JP2018193605A - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
厚鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2018193605A JP2018193605A JP2017122479A JP2017122479A JP2018193605A JP 2018193605 A JP2018193605 A JP 2018193605A JP 2017122479 A JP2017122479 A JP 2017122479A JP 2017122479 A JP2017122479 A JP 2017122479A JP 2018193605 A JP2018193605 A JP 2018193605A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- phase
- less
- steel plate
- thick steel
- 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
Images
Classifications
-
- 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
- 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
-
- 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
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
上記金属組織を得る方法として、鋼片をAc3変態点〜1050℃に加熱後、開始温度が850℃以下、終了温度が750℃以上で、累積圧下率が50〜95%の熱間圧延を行った後、冷却速度が5〜100℃/sの加速冷却を750℃以下から開始し、600℃以上で停止することが開示されている。
上記金属組織を得る方法として、Ac3変態点以上、1300℃以下の温度に加熱し、少なくとも、950℃〜Ar3変態点以上の範囲で累積圧下率が30%以上のオーステナイトの未再結晶域圧延を含む熱間圧延を行った後、3〜100℃/sの加速冷却をAr3変態点以上の温度からオーステナイト分率が20〜70%となる温度まで行い、加速冷却停止後、昇温、保持、冷速0.5℃/s以下の冷却の1種または2種以上の組み合わせを行って、加速冷却停止後から10s〜100sの間、鋼の温度を加速冷却停止温度±100℃以内に維持した後、冷却することが開示されている。
上記金属組織を得る方法として、仕上げ圧延温度を700〜850℃とし、700〜500℃の温度域を3℃/s以上で冷却し、所定の温度で再加熱し、再加熱後、600〜500℃の温度域を2℃/sでさらに冷却することが開示されている。
736.02×[C]+8.5×A+208.53≦260 (1)
ここで、[C]はCの含有量(質量%)であり、Aは仕上げ圧延後の冷却速度(℃/s)である。
また、Cの含有量(質量%)および仕上げ圧延後の冷却速度と、圧延後に形成される第二相の硬さとの相関性を見出し、下記(1)式を満たすように、Cの含有量と仕上げ圧延後の冷却速度を制御して常温まで冷却することにより、第二相の硬さを260HV以下にすることができ、優れた一様伸びを得ることができることを見出した。
736.02×[C]+8.5×A+208.53≦260 (1)
ここで、[C]はCの含有量(質量%)であり、Aは仕上げ圧延後の冷却速度(℃/s)である。
[1−1.金属組織]
本発明に係る厚鋼板(以下、「鋼」と呼ぶことがある)は、金属組織として、第一相と第一相より硬い硬質相である第二相(以下、「第二相」、「硬質第二相」と呼ぶことがある)を含む。硬質第二相の硬さを260HV以下に制御することによって、所望の一様伸びを得ることができる。
板厚がtである厚鋼板において、例えば、鋼板表面からt/4の部位における第二相の硬さを、上記のように制御してよい。
以下、各構成について詳述する。
本発明に係る厚鋼板において、硬質第二相となる硬質相はパーライトからなる。なお、本発明に係る厚鋼板は、第一相および第二相以外の第三相としてマルテンサイトを含む場合があるが、ベイナイトは含まない。高い一様伸びを得る観点から、硬質第二相の面積率は、10%以下であることが好ましく、より好ましくは5%以下である。
第二相が硬すぎると、非常に脆い相となり靭性が低下し、また、一様伸びが不十分となるため、第二相の硬さを260HV以下とすることが必要であり、好ましくは255HV以下、より好ましくは250HV以下である。
本発明に係る厚鋼板は、C:0.04〜0.06質量%、Si:0.35〜0.45質量%、Mn:1.49〜1.59質量%、P:0質量%超、0.01質量%以下、S:0質量%超、0.002質量%以下、Cu:0.23〜0.33質量%、Al:0.02〜0.06質量%、Ni:0.24〜0.34質量%、Nb:0.015〜0.021質量%、Ti:0.012〜0.018質量%、B:0.0007〜0.0013質量%、Ca:0.0010〜0.0030質量%、およびN:0.0040〜0.0060質量%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。
上記のように化学成分組成を制御することにより、一様伸びに優れた厚鋼板を得ることができる。
以下、各元素について詳述する。
Cは、鋼板の強度を高める効果があるが、硬質相を増加させ延性を劣化させる元素でもある。C含有量が0.04質量%未満であると必要な強度を確保することが困難になる。
よってC含有量は0.04質量%以上とする。C含有量は、好ましくは0.042質量%以上、より好ましくは0.045質量%以上である。一方、C含有量が0.06質量%を超えると、強度は確保しやすくなるが、硬質相を増加させ延性の劣化につながる。よってC含有量は0.06質量%以下とする。C含有量は、好ましくは0.058質量%以下、より好ましくは0.055質量%以下である。
Siは、析出の抑制により、固溶強化を活用して伸びに阻害を与えない第一相を得ることができ、高強度確保のために必要な元素である。この作用を有効に発揮させるためには、Si量は0.35質量%以上とする必要がある。Si量は、好ましくは0.36質量%以上、より好ましくは0.37質量%以上である。しかし、Si量が過剰になるとマルテンサイト−オーステナイト混合相が生成しやすくなるため、靱性等他の特性を低下させる恐れがある。そのため、Si量は0.45質量%以下とする必要がある。Si量は、好ましくは0.44質量%以下、より好ましくは0.43質量%以下である。
Cuは、固溶強化による強度確保のために必要な元素であり、この作用を有効に発揮させるためにはCu量は0.23質量%以上とする必要がある。Cu量は、好ましくは0.24質量%以上、より好ましくは0.25質量%以上である。しかし、Cu量が過剰となると析出により延性を低下させるだけでなく、焼入れ性が過剰となり熱間加工時に割れなどが生じやすくなるため、Cu量は0.33質量%以下とする必要がある。Cu量は、好ましくは0.32質量%以下、より好ましくは0.31質量%以下である。
Mnは、焼入れ性を向上させ、強度と靭性を確保する上で有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Mnを1.49質量%以上含有させる必要がある。Mn含有量は、好ましくは1.50質量%以上、より好ましくは1.51質量%以上である。しかしながらMnを過剰に含有させると、溶接性などが劣化するため、上限を1.59質量%とする。Mn含有量は、好ましくは1.58質量%以下、より好ましくは1.57質量%以下である。
Alは、脱酸に必要な元素であるとともに、鋼中のNを固定して、固溶Nによる母材靭性劣化を防ぐ効果もある。このような効果を発揮させるためには、Alを0.02質量%以上含有させる必要がある。Al含有量は、好ましくは0.025質量%以上、より好ましくは0.030質量%以上である。一方、Alが過剰に含まれると、アルミナ系の粗大な介在物が形成され母材靭性が低下するので、Al含有量は0.06質量%以下とする必要がある。Al含有量は、好ましくは0.055質量%以下、より好ましくは0.050質量%以下である。
Niは、焼入れ性を向上させ、組織を微細にする効果があると同時に、Cu添加により生じやすくなる熱間加工時の割れを抑制する効果がある。このような効果を発揮させるため、Ni量を0.24質量%以上含有させる必要がある。Ni含有量は、好ましくは0.25質量%以上、より好ましくは0.26質量%以上である。しかし、Niを過剰に含有させると焼入れ性が過剰となり、所望とする一様伸びが得られない。そのため、Ni量は0.34質量%以下とする必要がある。Ni含有量は、好ましくは0.33質量%以下、より好ましくは0.32質量%以下である。
Nbは、炭化物、炭窒化物を形成して強度を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るには、Nbを0.015質量%以上含有させる必要がある。Nb含有量は、好ましくは0.016質量%以上、より好ましくは0.017質量%以上である。一方、Nbが過剰に含まれると、析出する炭化物や炭窒化物が過多となり、析出強化能が過剰となり、降伏比増大につながる。よってNb含有量は0.021質量%以下とする必要がある。Nb含有量は、好ましくは0.020質量%以下、より好ましくは0.019質量%以下である。
Tiは、Nと結合してTiNを形成し、熱間圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒、即ちγ粒の粗大化を防止し、母材靭性の向上に寄与する元素である。また、鋼中のNを固定して、固溶Nによる母材靭性の劣化を防ぐ効果もある。これらの効果を発揮させるには、Tiを0.012質量%以上含有させる必要がある。Ti含有量は、好ましくは0.013質量%以上、より好ましくは0.014質量%以上である。一方、Ti含有量が過剰になると、TiNが粗大化して母材靭性が劣化するので、0.018質量%以下とする必要がある。Ti含有量は、好ましくは0.017質量%以下、より好ましくは0.016質量%以下である。
Bは、粗大なフェライト組織の生成を抑制しやすくする。こうした効果を発揮させるためには、Bを0.0007質量%以上含有させる必要がある。B含有量は、好ましくは0.0008質量%以上、より好ましくは0.0009質量%以上である。しかし、B量が過剰になると焼入れ性が過剰となり、所望とする一様伸びが得られないため、0.0013質量%以下とする必要がある。B含有量は、好ましくは0.0012質量%以下、より好ましくは0.0011質量%以下である。
Caは、MnSの球状化に寄与し、母材靭性や板厚方向の延性の改善に有効な元素である。このような効果を発揮させるには、Ca含有量を0.0010質量%以上とすることが好ましい。Ca含有量は、好ましくは0.0012質量%以上、より好ましくは0.0015質量%以上である。しかしながら、Ca含有量が0.0030質量%を超えて過剰になると、介在物が粗大化し、母材靭性が劣化する。よってCa含有量は0.0030質量%以下とする。Ca含有量は、好ましくは0.0028質量%以下、より好ましくは0.0025質量%以下である。
Nは、TiN、AlNを生成し、熱間圧延前の加熱時、および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、母材靭性やHAZ靭性を向上させるのに有効な元素である。Nの含有量が0.0040質量%未満であると、上記TiN等が不足し、上記γ粒が粗大になり、母材靭性が劣化する。よってN含有量は0.0040質量%以上とする必要がある。N含有量は、好ましくは0.0042質量%以上であり、より好ましくは0.0044質量%以上である。一方、N含有量が0.0060質量%を超えて過剰になると、固溶Nの増大により、母材靭性・HAZ靭性に悪影響を及ぼす。よって、N含有量は0.0060質量%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0058質量%以下、より好ましくは0.0056質量%以下である。
Pは、母材と溶接部の靭性に悪影響を及ぼす不可避的不純物である。こうした不都合を招かないように、その含有量を0.010質量%以下に抑制する必要がある。P含有量は、好ましくは0.009質量%以下、より好ましくは0.008質量%以下である。尚、工業上0%にすることは困難であり、下限は0.002質量%程度である。
Sは、靭性や鋼板の板厚方向の延性に悪影響を及ぼす不可避的不純物であり、少ない方が好ましい。こうした観点から、S含有量は0.002質量%以下に抑制する必要がある。S含有量は、より好ましくは0.001質量%以下、さらに好ましくは0.0005質量%以下である。
但し、原料、資材または製造設備等の状況によって持ち込まれるPおよびS以外の不可避的不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。
また、不可避的不純物は、スクラップ等の使用または他の要因により混入されるその他の不純物として、Cr、Moおよび/またはVを含み得る。
本発明に係る厚鋼板を製造するためには、上述の化学成分組成を含有する鋼片、例えばスラブを用い、鋼片の加熱温度、仕上げ圧延温度、およびその後の冷却速度を適切に調整する。
具体的には、(a)前記化学成分組成を有する鋼片を、900〜1250℃に加熱する加熱工程と、(b)前記工程(a)後、680〜800℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延する工程と、(c)前記工程(b)後、下記(1)式を満足する冷却速度Aで常温まで冷却する工程とを含む。
736.02×[C]+8.5×A+208.53≦260 (1)
ここで、[C]はCの含有量(質量%)であり、Aは仕上げ圧延後の冷却速度(℃/s)である。
上述の化学成分組成を含有する鋼片、例えばスラブを、熱間圧延が可能な900〜1250℃に加熱する。加熱温度は、好ましくは1000℃以上、より好ましくは1050℃以上であり、好ましくは1200℃以下、より好ましくは1150℃以下である。
前記工程(b)後、下記(1)式を満足する冷却速度Aで常温まで冷却する。
736.02×[C]+8.5×A+208.53≦260 (1)
ここで、[C]はCの含有量(質量%)であり、Aは仕上げ圧延後の冷却速度(℃/s)である。
以下に、上記(1)式の技術的意義を説明する。
図1および2中、「□」で表されるプロットは、上記(1)式を満足する冷却速度で冷却して製造した本発明例の厚鋼板を示す。一方、「○」で表されるプロットは、上記(1)式を満足しない冷却速度で製造した比較例の厚鋼板を示す。
一様伸びに優れた厚鋼板を得る観点から、上記(1)式の左辺の値は、200以上であることが好ましく、より好ましくは210以上であり、255以下であることが好ましく、より好ましくは250以下である。
表1および2中、下線が付されたものは本発明の規定から外れていることを意味する。
金属組織の観察を以下の手順で行った。
(1)圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取した。
(2)湿式エメリー研磨紙(#150〜#1000)での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨として、例えばダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等により、観察面の鏡面仕上を行った。
(3)研磨されたサンプルを、3%ナイタール溶液を用いて腐食し、結晶粒界を現出させた。
(4)板厚t/4部位において、光学顕微鏡を用いて、現出させた組織を400倍の倍率で観察し、組織がフェライトを有する場合には、フェライト以外を硬質第二相とし、フェライトを第一相とした。すなわち、硬質第二相は第一相より硬い。組織がフェライトを有さず、ベイナイトおよびマルテンサイトを有する場合には、ベイナイトを第一相とし、ベイナイトより硬いマルテンサイトを第二相とした。
3%ナイタール溶液で腐食した上記サンプルについて、板厚t/4部位において、光学顕微鏡を用いて、第一相を100倍の倍率で観察し、10視野の写真を撮影した。当該顕微鏡写真から比較法(JIS G0551)でフェライトの粒径を求め、その平均値をフェライトの平均粒径とした。
3%ナイタール溶液で腐食した上記サンプルについて、板厚t/4の部位において、マイクロビッカース硬度計を用いて、0.05Nの測定荷重で第二相の硬さを測定した。第二相において10箇所以上で硬さを測定し、その平均値を第二相の硬さとした。なお、組織がマルテンサイトのみ、すなわちマルテンサイト単相の場合には、当該相の硬さを第二相の硬さとして測定した。
試験片の長手方向が圧延方向と直角となるよう全厚板状試験片(5号)を採取して、JIS Z2241:2015の要領で引張試験を行い、引張強度(TS)、および一様伸び(U.El)を測定した。
U.Elが17.5%以上の厚鋼板を実用可能な水準であると判定した。
Claims (2)
- C :0.04〜0.06質量%、
Si:0.35〜0.45質量%、
Mn:1.49〜1.59質量%、
P :0質量%超、0.01質量%以下、
S :0質量%超、0.002質量%以下、
Cu:0.23〜0.33質量%、
Al:0.02〜0.06質量%、
Ni:0.24〜0.34質量%、
Nb:0.015〜0.021質量%、
Ti:0.012〜0.018質量%、
B :0.0007〜0.0013質量%、
Ca:0.0010〜0.0030質量%、および
N :0.0040〜0.0060質量%を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
金属組織が第一相と第一相より硬い硬質相である第二相とを含み、当該硬質相は、パーライトからなる相であり、
前記第二相の硬さが260HV以下である厚鋼板。 - 請求項1に記載の厚鋼板の製造方法であって、
(a)前記化学成分組成を有する鋼片を、900〜1250℃に加熱する加熱工程と、 (b)前記工程(a)後、680〜800℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延する工程と、
(c)前記工程(b)後、下記(1)式を満足する冷却速度Aで常温まで冷却する工程と
を含む厚鋼板の製造方法。
736.02×[C]+8.5×A+208.53≦260 (1)
ここで、[C]はCの含有量(質量%)であり、Aは仕上げ圧延後の冷却速度(℃/s)である。
Priority Applications (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
KR1020197005678A KR20190034279A (ko) | 2016-08-29 | 2017-08-08 | 후강판 및 그의 제조 방법 |
CN201780051084.3A CN109642285B (zh) | 2016-08-29 | 2017-08-08 | 厚钢板及其制造方法 |
PCT/JP2017/028790 WO2018043067A1 (ja) | 2016-08-29 | 2017-08-08 | 厚鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2016166817 | 2016-08-29 | ||
JP2016166817 | 2016-08-29 | ||
JP2017106674 | 2017-05-30 | ||
JP2017106674 | 2017-05-30 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2018193605A true JP2018193605A (ja) | 2018-12-06 |
JP6771429B2 JP6771429B2 (ja) | 2020-10-21 |
Family
ID=64568894
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2017122479A Active JP6771429B2 (ja) | 2016-08-29 | 2017-06-22 | 厚鋼板およびその製造方法 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP6771429B2 (ja) |
KR (1) | KR20190034279A (ja) |
CN (1) | CN109642285B (ja) |
Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH108188A (ja) * | 1996-06-26 | 1998-01-13 | Kobe Steel Ltd | 加熱部の耐高速破壊特性に優れた加工用鋼板 |
JP2008045195A (ja) * | 2006-08-21 | 2008-02-28 | Kobe Steel Ltd | 高張力厚鋼板およびその製造方法 |
JP2009235514A (ja) * | 2008-03-27 | 2009-10-15 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比厚鋼板 |
JP2012172258A (ja) * | 2011-02-24 | 2012-09-10 | Nippon Steel Corp | 厚鋼板の製造方法 |
WO2013015428A1 (ja) * | 2011-07-27 | 2013-01-31 | 新日鐵住金株式会社 | 伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 |
JP2014055317A (ja) * | 2012-09-11 | 2014-03-27 | Kobe Steel Ltd | 低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
JP2015127447A (ja) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | Jfeスチール株式会社 | 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその判定方法 |
Family Cites Families (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5381422A (en) * | 1976-12-27 | 1978-07-18 | Kubota Ltd | Casting die material |
JPS57207160A (en) * | 1981-06-17 | 1982-12-18 | Kawasaki Steel Corp | Low thermal expansion invar type fe-ni alloy with superior rust resistance |
JP2002105534A (ja) | 2000-09-27 | 2002-04-10 | Nippon Steel Corp | 耐破壊特性に優れた高張力鋼の製造方法 |
JP2003253331A (ja) | 2002-03-05 | 2003-09-10 | Nippon Steel Corp | 高靱性・高延性高張力鋼の製造方法 |
JP4476923B2 (ja) | 2005-12-15 | 2010-06-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 衝突吸収性と母材靭性に優れた鋼板 |
CN101153370B (zh) * | 2006-09-27 | 2012-06-13 | 鞍钢股份有限公司 | 一种可大线能量焊接的低合金高强度钢板及其制造方法 |
CN102277529A (zh) * | 2011-07-28 | 2011-12-14 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 一种高强度高韧性船板钢及其tmcp生产工艺方法 |
CN108060349A (zh) * | 2017-11-23 | 2018-05-22 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种高强韧性桥梁结构钢Q550qFNH中厚板及其生产方法 |
-
2017
- 2017-06-22 JP JP2017122479A patent/JP6771429B2/ja active Active
- 2017-08-08 CN CN201780051084.3A patent/CN109642285B/zh active Active
- 2017-08-08 KR KR1020197005678A patent/KR20190034279A/ko not_active Application Discontinuation
Patent Citations (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH108188A (ja) * | 1996-06-26 | 1998-01-13 | Kobe Steel Ltd | 加熱部の耐高速破壊特性に優れた加工用鋼板 |
JP2008045195A (ja) * | 2006-08-21 | 2008-02-28 | Kobe Steel Ltd | 高張力厚鋼板およびその製造方法 |
JP2009235514A (ja) * | 2008-03-27 | 2009-10-15 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比厚鋼板 |
JP2012172258A (ja) * | 2011-02-24 | 2012-09-10 | Nippon Steel Corp | 厚鋼板の製造方法 |
WO2013015428A1 (ja) * | 2011-07-27 | 2013-01-31 | 新日鐵住金株式会社 | 伸びフランジ性及び精密打ち抜き性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 |
JP2014055317A (ja) * | 2012-09-11 | 2014-03-27 | Kobe Steel Ltd | 低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
JP2015127447A (ja) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | Jfeスチール株式会社 | 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその判定方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP6771429B2 (ja) | 2020-10-21 |
CN109642285A (zh) | 2019-04-16 |
KR20190034279A (ko) | 2019-04-01 |
CN109642285B (zh) | 2020-10-30 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
KR101892839B1 (ko) | 후강판 및 그 제조 방법 | |
JP5145803B2 (ja) | 低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板 | |
JP5804229B1 (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
JP6682785B2 (ja) | 耐サワー性に優れた鋼板及びその製造方法 | |
JP5037744B2 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP4976906B2 (ja) | Haz靭性、母材靭性、伸び、及び強度−伸びバランスに優れた厚鋼板 | |
JP6771047B2 (ja) | 低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
KR102210100B1 (ko) | 고강도 도금 강판 및 그의 제조 방법 | |
JP2008297571A (ja) | 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 | |
JP6501042B2 (ja) | 高強度鋼板 | |
KR102593147B1 (ko) | 냉연 도금 강판 및 그 제조방법 | |
JP2011246768A (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP5692305B2 (ja) | 大入熱溶接特性と材質均質性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
JP6847225B2 (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比鋼板及びその製造方法 | |
JPH07252592A (ja) | 成形性、低温靭性及び疲労特性に優れた熱延高強度鋼板 | |
JP3736320B2 (ja) | 靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法 | |
JP2020172707A (ja) | H形鋼およびその製造方法 | |
JP5701483B2 (ja) | 厚さ中心部の強度及び靭性に優れて材質偏差の少ない溶接構造用極厚物鋼板及びその製造方法 | |
JP4867177B2 (ja) | 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP6224704B2 (ja) | 高強度熱延鋼板の製造方法 | |
EP3964600A1 (en) | Ultra-high strength steel sheet having excellent shear workability and method for manufacturing same | |
JPWO2016060141A1 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
JP2018168411A (ja) | 高強度・高靭性厚鋼板の製造方法 | |
JP7048378B2 (ja) | 高強度高延性鋼板 | |
JP7048379B2 (ja) | 高強度高延性鋼板 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20190930 |
|
RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20200406 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20200707 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20200904 |
|
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: 20200923 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20200929 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6771429 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |