬化として強度向上効果
を有し、高温強度向上にも寄与する。しかし、過剰な添
加は、溶接部の靭性劣化を招くため上限を０．１％とし
た。
【００２７】Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するもの
であるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは
焼入性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。
Ｎｂと同様の効果は０．０１％未満では効果が少なく、
上限は０．２％まで許容できる。
であるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは
焼入性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。
Ｎｂと同様の効果は０．０１％未満では効果が少なく、
上限は０．２％まで許容できる。
【００２８】Ｔｉは、母材および溶接部靭性に対する要
求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜな
らばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％
以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を主成分とする析出物を
形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を
向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてス
ラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延
組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細
ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するため
である。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．
００５％必要である。しかし多すぎるとＴｉＣを多量に
形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限
は０．１％である。
求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜな
らばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％
以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を主成分とする析出物を
形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を
向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてス
ラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延
組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細
ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するため
である。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．
００５％必要である。しかし多すぎるとＴｉＣを多量に
形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限
は０．１％である。
【００２９】次に、必要に応じて含有することができる
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｍｇの添加理由について説明する。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｍｇの添加理由について説明する。
【００３０】基本となる成分に、さらにこれらの元素を
添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためであ
る。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性
質のものである。
添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためであ
る。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性
質のものである。
【００３１】Ｃｒは、母材の強度、靭性をともに向上さ
せる。その効果を確実に享受できる最小量は０．０５％
である。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭
性および溶接性を劣化させるため、上限を１．０％とし
た。
せる。その効果を確実に享受できる最小量は０．０５％
である。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭
性および溶接性を劣化させるため、上限を１．０％とし
た。
【００３２】Ｍｏは、鋼の高温強度を確保する上では極
めて有効な元素であるが、前述したような問題も有す
る。しかし、少量の添加であれば、そのメリット享受は
可能で、最小量は０．０５％である。上限については、
本発明の特徴を明確にするため、高温強度維持、発現の
補助的な役割に限定し、０．４％以下とした。
めて有効な元素であるが、前述したような問題も有す
る。しかし、少量の添加であれば、そのメリット享受は
可能で、最小量は０．０５％である。上限については、
本発明の特徴を明確にするため、高温強度維持、発現の
補助的な役割に限定し、０．４％以下とした。
【００３３】Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェ
ライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上さ
せ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最
低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添
加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害
となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を
０．００３％とした。なお、タンク用鋼などとして、応
力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱
影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例え
ば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲ
Ｃ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのよう
なケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくな
い。
ライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上さ
せ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最
低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添
加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害
となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を
０．００３％とした。なお、タンク用鋼などとして、応
力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱
影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例え
ば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲ
Ｃ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのよう
なケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくな
い。
【００３４】Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナ
イト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部
の強靭化が図れる。このような効果を享受するために
は、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加
量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、
コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。
イト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部
の強靭化が図れる。このような効果を享受するために
は、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加
量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、
コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。
【００３５】さらに、ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形
態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫
化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯ
ＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮する
ためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多
すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤
硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、Ｓ
ＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限は０．０
０４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同様の効果を
有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよ
い。
態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫
化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯ
ＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮する
ためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多
すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤
硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、Ｓ
ＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限は０．０
０４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同様の効果を
有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよ
い。
【００３６】次に、本発明の請求項４および５に規定す
る製造条件およびその限定理由について説明する。
る製造条件およびその限定理由について説明する。
【００３７】まず、本発明の請求項４にかかる圧延に先
立つ加熱温度を１０００〜１２５０℃に限定した理由
は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織
の微細化を図るためである。１２５０℃は加熱時のオー
ステナイトが極端に粗大化しない上限温度であり、加熱
温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化
し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が著しく劣
化する。一方、加熱温度が低すぎると、後述する圧延終
了温度（７５０℃以上）の確保が困難となるばかりでな
く、Ｎｂを添加した場合、オーステナイトの再結晶温度
を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発
揮させたり、析出効果を発現させるためのＮｂの液体化
の観点から下限を１０００℃に限定した。なお、Ｎｂを
添加しない場合は、その溶体化を考慮する必要がないた
め、加熱オーステナイトを必要以上に粗大化させない観
点から１１５０℃以下の温度で加熱することが好まし
い。
立つ加熱温度を１０００〜１２５０℃に限定した理由
は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織
の微細化を図るためである。１２５０℃は加熱時のオー
ステナイトが極端に粗大化しない上限温度であり、加熱
温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化
し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が著しく劣
化する。一方、加熱温度が低すぎると、後述する圧延終
了温度（７５０℃以上）の確保が困難となるばかりでな
く、Ｎｂを添加した場合、オーステナイトの再結晶温度
を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発
揮させたり、析出効果を発現させるためのＮｂの液体化
の観点から下限を１０００℃に限定した。なお、Ｎｂを
添加しない場合は、その溶体化を考慮する必要がないた
め、加熱オーステナイトを必要以上に粗大化させない観
点から１１５０℃以下の温度で加熱することが好まし
い。
【００３８】前記温度範囲に再加熱した鋳片または鋼片
を、圧延では１０００℃以下での累積圧下量を３０％以
上として７５０℃以上で熱間圧延を終了する必要があ
る。１０００℃以下での累積圧下量が少ない場合、圧延
オーステナイトの細粒化が不十分となり、靭性確保が困
難なためである。また、圧延終了温度が７５０℃を下回
ると、Ｃ量が比較的低い本発明鋼においては、変態が一
部開始する可能性が高まり、最終組織に加工（圧延）組
織を残す恐れがあり、靭性上好ましくないばかりでな
く、降伏比の上昇を招き、建築用途などとして低降伏比
が求められた場合、製造が困難となるため、圧延終了温
度は７５０℃以上に限定する。
を、圧延では１０００℃以下での累積圧下量を３０％以
上として７５０℃以上で熱間圧延を終了する必要があ
る。１０００℃以下での累積圧下量が少ない場合、圧延
オーステナイトの細粒化が不十分となり、靭性確保が困
難なためである。また、圧延終了温度が７５０℃を下回
ると、Ｃ量が比較的低い本発明鋼においては、変態が一
部開始する可能性が高まり、最終組織に加工（圧延）組
織を残す恐れがあり、靭性上好ましくないばかりでな
く、降伏比の上昇を招き、建築用途などとして低降伏比
が求められた場合、製造が困難となるため、圧延終了温
度は７５０℃以上に限定する。
【００３９】圧延後は、７００℃以上の温度から強制冷
却、つまり放冷以外の冷却速度で４００℃以下の任意の
温度まで加速冷却する。これらはいずれも「Ｃｕを６０
０℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／
ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」
のためである。いずれか１つでも上記限定条件を逸脱す
ると、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合
降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態
で存在させること」が困難となる。
却、つまり放冷以外の冷却速度で４００℃以下の任意の
温度まで加速冷却する。これらはいずれも「Ｃｕを６０
０℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／
ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させること」
のためである。いずれか１つでも上記限定条件を逸脱す
ると、「Ｃｕを６００℃での時効析出処理を行った場合
降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態
で存在させること」が困難となる。
【００４０】なお、加速冷却時の冷速は、鋼成分や意図
する材質（強度、靭性）レベルによっても変わるため一
概には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温
度から停止温度までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒
以上とすることが望ましい。
する材質（強度、靭性）レベルによっても変わるため一
概には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温
度から停止温度までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒
以上とすることが望ましい。
【００４１】次に、本発明の請求項５にかかる製造方法
について説明する。
について説明する。
【００４２】本発明が限定する成分を有する鋼を熱間圧
延後、本発明が限定する熱処理を行っても、本発明鋼材
の優れた特性を損なうものではない。むしろ、鋼材の組
織や結果として材質が均質化するため、目的によっては
好ましい場合もある。ただし、この場合でも、組織の微
細化が鋼材の強度、靭性を同時に向上させるポイントの
１つであるため、熱処理時の再加熱温度はＡｃ3以上９
５０℃以下の温度とする必要がある。下限はＣｕの再固
溶と組織の均質化のため、また上限は、再加熱時のオー
ステナイト粒径を必要以上に大きくしないためである。
冷却は、請求項４にかかる圧延後の加速冷却と同様「Ｃ
ｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが
３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させ
ること」のため、放冷相当を超える冷速で加速冷却する
必要がある。この加速冷却は、４００℃以下まで行えば
良いことは、請求項４にかかる説明で述べた通りであ
る。なお、本熱処理を行う場合、圧延後の鋼材は加速冷
却を行う必要はなく、圧延後放冷された鋼材であっても
よい。
延後、本発明が限定する熱処理を行っても、本発明鋼材
の優れた特性を損なうものではない。むしろ、鋼材の組
織や結果として材質が均質化するため、目的によっては
好ましい場合もある。ただし、この場合でも、組織の微
細化が鋼材の強度、靭性を同時に向上させるポイントの
１つであるため、熱処理時の再加熱温度はＡｃ3以上９
５０℃以下の温度とする必要がある。下限はＣｕの再固
溶と組織の均質化のため、また上限は、再加熱時のオー
ステナイト粒径を必要以上に大きくしないためである。
冷却は、請求項４にかかる圧延後の加速冷却と同様「Ｃ
ｕを６００℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが
３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する程度に固溶状態で存在させ
ること」のため、放冷相当を超える冷速で加速冷却する
必要がある。この加速冷却は、４００℃以下まで行えば
良いことは、請求項４にかかる説明で述べた通りであ
る。なお、本熱処理を行う場合、圧延後の鋼材は加速冷
却を行う必要はなく、圧延後放冷された鋼材であっても
よい。
【００４３】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の
鋼板（厚さ２０〜１００ｍ）を製造し、その機械的性質
を調査した。
鋼板（厚さ２０〜１００ｍ）を製造し、その機械的性質
を調査した。
【００４４】表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分
を、表２に鋼板の製造条件および諸特性の調査結果を示
す。なお、表２中、熱処理を行ったものは所定の温度へ
の再加熱後、４００℃以下まで加速冷却を行っているの
は言うまでもない。
を、表２に鋼板の製造条件および諸特性の調査結果を示
す。なお、表２中、熱処理を行ったものは所定の温度へ
の再加熱後、４００℃以下まで加速冷却を行っているの
は言うまでもない。
【００４５】本発明法に則った成分、組織および製造方
法による鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有す
る。これに対し、本発明の限定範囲を逸脱する比較鋼
は、靭性が劣っていたり、特に本発明が規定するＣｕの
固溶程度を表すところの６００℃での時効析出後の降伏
強さの上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強
度（ＹＳ）が明らかに劣っている。
法による鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有す
る。これに対し、本発明の限定範囲を逸脱する比較鋼
は、靭性が劣っていたり、特に本発明が規定するＣｕの
固溶程度を表すところの６００℃での時効析出後の降伏
強さの上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強
度（ＹＳ）が明らかに劣っている。
【００４６】すなわち、比較例２１では、Ｃ量が高いた
め焼入性が高くなり加速冷却後の強度が高く、Ｃｕ量は
適正であるが６００℃での時効析出後の降伏強さは焼入
組織の焼戻し効果が優ってむしろ低下し、常温ＹＳに対
する６００℃ＹＳの比が低い。比較例２２は、Ｃｕ添加
量が少ないのに加え、１０００℃以下の累積圧下量が少
なく、加速冷却停止温度も高いため、靭性に劣るととも
に、６００℃での時効析出後の降伏強さの上昇代が少な
く、結果として６００℃での高温強度（ＹＳ）が劣る。
比較例２３は、圧延後に加速冷却されておらず、放冷中
にＣｕの析出が進み、６００℃での時効析出後の降伏強
さが上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度
（ＹＳ）が劣る。また、Ｃｕ添加量に対してＮｉ添加量
が低いため、熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難
となった。比較例２４では、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのいずれも
が添加されておらず、また製造条件の上でも、圧延終了
温度が低く加速冷却開始温度も低いため、フェライトが
加工を受け靭性に劣り、加速冷却開始までの間にＣｕ析
出も促進されて６００℃での時効析出後の降伏強さの上
昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度（Ｙ
Ｓ）が劣る。
め焼入性が高くなり加速冷却後の強度が高く、Ｃｕ量は
適正であるが６００℃での時効析出後の降伏強さは焼入
組織の焼戻し効果が優ってむしろ低下し、常温ＹＳに対
する６００℃ＹＳの比が低い。比較例２２は、Ｃｕ添加
量が少ないのに加え、１０００℃以下の累積圧下量が少
なく、加速冷却停止温度も高いため、靭性に劣るととも
に、６００℃での時効析出後の降伏強さの上昇代が少な
く、結果として６００℃での高温強度（ＹＳ）が劣る。
比較例２３は、圧延後に加速冷却されておらず、放冷中
にＣｕの析出が進み、６００℃での時効析出後の降伏強
さが上昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度
（ＹＳ）が劣る。また、Ｃｕ添加量に対してＮｉ添加量
が低いため、熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難
となった。比較例２４では、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのいずれも
が添加されておらず、また製造条件の上でも、圧延終了
温度が低く加速冷却開始温度も低いため、フェライトが
加工を受け靭性に劣り、加速冷却開始までの間にＣｕ析
出も促進されて６００℃での時効析出後の降伏強さの上
昇代が少なく、結果として６００℃での高温強度（Ｙ
Ｓ）が劣る。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
【発明の効果】本発明により、Ｍｏを多く添加すること
なく高温強度に優れた鋼の提供が可能となった。その結
果、溶接性や靭性を損なうことなく、溶接構造用鋼とし
ての各種用途向けに優れた高温強度を有する鋼材が大量
かつ安価に供給できるようになった。このような鋼材を
用いることにより、火災時などの高温での強度を維持で
き、各種の溶接鋼構造物の安全性を一段と向上させるこ
とが可能となった。
なく高温強度に優れた鋼の提供が可能となった。その結
果、溶接性や靭性を損なうことなく、溶接構造用鋼とし
ての各種用途向けに優れた高温強度を有する鋼材が大量
かつ安価に供給できるようになった。このような鋼材を
用いることにより、火災時などの高温での強度を維持で
き、各種の溶接鋼構造物の安全性を一段と向上させるこ
とが可能となった。
フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CA03 CC03 CC04 CD06 CF03
Claims (5)
- 【請求項１】 鋼成分が質量％で、 Ｃ：０．０３％以下、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．２〜１．６％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｃｕ：０．６〜２．０％、 Ｎｉ：Ｃｕ添加量の１／２〜１．０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ：０．００６％以下、 かつ、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ：０．０１〜０．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％ の範囲で少なくとも１種以上を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなり、６００℃での時効析出処理を
行った場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加すること
を特徴とする高温強度に優れた鋼。 - 【請求項２】 上記鋼成分に加え、質量％で、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｂ：０．０００２〜０．００３％、 Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％ の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とす
る請求項１に記載の高温強度に優れた鋼。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％ のいずれか１種をさらに含有することを特徴とする請求
項１または２に記載の高温強度に優れた鋼。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼
成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜１２５０℃の
温度範囲に再加熱後、１０００℃以下での累積圧下量を
３０％以上として７５０℃以上の温度で圧延を終了し、
その後７００℃以上の温度から強制冷却で４００℃以下
の任意の温度まで加速冷却することを特徴とする、６０
０℃での時効析出処理を行った場合降伏強さが３０Ｎ／
ｍｍ2以上増加する高温強度に優れた鋼の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼
成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ａｃ3以上
９５０℃以下の温度に再加熱後、強制冷却で加速冷却す
ることを特徴とする、６００℃での時効析出処理を行っ
た場合降伏強さが３０Ｎ／ｍｍ2以上増加する高温強度
に優れた鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000311216A JP4362219B2 (ja) | 2000-10-11 | 2000-10-11 | 高温強度に優れた鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000311216A JP4362219B2 (ja) | 2000-10-11 | 2000-10-11 | 高温強度に優れた鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002115022A true JP2002115022A (ja) | 2002-04-19 |
| JP4362219B2 JP4362219B2 (ja) | 2009-11-11 |
Family
ID=18791019
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000311216A Expired - Fee Related JP4362219B2 (ja) | 2000-10-11 | 2000-10-11 | 高温強度に優れた鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4362219B2 (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006118339A1 (ja) * | 2005-05-02 | 2006-11-09 | Nippon Steel Corporation | 耐火用鋼材およびその製造方法 |
| JP2006348378A (ja) * | 2005-05-17 | 2006-12-28 | Nippon Steel Corp | 耐火性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法 |
| JP2007191747A (ja) * | 2006-01-18 | 2007-08-02 | Kobe Steel Ltd | 低降伏比耐火鋼材 |
| WO2008029583A1 (fr) | 2006-09-04 | 2008-03-13 | Nippon Steel Corporation | Acier ignifuge à excellent propriété de tenue à temperatures élevées, de ténacité et de résistance à la fragilisation de réchauffage et son procédé de production |
| WO2008059669A1 (fr) | 2006-11-14 | 2008-05-22 | Nippon Steel Corporation | Matériau d'acier réfractaire avec une excellente ténacité de joint soudé et son procédé de fabrication |
| EP1983069A1 (en) * | 2006-02-08 | 2008-10-22 | Nippon Steel Corporation | Fire-resistant high-strength rolled steel material and method for production thereof |
| WO2008126944A1 (ja) | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 高温強度、靭性に優れた鋼材並びにその製造方法 |
| US20100078097A1 (en) * | 2007-04-06 | 2010-04-01 | Suguru Yoshida | Steel material superior in high temperature characteristics and toughness and method of production of same |
| US8715432B2 (en) | 2008-03-31 | 2014-05-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Fire-resistant steel superior in weld joint reheat embrittlement resistance and toughness and method of production of same |
| CN103789630A (zh) * | 2014-01-24 | 2014-05-14 | 杨学焦 | 一种用于速滑冰刀的碳钢工件生产方法 |
-
2000
- 2000-10-11 JP JP2000311216A patent/JP4362219B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006336105A (ja) * | 2005-05-02 | 2006-12-14 | Nippon Steel Corp | 耐火用鋼材およびその製造方法 |
| EP1878810A1 (en) * | 2005-05-02 | 2008-01-16 | Nippon Steel Corporation | Heat-resistant steel product and method for production thereof |
| WO2006118339A1 (ja) * | 2005-05-02 | 2006-11-09 | Nippon Steel Corporation | 耐火用鋼材およびその製造方法 |
| EP1878810A4 (en) * | 2005-05-02 | 2010-02-17 | Nippon Steel Corp | HEAT-RESISTANT STEEL PRODUCT AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| JP2006348378A (ja) * | 2005-05-17 | 2006-12-28 | Nippon Steel Corp | 耐火性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法 |
| JP4482527B2 (ja) * | 2005-05-17 | 2010-06-16 | 新日本製鐵株式会社 | 耐火性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法 |
| JP2007191747A (ja) * | 2006-01-18 | 2007-08-02 | Kobe Steel Ltd | 低降伏比耐火鋼材 |
| JP4656417B2 (ja) * | 2006-01-18 | 2011-03-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 低降伏比耐火鋼材 |
| EP1983069A4 (en) * | 2006-02-08 | 2011-03-02 | Nippon Steel Corp | FIRE-RESISTANT ROLLED STEEL MATERIAL WITH HIGH STRENGTH AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| EP1983069A1 (en) * | 2006-02-08 | 2008-10-22 | Nippon Steel Corporation | Fire-resistant high-strength rolled steel material and method for production thereof |
| WO2008029583A1 (fr) | 2006-09-04 | 2008-03-13 | Nippon Steel Corporation | Acier ignifuge à excellent propriété de tenue à temperatures élevées, de ténacité et de résistance à la fragilisation de réchauffage et son procédé de production |
| US8097096B2 (en) | 2006-09-04 | 2012-01-17 | Nippon Steel Corporation | Fire resistant steel excellent in high temperature strength, toughness, and reheating embrittlement resistance and process for production of the same |
| US8323561B2 (en) | 2006-11-14 | 2012-12-04 | Nippon Steel Corporation | Fire-resistant steel material superior in HAZ toughness of welded joint and method of production of same |
| WO2008059669A1 (fr) | 2006-11-14 | 2008-05-22 | Nippon Steel Corporation | Matériau d'acier réfractaire avec une excellente ténacité de joint soudé et son procédé de fabrication |
| US20100078097A1 (en) * | 2007-04-06 | 2010-04-01 | Suguru Yoshida | Steel material superior in high temperature characteristics and toughness and method of production of same |
| US9023158B2 (en) * | 2007-04-06 | 2015-05-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel material superior in high temperature characteristics and toughness and method of production of same |
| EP2143813A4 (en) * | 2007-04-06 | 2015-09-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL MATERIAL HAVING EXCELLENT HIGH TEMPERATURE RESISTANCE AND TENACITY, AND PRODUCTION PROCESS |
| WO2008126944A1 (ja) | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 高温強度、靭性に優れた鋼材並びにその製造方法 |
| US8715432B2 (en) | 2008-03-31 | 2014-05-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Fire-resistant steel superior in weld joint reheat embrittlement resistance and toughness and method of production of same |
| CN103789630A (zh) * | 2014-01-24 | 2014-05-14 | 杨学焦 | 一种用于速滑冰刀的碳钢工件生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4362219B2 (ja) | 2009-11-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4767590B2 (ja) | 低降伏比高張力鋼および低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP2001152248A (ja) | 低温靱性の優れた高張力鋼板および鋼管の製造方法 | |
| JP6682988B2 (ja) | 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
| EP2623625B1 (en) | Steel plate for pipe line, having excellent hydrogen induced crack resistance, and preparation method thereof | |
| JP4344073B2 (ja) | 高温強度に優れた高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP2009024228A (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JP2001288512A (ja) | 靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP4268462B2 (ja) | 高温強度に優れた非調質低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2007119861A (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 | |
| JP2002115022A (ja) | 高温強度に優れた鋼およびその製造方法 | |
| JP3981615B2 (ja) | 非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP2001123222A (ja) | 高靱性高張力鋼の製造方法 | |
| JP2002173734A (ja) | 溶接性に優れた鋼およびその製造方法 | |
| JP2000256777A (ja) | 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JP4309561B2 (ja) | 高温強度に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002003983A (ja) | 溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP5098317B2 (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JP2007191785A (ja) | 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP4133175B2 (ja) | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP2003129134A (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH05209223A (ja) | 低降伏比・高降伏伸びを有する鉄筋の製造方法 | |
| JP2001342520A (ja) | 材質変動の少ない靱性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP2007277679A (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 | |
| JP2002275576A (ja) | 低温用低降伏比鋼材およびその製造方法 | |
| JP2001342538A (ja) | 溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060907 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20081020 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20081104 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20081224 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20090203 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090406 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20090616 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090630 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20090811 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090817 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4362219 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120821 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120821 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130821 Year of fee payment: 4 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130821 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |