JP3212344B2 - 低温での靭性が優れた溶接用構造用厚鋼板の製造法 - Google Patents
低温での靭性が優れた溶接用構造用厚鋼板の製造法Info
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- JP3212344B2 JP3212344B2 JP06443992A JP6443992A JP3212344B2 JP 3212344 B2 JP3212344 B2 JP 3212344B2 JP 06443992 A JP06443992 A JP 06443992A JP 6443992 A JP6443992 A JP 6443992A JP 3212344 B2 JP3212344 B2 JP 3212344B2
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Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、母材及び溶接熱影響部
(以下HAZと称す)がともに低温靭性の優れた鋼板
を、生産性よく製造する方法に関するものである。
(以下HAZと称す)がともに低温靭性の優れた鋼板
を、生産性よく製造する方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】近年、海容構造物、船舶、貯蔵タンク等
の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対
する要望は厳しさを増しており、破壊がもたらす被害の
大きさ及び社会不安の大きさから、鋼材の母材靭性並び
にHAZの靭性改善が要望されている。
の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対
する要望は厳しさを増しており、破壊がもたらす被害の
大きさ及び社会不安の大きさから、鋼材の母材靭性並び
にHAZの靭性改善が要望されている。
【0003】母材の低温靭性を向上させるためには変態
後のフェライト粒径を微細化することが有効であり、そ
のために変態前のオーステナイト粒を細粒化させること
が有効なことは知られている。その方法としては多数の
提案があり、例えば、特開昭59−47323号公報記
載のように低温で加熱し、未再結晶域での加工量を大き
くする方法がある。
後のフェライト粒径を微細化することが有効であり、そ
のために変態前のオーステナイト粒を細粒化させること
が有効なことは知られている。その方法としては多数の
提案があり、例えば、特開昭59−47323号公報記
載のように低温で加熱し、未再結晶域での加工量を大き
くする方法がある。
【0004】また従来から鋼材の細粒化には特開昭58
−19431号公報に開示されているようにNiやNb
等の合金元素を使用し、これにより母材の靭性をシャル
ピー衝撃試験で−50℃から−70℃のvTrs値を得
ている。
−19431号公報に開示されているようにNiやNb
等の合金元素を使用し、これにより母材の靭性をシャル
ピー衝撃試験で−50℃から−70℃のvTrs値を得
ている。
【0005】また、特公昭60−169516号公報に
溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法がある。この方
法では、1250℃〜1350℃に60分以上加熱して
放冷もしくは圧延してAr3 変態点以下の温度に冷却
し、再び900〜1150℃に加熱して800℃以下の
圧下率が30%以上の圧延を行って300℃以下までを
10〜50℃/sで冷却し、しかる後400〜650℃
に加熱して焼戻す方法もある。また、これらの方法を改
善する方法として、特開平01−14668号公報記載
のように高温加熱処理を省略した方法がある。
溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法がある。この方
法では、1250℃〜1350℃に60分以上加熱して
放冷もしくは圧延してAr3 変態点以下の温度に冷却
し、再び900〜1150℃に加熱して800℃以下の
圧下率が30%以上の圧延を行って300℃以下までを
10〜50℃/sで冷却し、しかる後400〜650℃
に加熱して焼戻す方法もある。また、これらの方法を改
善する方法として、特開平01−14668号公報記載
のように高温加熱処理を省略した方法がある。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
た提案は何れも実用時に次に述べる様々な問題を内在し
ており、それぞれに改善が待たれている。特開昭59−
47323号公報の提案のように低温で加熱し、未再結
晶域での加工量を大きくし、かつ制御冷却を必須とし、
圧延後の急冷により微細なフェライト及びマルテンサイ
トとする方法は、他のスラブの加熱温度と対象のスラブ
の加熱温度が異なるため、この前後で加熱操業条件を調
整する時間が必要となる。また、加熱効率の大幅な低下
が避けられず、更には未再結晶域での加工量を大きくす
るため、制御圧延時の温度待ち時間が極めて長くなり、
圧延効率の低下、再加熱、及び制御冷却に伴うコスト上
昇を招き、生産性の向上を追求している現状における問
題が多い。
た提案は何れも実用時に次に述べる様々な問題を内在し
ており、それぞれに改善が待たれている。特開昭59−
47323号公報の提案のように低温で加熱し、未再結
晶域での加工量を大きくし、かつ制御冷却を必須とし、
圧延後の急冷により微細なフェライト及びマルテンサイ
トとする方法は、他のスラブの加熱温度と対象のスラブ
の加熱温度が異なるため、この前後で加熱操業条件を調
整する時間が必要となる。また、加熱効率の大幅な低下
が避けられず、更には未再結晶域での加工量を大きくす
るため、制御圧延時の温度待ち時間が極めて長くなり、
圧延効率の低下、再加熱、及び制御冷却に伴うコスト上
昇を招き、生産性の向上を追求している現状における問
題が多い。
【0007】また、特開昭58−19431号公報にア
レスト特性に優れた高張力鋼は、Ni及びNbに加え
て、圧延後再加熱して完全にオーステナイト化すること
を必須としており、再加熱に伴うコスト上昇と生産性の
低下が避けられない。
レスト特性に優れた高張力鋼は、Ni及びNbに加え
て、圧延後再加熱して完全にオーステナイト化すること
を必須としており、再加熱に伴うコスト上昇と生産性の
低下が避けられない。
【0008】更に、NiやNbは高価な合金成分であ
り、その添加は鋼材のコストを著しく上昇させる。それ
にもかかわらず母材の靭性を示すシャルピー衝撃試験で
のvTrsは−50℃から−70℃レベルでしかない。
特にNbの多量の添加は後述するようにHAZの靭性を
著しく低下させるため溶接用鋼材としては好ましくな
い。
り、その添加は鋼材のコストを著しく上昇させる。それ
にもかかわらず母材の靭性を示すシャルピー衝撃試験で
のvTrsは−50℃から−70℃レベルでしかない。
特にNbの多量の添加は後述するようにHAZの靭性を
著しく低下させるため溶接用鋼材としては好ましくな
い。
【0009】また、特公昭60−169516号公報に
開示された方法は、母材とHAZ共に望ましい靭性を確
保するために高温での加熱処理に加え、再加熱後800
℃以下での圧下を必須としており、これによる生産性の
低下は著しい。
開示された方法は、母材とHAZ共に望ましい靭性を確
保するために高温での加熱処理に加え、再加熱後800
℃以下での圧下を必須としており、これによる生産性の
低下は著しい。
【0010】また、これ等の改善を目的とした特開平0
1−14668号公報の方法は、母材及びHAZの靭性
を確保する偏析拡散のために、1250℃以上の温度に
加熱後、再結晶終了温度からAr3 点温度までに圧下量
50%以上の未再結晶域での圧延を必須としているた
め、所定の温度域まで冷却するまでの温度待ち時間の増
大による圧延ton/hrの低下、さらに温度低下による圧延
原単位の低下により経済性が大きく失われる。
1−14668号公報の方法は、母材及びHAZの靭性
を確保する偏析拡散のために、1250℃以上の温度に
加熱後、再結晶終了温度からAr3 点温度までに圧下量
50%以上の未再結晶域での圧延を必須としているた
め、所定の温度域まで冷却するまでの温度待ち時間の増
大による圧延ton/hrの低下、さらに温度低下による圧延
原単位の低下により経済性が大きく失われる。
【0011】本発明はこれらの問題を伴わずに、母材の
靭性及びHAZの靭性を改善した鋼材を生産性良く、経
済的に効率よく製造する方法を提供することを課題とす
るものである。
靭性及びHAZの靭性を改善した鋼材を生産性良く、経
済的に効率よく製造する方法を提供することを課題とす
るものである。
【0012】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を達成
するために、以下の構成を要旨とする。 (1) 重量%で、 C :0.02〜0.18%、 Al:0.007〜0.1%、 Si:≦0.5%、 Ti:0.003〜0.02%、 Mn:0.4〜1.8%、 N :(0.2〜0.5)×Ti%、 P :≦0.015%、 S :0.001〜0.005% を含み、 C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≦0.45 を満足し、残部Fe及び不純物からなり、凝固後120
0℃以上に加熱した構造用鋼の鋳片をAr3 点温度以上
で終了する圧延中に、板厚中心部が再結晶終了温度〜再
結晶終了温度+150℃である温度域において圧下率3
0%以上の圧延を、スラブ厚t(mm)と平均冷却速度V
(℃/秒)との間の関係がV>(18/t)0.5 を満足
する冷却を実施しながら行ない、更に一旦圧延を中断
し、表面温度をAr3 点以下の温度域まで2℃/秒以上
の冷却速度にて冷却し、復熱後板厚中心部が未再結晶域
において圧下率50%以上で圧延することを特徴とする
低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。
するために、以下の構成を要旨とする。 (1) 重量%で、 C :0.02〜0.18%、 Al:0.007〜0.1%、 Si:≦0.5%、 Ti:0.003〜0.02%、 Mn:0.4〜1.8%、 N :(0.2〜0.5)×Ti%、 P :≦0.015%、 S :0.001〜0.005% を含み、 C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≦0.45 を満足し、残部Fe及び不純物からなり、凝固後120
0℃以上に加熱した構造用鋼の鋳片をAr3 点温度以上
で終了する圧延中に、板厚中心部が再結晶終了温度〜再
結晶終了温度+150℃である温度域において圧下率3
0%以上の圧延を、スラブ厚t(mm)と平均冷却速度V
(℃/秒)との間の関係がV>(18/t)0.5 を満足
する冷却を実施しながら行ない、更に一旦圧延を中断
し、表面温度をAr3 点以下の温度域まで2℃/秒以上
の冷却速度にて冷却し、復熱後板厚中心部が未再結晶域
において圧下率50%以上で圧延することを特徴とする
低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。
【0013】(2)重量%で、 C :0.02〜0.18%、 Al:0.007〜0.1%、 Si:≦0.5%、 S :0.001〜0.005%、 Mn:0.4〜1.8%、 B :0.0002〜0.003%、 P :≦0.015%、 N :≦0.006% を基本成分とし、これに Ti:0.003〜0.02%、Ta:0.003〜0.02%、 Zr:0.003〜0.02% の1種または2種以上を添加し、 C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≦0.45 を満足し、残部Fe及び不純物からなり、凝固後120
0℃以上に加熱した構造用鋼の鋳片をAr3 点温度以上
で終了する圧延中に、板厚中心部が再結晶終了温度〜再
結晶終了温度+150℃である温度域において圧下率3
0%以上の圧延を、スラブ厚t(mm)と平均冷却速度V
(℃/秒)との間の関係がV>(18/t)0.5 を満足
する冷却を実施しながら行ない、更に一旦圧延を中断
し、表面温度をAr3 点以下の温度域まで2℃/秒以上
の冷却速度にて冷却し、復熱後板厚中心部が未再結晶域
において圧下率50%以上で圧延することを特徴とする
低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。(3)重量%でさらに、 REM:≦0.003%、 Ca:≦0.003%、 Mg :≦0.003% を単独添加するか、2種以上を複合添加し、複合添加時
は合計量を0.005%以下とすることを特徴とする前
記(2)に記載の低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼
板の製造法。 (4)重量%でさらに、 Nb:≦0.05%、 Mo:≦0.5%、 V :≦0.1%、 Cu:≦1.0%、 Cr:≦0.5%、 Ni:≦2.0% の1種または2種以上を添加するすることを特徴とする
前記(1)〜(3)のいずれか1項に記載の低温での靭
性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。
0℃以上に加熱した構造用鋼の鋳片をAr3 点温度以上
で終了する圧延中に、板厚中心部が再結晶終了温度〜再
結晶終了温度+150℃である温度域において圧下率3
0%以上の圧延を、スラブ厚t(mm)と平均冷却速度V
(℃/秒)との間の関係がV>(18/t)0.5 を満足
する冷却を実施しながら行ない、更に一旦圧延を中断
し、表面温度をAr3 点以下の温度域まで2℃/秒以上
の冷却速度にて冷却し、復熱後板厚中心部が未再結晶域
において圧下率50%以上で圧延することを特徴とする
低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。(3)重量%でさらに、 REM:≦0.003%、 Ca:≦0.003%、 Mg :≦0.003% を単独添加するか、2種以上を複合添加し、複合添加時
は合計量を0.005%以下とすることを特徴とする前
記(2)に記載の低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼
板の製造法。 (4)重量%でさらに、 Nb:≦0.05%、 Mo:≦0.5%、 V :≦0.1%、 Cu:≦1.0%、 Cr:≦0.5%、 Ni:≦2.0% の1種または2種以上を添加するすることを特徴とする
前記(1)〜(3)のいずれか1項に記載の低温での靭
性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。
【0014】(5)圧延終了後に5℃/秒以上の冷却速
度で650℃以下の温度に加速冷却を行なうことを特徴
とする前記(1)〜(4)のいずれか1項に記載の低温
での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。(6) 圧延終了後引き続き焼入れ焼戻し処理を行なうこ
とを特徴とする前記(1)〜(4)のいずれか1項に記
載の低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。
度で650℃以下の温度に加速冷却を行なうことを特徴
とする前記(1)〜(4)のいずれか1項に記載の低温
での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。(6) 圧延終了後引き続き焼入れ焼戻し処理を行なうこ
とを特徴とする前記(1)〜(4)のいずれか1項に記
載の低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。
【0015】本発明が対象とする構造用鋼の各成分元素
につきその添加理由と量を以下に示す。Cは鋼の強度を
向上させるために有効な成分として0.02%以上添加
するものであるが、溶接熱影響部の耐溶接割れ性、耐溶
接硬化性及び靭性の劣化防止から上限を0.18%とし
ている。
につきその添加理由と量を以下に示す。Cは鋼の強度を
向上させるために有効な成分として0.02%以上添加
するものであるが、溶接熱影響部の耐溶接割れ性、耐溶
接硬化性及び靭性の劣化防止から上限を0.18%とし
ている。
【0016】Siは溶鋼の脱酸元素と強度増加元素とし
て添加するが、HAZに高炭素マルテンサイトを生成し
て靭性が低下するのを防ぐ目的から0.5%を上限とし
ている。
て添加するが、HAZに高炭素マルテンサイトを生成し
て靭性が低下するのを防ぐ目的から0.5%を上限とし
ている。
【0017】Mnは母材強度、靭性の確保と併せ、粒内
フェライト(以下IFPと称す)生成の核となる複合体
の外殻を形成するMnSを生成するため0.4%を下限
とし、HAZの靭性、HAZの耐溶接割れ性の劣化防止
から1.8%を上限としている。
フェライト(以下IFPと称す)生成の核となる複合体
の外殻を形成するMnSを生成するため0.4%を下限
とし、HAZの靭性、HAZの耐溶接割れ性の劣化防止
から1.8%を上限としている。
【0018】Pはミクロ偏析によるHAZの靭性と耐割
れ性の劣化を防ぐため0.015%を上限としている。
Alは脱酸、母材組織の細粒下、固溶Nの固定等のため
に0.007%以上で使用されるが、鋼中の酸素との結
合により酸化物系の介在物を形成して鋼の清浄度を低下
させることを防止するため0.1%を上限としている。
れ性の劣化を防ぐため0.015%を上限としている。
Alは脱酸、母材組織の細粒下、固溶Nの固定等のため
に0.007%以上で使用されるが、鋼中の酸素との結
合により酸化物系の介在物を形成して鋼の清浄度を低下
させることを防止するため0.1%を上限としている。
【0019】Sは通常IFP生成の核となる複合体の外
殻を形成するMnSの生成に0.001%を下限とし、
粗大なA系介在物を形成して母材の靭性、異方性(圧延
方向とそれに直角な方向の特性の差)の悪化を防止する
ため0.005%を上限としている。
殻を形成するMnSの生成に0.001%を下限とし、
粗大なA系介在物を形成して母材の靭性、異方性(圧延
方向とそれに直角な方向の特性の差)の悪化を防止する
ため0.005%を上限としている。
【0020】請求項1でのTi及びNの添加はTi及び
Nは鋼材中でTiN化合物を形成し、適当に分散したT
iN析出物はオーステナイト結晶粒の粗大化抑制の機能
を有するためで、添加Ti量が0.003%未満ではこ
の効果を期待しにくく、また0.020%を超越する
と、オーステナイト結晶粒粗大化防止に無効であるのみ
ならず、材質、特に溶接部靭性に有害であるような粗大
なTiN化合物生成の傾向が顕著になるので、0.02
0%を上限とした。この場合のNはTiNを形成するに
必要かつ十分な量に制御することが必要であるが製鋼作
業におけるバラツキも考慮して添加範囲を(0.2〜
0.5)×Ti%とした。
Nは鋼材中でTiN化合物を形成し、適当に分散したT
iN析出物はオーステナイト結晶粒の粗大化抑制の機能
を有するためで、添加Ti量が0.003%未満ではこ
の効果を期待しにくく、また0.020%を超越する
と、オーステナイト結晶粒粗大化防止に無効であるのみ
ならず、材質、特に溶接部靭性に有害であるような粗大
なTiN化合物生成の傾向が顕著になるので、0.02
0%を上限とした。この場合のNはTiNを形成するに
必要かつ十分な量に制御することが必要であるが製鋼作
業におけるバラツキも考慮して添加範囲を(0.2〜
0.5)×Ti%とした。
【0021】請求項2のBは一般に大入熱溶接時のHA
Z靭性に有害な粒界フェライト、フェライトサイドプレ
ートの生成抑制、BNの析出によるHAZの固溶Nを固
定等から少なくとも0.0002%を添加しているが、
多量の添加はFe23(CB)6 の析出による靭性低下、
及びフリーBによるHAZの硬化性の増加を招くので、
これ等を防止するため0.003%を上限としている。
Z靭性に有害な粒界フェライト、フェライトサイドプレ
ートの生成抑制、BNの析出によるHAZの固溶Nを固
定等から少なくとも0.0002%を添加しているが、
多量の添加はFe23(CB)6 の析出による靭性低下、
及びフリーBによるHAZの硬化性の増加を招くので、
これ等を防止するため0.003%を上限としている。
【0022】請求項2のNもS,Bと同様に複合体の芯
となるTi,Zr,Ta等の窒化物を析出するため添加
するが、マトリックスの靭性低下、HAZにおける高炭
素マルテンサイトの生成促進等を防止するため0.00
6%を上限としている。
となるTi,Zr,Ta等の窒化物を析出するため添加
するが、マトリックスの靭性低下、HAZにおける高炭
素マルテンサイトの生成促進等を防止するため0.00
6%を上限としている。
【0023】請求項2のTi,Zr,Taは1種又は2
種以上を選択添加して前記したIFP生成核となる複合
体の芯となる窒化物を生成し、IFPの生成核として作
用せしめるため、0.003%以上の添加量が必要であ
るが、酸化物系の介在物による鋼の清浄度の低下を防止
するため0.02%を上限としている。
種以上を選択添加して前記したIFP生成核となる複合
体の芯となる窒化物を生成し、IFPの生成核として作
用せしめるため、0.003%以上の添加量が必要であ
るが、酸化物系の介在物による鋼の清浄度の低下を防止
するため0.02%を上限としている。
【0024】以上が当業分野で構造用鋼の基本成分とす
る元素と各添加量及び添加理由である。これに当業分野
では母材の強度の上昇、及び母材、HAZの各靭性向
上の目的で、Cu,Ni,Cr,Mo,V,Nbの1種
又は2種以上、HAZのオーステナイト結晶粒粗大化
防止と母材の異方性の低減を目的としてREM,Ca,
Mgの1種又は2種以上を用い、現実はとのいずれ
か一方又はとの両方を添加している。
る元素と各添加量及び添加理由である。これに当業分野
では母材の強度の上昇、及び母材、HAZの各靭性向
上の目的で、Cu,Ni,Cr,Mo,V,Nbの1種
又は2種以上、HAZのオーステナイト結晶粒粗大化
防止と母材の異方性の低減を目的としてREM,Ca,
Mgの1種又は2種以上を用い、現実はとのいずれ
か一方又はとの両方を添加している。
【0025】しかしながら群のCuは母材の強度を高
める割りにHAZの硬さ上昇が少ないが、応力除去焼鈍
によりHAZの硬化性が増加するのでこの増大を防止す
るために1.0%を上限としている。
める割りにHAZの硬さ上昇が少ないが、応力除去焼鈍
によりHAZの硬化性が増加するのでこの増大を防止す
るために1.0%を上限としている。
【0026】又Niは母材の強度と靭性及びHAZ靭性
を同時に高めるために添加するが、焼入れ性の増加によ
りHAZにおけるIFPの形成が抑制されることがある
のでそれを防止するため2.0%の添加量を上限として
いる。
を同時に高めるために添加するが、焼入れ性の増加によ
りHAZにおけるIFPの形成が抑制されることがある
のでそれを防止するため2.0%の添加量を上限として
いる。
【0027】更に、Cr,Mo,V,Nbは焼入れ性の
向上と析出硬化とにより母材強度を高め、母材の低温靭
性を向上するため添加しているが、HAZ靭性及び硬化
性への悪影響を防止するため、それぞれの影響度に応じ
て0.5%,0.5%及び0.1%,0.05%を各々
の上限としている。
向上と析出硬化とにより母材強度を高め、母材の低温靭
性を向上するため添加しているが、HAZ靭性及び硬化
性への悪影響を防止するため、それぞれの影響度に応じ
て0.5%,0.5%及び0.1%,0.05%を各々
の上限としている。
【0028】又の元素は前記の通りHAZのオーステ
ナイト結晶粒粗大化防止のため、酸化物、硫化物もしく
は酸硫化物生成元素である原子番号57〜71のランタ
ノイド系元素及びYの1種又は2種以上から選ばれた希
土類元素(REM)とCa及びMgの三者の中1種又は
2種以上を添加している。
ナイト結晶粒粗大化防止のため、酸化物、硫化物もしく
は酸硫化物生成元素である原子番号57〜71のランタ
ノイド系元素及びYの1種又は2種以上から選ばれた希
土類元素(REM)とCa及びMgの三者の中1種又は
2種以上を添加している。
【0029】これらの元素は酸化物、硫化物もしくは酸
硫化物を形成し、HAZの結晶粒粗大化、母材の異方性
の軽減を目的に添加されるが、IFPの生成核となるM
nSの形成が困難になる。これを防止するため、これ等
の元素を2種以上を混合添加する場合は合計の0.00
5%を上限とし、各々単独に添加する場合は0.003
%を上限としている。
硫化物を形成し、HAZの結晶粒粗大化、母材の異方性
の軽減を目的に添加されるが、IFPの生成核となるM
nSの形成が困難になる。これを防止するため、これ等
の元素を2種以上を混合添加する場合は合計の0.00
5%を上限とし、各々単独に添加する場合は0.003
%を上限としている。
【0030】本発明が対象とする構造用鋼は上記した各
元素を上記した理由の基に上記した範囲で同様に使用す
ることができる。又、特開昭58−19431号公報が
ラインパイプ用鋼として開示している成分、即ちC:
0.04〜0.18%、Mo:0.05〜1.0%、S
i:0.01〜0.90%、Cu:0.05〜1.0
%、Mn:0.3〜2.0%、V:0.01〜0.1
%、Nb:0.008〜0.06%、Cr:0.05〜
1.0%、S:0.012〜0.02%、Ti:0.0
05〜0.050%、Ni:0.20〜2.00%の各
々の成分を有する各鋼も前記構造用鋼と同様に、本発明
に使用することができる。
元素を上記した理由の基に上記した範囲で同様に使用す
ることができる。又、特開昭58−19431号公報が
ラインパイプ用鋼として開示している成分、即ちC:
0.04〜0.18%、Mo:0.05〜1.0%、S
i:0.01〜0.90%、Cu:0.05〜1.0
%、Mn:0.3〜2.0%、V:0.01〜0.1
%、Nb:0.008〜0.06%、Cr:0.05〜
1.0%、S:0.012〜0.02%、Ti:0.0
05〜0.050%、Ni:0.20〜2.00%の各
々の成分を有する各鋼も前記構造用鋼と同様に、本発明
に使用することができる。
【0031】これらは本発明が開示している構成・作用
・効果によるものではないが、各成分を各々に記載の範
囲から生ずる効果を利用しつつ本発明の所定の効果が得
られるので、これ等の各鋼も本発明がいう構造用鋼に含
まれる。
・効果によるものではないが、各成分を各々に記載の範
囲から生ずる効果を利用しつつ本発明の所定の効果が得
られるので、これ等の各鋼も本発明がいう構造用鋼に含
まれる。
【0032】又上記した構造用の鋳片を圧延するには、
先ず鋳片が凝固完了後に中心部迄1200℃に加熱して
偏析を拡散する。圧延の終了温度をAr3 点温度未満に
するとオーステナイトから変態したフェライトが加工さ
れて表層部の靭性が劣化するので、本発明における圧延
終了温度はAr3 点温度以上とした。
先ず鋳片が凝固完了後に中心部迄1200℃に加熱して
偏析を拡散する。圧延の終了温度をAr3 点温度未満に
するとオーステナイトから変態したフェライトが加工さ
れて表層部の靭性が劣化するので、本発明における圧延
終了温度はAr3 点温度以上とした。
【0033】又、本発明の実施に当たって、鋳片の12
00℃以上への加熱の上限は、圧延電力原単位と加熱燃
料原単位のバランスと鋳片のハンドリング条件から決定
すればよく、通常1350℃以下とするのが望ましい。
00℃以上への加熱の上限は、圧延電力原単位と加熱燃
料原単位のバランスと鋳片のハンドリング条件から決定
すればよく、通常1350℃以下とするのが望ましい。
【0034】
【作用】本発明者等は、前記従来技術が有する問題を解
決すると共に、本発明の課題を達成するため、一般的な
構造用鋼を代表する供試鋼として実施例の表1に示す鋼
種2を用いて種々実験検討を繰り返した。
決すると共に、本発明の課題を達成するため、一般的な
構造用鋼を代表する供試鋼として実施例の表1に示す鋼
種2を用いて種々実験検討を繰り返した。
【0035】連続鋳造方法では製造した鋳片から得た構
造用鋼板にあっては、板厚中心部のCやMn濃度の偏析
は加熱温度に応じて拡散し、HAZ靭性を向上させるこ
とが理論的かつ実験的に確かめられている。
造用鋼板にあっては、板厚中心部のCやMn濃度の偏析
は加熱温度に応じて拡散し、HAZ靭性を向上させるこ
とが理論的かつ実験的に確かめられている。
【0036】本発明者等は上記構造用鋼鋳片と加熱温度
を種々変えて上記構造用鋼における加熱温度とHAZ靭
性の関係を調査した結果、図1に示す通り、鋳片の中心
温度が1200℃以上の領域になるとHAZ1mmの靭性
の良好な値が得られることを知得した。
を種々変えて上記構造用鋼における加熱温度とHAZ靭
性の関係を調査した結果、図1に示す通り、鋳片の中心
温度が1200℃以上の領域になるとHAZ1mmの靭性
の良好な値が得られることを知得した。
【0037】一方、この構造用鋼板のオーステナイト粒
径は加熱温度により変化することが知られている。本発
明者等は上記構造用鋼鋳片の加熱温度を種々変えて上記
構造用鋼における加熱温度と結晶粒径の関係を調査した
結果、図2に示すように鋳片の中心温度が1100℃を
超えると結晶粒は粗大化し、上記HAZ靭性の向上とは
逆に母材靭性の劣化が避けられないことを確認した。
径は加熱温度により変化することが知られている。本発
明者等は上記構造用鋼鋳片の加熱温度を種々変えて上記
構造用鋼における加熱温度と結晶粒径の関係を調査した
結果、図2に示すように鋳片の中心温度が1100℃を
超えると結晶粒は粗大化し、上記HAZ靭性の向上とは
逆に母材靭性の劣化が避けられないことを確認した。
【0038】本発明者等は、上記C及びMn偏析を改善
してHAZ靭性を向上しつつ、生産性良く、経済的に母
材靭性を向上する方法を確立するため、更に圧延中の冷
却速度が0.4〜0.5℃/秒と認識されている通常の
圧延における鋳片厚みと冷却速度の関係を調査した。
してHAZ靭性を向上しつつ、生産性良く、経済的に母
材靭性を向上する方法を確立するため、更に圧延中の冷
却速度が0.4〜0.5℃/秒と認識されている通常の
圧延における鋳片厚みと冷却速度の関係を調査した。
【0039】この時の使用した鋳片は、凝固完了後12
00℃以上に加熱した中心偏析を拡散した鋳片である。
その結果、従来の圧延技術では全く活用されていない被
圧延材の厚みに対応して冷却速度の実態が判明した。そ
の実態をそれぞれ、図3に曲線Aに示す。
00℃以上に加熱した中心偏析を拡散した鋳片である。
その結果、従来の圧延技術では全く活用されていない被
圧延材の厚みに対応して冷却速度の実態が判明した。そ
の実態をそれぞれ、図3に曲線Aに示す。
【0040】本発明者等は、この実態を活用し、従来技
術に共通する生産性の低下と経済性の悪化の要因となっ
ている鋳片の極端な低温加熱、及び従来行なわれている
圧延温度調整のための滞留、待機、更には低温域での再
加熱圧延等を用いることなく、従来技術で得られていた
ものと同等又はそれ以上の母材靭性及びHAZ靭性を有
する鋼板の製造方法を確立するため、次の3点に着眼
し、実験検討を重ねた。 圧延中の鋳片を再結晶終了温度近傍までに早期に低下
させ、再結晶終了温度域での圧延及び鋼板の結晶粒の微
細化の関係。 鋳片を再結晶終了後から圧延終了迄の間、未再結晶圧
延前に冷却することによる変態前のオーステナイトへの
歪みの蓄積と変態フェライト粒径の関係。 との組み合わせと、母材靭性の関係。
術に共通する生産性の低下と経済性の悪化の要因となっ
ている鋳片の極端な低温加熱、及び従来行なわれている
圧延温度調整のための滞留、待機、更には低温域での再
加熱圧延等を用いることなく、従来技術で得られていた
ものと同等又はそれ以上の母材靭性及びHAZ靭性を有
する鋼板の製造方法を確立するため、次の3点に着眼
し、実験検討を重ねた。 圧延中の鋳片を再結晶終了温度近傍までに早期に低下
させ、再結晶終了温度域での圧延及び鋼板の結晶粒の微
細化の関係。 鋳片を再結晶終了後から圧延終了迄の間、未再結晶圧
延前に冷却することによる変態前のオーステナイトへの
歪みの蓄積と変態フェライト粒径の関係。 との組み合わせと、母材靭性の関係。
【0041】よく知られているように被加工鋼材の温度
履歴と加工量が変化すれば再結晶が終了する温度は変化
する。従って図示した再結晶終了温度及びこれに対応す
る圧延材の板厚は一例である。
履歴と加工量が変化すれば再結晶が終了する温度は変化
する。従って図示した再結晶終了温度及びこれに対応す
る圧延材の板厚は一例である。
【0042】この実験において、母材靭性としてのシャ
ルピー衝撃試験でのvTrsが−10℃を示した鋼材の
再結晶終了温度までの各厚み別冷却速度を図3に曲線B
で示す。
ルピー衝撃試験でのvTrsが−10℃を示した鋼材の
再結晶終了温度までの各厚み別冷却速度を図3に曲線B
で示す。
【0043】本発明者らは、板厚中心部の温度に着目
し、再結晶域での圧延温度域と再結晶完了後のオーステ
ナイト粒径の関係を調査した。その結果を図4に示す。
同図より再結晶終了温度〜再結晶終了温度+150℃の
範囲が、再結晶後のオーステナイト粒径の細粒化に有効
であることがわかった。上記温度範囲での圧下率の影響
を調査した結果を図5に示す。同図より圧下率は30%
以上必要であることが判明した。
し、再結晶域での圧延温度域と再結晶完了後のオーステ
ナイト粒径の関係を調査した。その結果を図4に示す。
同図より再結晶終了温度〜再結晶終了温度+150℃の
範囲が、再結晶後のオーステナイト粒径の細粒化に有効
であることがわかった。上記温度範囲での圧下率の影響
を調査した結果を図5に示す。同図より圧下率は30%
以上必要であることが判明した。
【0044】更に本発明者らは、未再結晶域で、板厚中
心部にいかに歪を蓄積するかを検討した結果、一旦圧延
を中断し、2℃/秒以上の冷却速度で表面温度Ar3 以
下まで冷却を実施し、表面部と中心部に変形抵抗差をつ
けて靭性に及ぼす影響を実施検討した。その結果を図6
に示す。
心部にいかに歪を蓄積するかを検討した結果、一旦圧延
を中断し、2℃/秒以上の冷却速度で表面温度Ar3 以
下まで冷却を実施し、表面部と中心部に変形抵抗差をつ
けて靭性に及ぼす影響を実施検討した。その結果を図6
に示す。
【0045】図6の製造条件は次の通りである。
【0046】鋼種 :表1の2 加熱温度:1220℃ 鋳片厚 :250mm 仕上温度:770℃ 製品厚 :19mm t・V2 >18
【0047】オーステナイト粒の粒成長防止の観点から
板厚中心部の温度を上記最適温度域まで早期に到達させ
るための表面の冷却条件として、Ar3 点以下に2℃/
秒以上の冷却速度で冷却することが有効であることが板
厚方向の熱伝導解析結果から明らかとなった。
板厚中心部の温度を上記最適温度域まで早期に到達させ
るための表面の冷却条件として、Ar3 点以下に2℃/
秒以上の冷却速度で冷却することが有効であることが板
厚方向の熱伝導解析結果から明らかとなった。
【0048】未再結晶域圧延前に冷却を実施したもの
は、冷却を実施しないものに比べ、靭性が良好になって
いた。又、未再結晶域での圧下量の影響についても検討
した結果、50%以上の圧下量を加えると、母材の靭性
が顕著に良好になることがわかった。その理由は、未再
結晶域での変形抵抗差に起因した累積歪蓄積効果が助長
されたものと推察される。
は、冷却を実施しないものに比べ、靭性が良好になって
いた。又、未再結晶域での圧下量の影響についても検討
した結果、50%以上の圧下量を加えると、母材の靭性
が顕著に良好になることがわかった。その理由は、未再
結晶域での変形抵抗差に起因した累積歪蓄積効果が助長
されたものと推察される。
【0049】図3の曲線は鋳片の厚みをtとすると、
(18/t)0.5 で近似できることが判明した。これに
より圧延中に被圧延材が圧延により厚みが変化しても、
冷却速度V(℃/秒)が(18/t)0.5 以上を満足す
ると本発明の課題が達成できることが判明した。図7に
冷却条件t×V2 〔mm・(℃/秒)2 〕と圧延後の鋼板
のt/2母材靭性の関係を示す。
(18/t)0.5 で近似できることが判明した。これに
より圧延中に被圧延材が圧延により厚みが変化しても、
冷却速度V(℃/秒)が(18/t)0.5 以上を満足す
ると本発明の課題が達成できることが判明した。図7に
冷却条件t×V2 〔mm・(℃/秒)2 〕と圧延後の鋼板
のt/2母材靭性の関係を示す。
【0050】図7の製造条件は次の通りである。
【0051】加熱温度:1220℃ 仕上温度:770℃ 鋳片厚 :150mm 製品厚 :25mm 鋼種 :表1の2 再結晶終了温度〜再結晶終了H50℃での圧下率=40
% 未再結晶温度域での圧下率=70%
% 未再結晶温度域での圧下率=70%
【0052】以上により得た構造用鋼板の強度を加速冷
却により向上するには、圧延終了後に水、水蒸気、気水
混合体等の何れかの冷却剤を使用して、冷却速度5℃/
秒以上、冷却停止温度650℃以下の加速冷却を行えば
良く、又、以上により得た本発明の構造用鋼板を上記圧
延後、焼入れ焼戻しを行なうと本発明の効果を損なうこ
となく強度、靭性を向上できることが判明した。本発明
は以上の知見を基になされたものである。
却により向上するには、圧延終了後に水、水蒸気、気水
混合体等の何れかの冷却剤を使用して、冷却速度5℃/
秒以上、冷却停止温度650℃以下の加速冷却を行えば
良く、又、以上により得た本発明の構造用鋼板を上記圧
延後、焼入れ焼戻しを行なうと本発明の効果を損なうこ
となく強度、靭性を向上できることが判明した。本発明
は以上の知見を基になされたものである。
【0053】
【実施例】本発明の供試鋼の成分は、前記した一般的な
構造用鋼の元素と添加量であれば何れの組合せでも良い
が、強度レベルが異なる代表的な構造用鋼として本実施
例に用いた鋼の化学成分を比較例とともに表1に、製造
条件を表2に、その時使用した圧延パススケジュールと
圧延中の冷却条件を表3に、得られた材質を表4に比較
例を併記して示す。
構造用鋼の元素と添加量であれば何れの組合せでも良い
が、強度レベルが異なる代表的な構造用鋼として本実施
例に用いた鋼の化学成分を比較例とともに表1に、製造
条件を表2に、その時使用した圧延パススケジュールと
圧延中の冷却条件を表3に、得られた材質を表4に比較
例を併記して示す。
【0054】
【表1】
【0055】
【表2】
【0056】
【表3】
【0057】
【表4】
【0058】
【表5】
【0059】
【表6】
【0060】
【表7】
【0061】
【表8】
【0062】
【表9】
【0063】
【表10】
【0064】
【表11】
【0065】尚、表4に示すFLは固液境界線を示し、
HAZ1mmは該FLから1mm離れた位置、以下HAZ3
mm,HAZ5mmはそれぞれ3mm,5mm離れた位置を示
す。
HAZ1mmは該FLから1mm離れた位置、以下HAZ3
mm,HAZ5mmはそれぞれ3mm,5mm離れた位置を示
す。
【0066】表1に示す供試鋼の鋼種1〜3は40キロ
級鋼、鋼種4〜7は50キロ級鋼、鋼種8〜10は60
キロ級鋼である。それぞれには必要に応じ合金元素を添
加している。表2に示す通り、鋼種1〜10を使用した
本発明例のNo.A1〜A10は所要の強度を有し、母材
靭性は−95℃〜−120℃のvTrsが得られた。
又、HAZの靭性も−60℃でのFLとHAZ1mmの靭
性は吸収エネルギーで11.8〜21.5kgf・mと良
好な値を示した。
級鋼、鋼種4〜7は50キロ級鋼、鋼種8〜10は60
キロ級鋼である。それぞれには必要に応じ合金元素を添
加している。表2に示す通り、鋼種1〜10を使用した
本発明例のNo.A1〜A10は所要の強度を有し、母材
靭性は−95℃〜−120℃のvTrsが得られた。
又、HAZの靭性も−60℃でのFLとHAZ1mmの靭
性は吸収エネルギーで11.8〜21.5kgf・mと良
好な値を示した。
【0067】これに対し、No.B1〜B20は比較例は
何れも本発明に示す製造条件を満足しておらずそれぞれ
に問題がある。すなわち加熱温度が1200℃未満のN
o.B3,5,6,8,10の比較例は、−60℃での
FLとHAZ1mmの靭性は吸収エネルギーで2.1〜
7.8kgf・mと低かった。再結晶終了温度〜再結晶終
了温度+150℃での圧下率が30%に満たない比較例
のNo.B1,B2,B8は、それぞれ同じ供試鋼を用い
て製造した本発明例のA1,A2,A8に比べ母材靭性
が劣化していた。再結晶域での圧延中の冷却が実施され
ていない比較例No.B1,B2,B7,B8は、それぞ
れ同じ供試鋼を用いて製造した本発明例のA1,A2,
A7,A8に比べ、母材靭性が劣化していた。未再結晶
域圧延前の冷却が実施されていない比較例No.B4,B
7,B8,B9は、それぞれ同じ供試鋼を用いて製造し
た本発明例のA4,A7,A8,A9に比べ、母材靭性
が劣化していた。又、比較例No.B11〜B20は所定
の成分を満足せず、−60℃でのFLとHAZ1mmの靭
性は吸収エネルギーで0.2〜2.6kgf・mと低かっ
た。
何れも本発明に示す製造条件を満足しておらずそれぞれ
に問題がある。すなわち加熱温度が1200℃未満のN
o.B3,5,6,8,10の比較例は、−60℃での
FLとHAZ1mmの靭性は吸収エネルギーで2.1〜
7.8kgf・mと低かった。再結晶終了温度〜再結晶終
了温度+150℃での圧下率が30%に満たない比較例
のNo.B1,B2,B8は、それぞれ同じ供試鋼を用い
て製造した本発明例のA1,A2,A8に比べ母材靭性
が劣化していた。再結晶域での圧延中の冷却が実施され
ていない比較例No.B1,B2,B7,B8は、それぞ
れ同じ供試鋼を用いて製造した本発明例のA1,A2,
A7,A8に比べ、母材靭性が劣化していた。未再結晶
域圧延前の冷却が実施されていない比較例No.B4,B
7,B8,B9は、それぞれ同じ供試鋼を用いて製造し
た本発明例のA4,A7,A8,A9に比べ、母材靭性
が劣化していた。又、比較例No.B11〜B20は所定
の成分を満足せず、−60℃でのFLとHAZ1mmの靭
性は吸収エネルギーで0.2〜2.6kgf・mと低かっ
た。
【0068】
【発明の効果】本発明は以上の説明から明らかな通り、
前記の手段により発生する前記の作用を活用することに
より、母材及びHAZの低温靭性がともに安定して経済
的に製造する技術を確立したもので、本発明の利用分野
への波及効果はきわめて大きい。
前記の手段により発生する前記の作用を活用することに
より、母材及びHAZの低温靭性がともに安定して経済
的に製造する技術を確立したもので、本発明の利用分野
への波及効果はきわめて大きい。
【図1】鋳片加熱温度とHAZ1mmの吸収エネルギーの
関係を示す図表である。
関係を示す図表である。
【図2】構造用鋼鋳片の加熱温度とオーステナイト粒径
の関係を示す図表である。
の関係を示す図表である。
【図3】圧延中の鋳片厚みと該厚み板厚方向の平均冷却
速度の関係を示す図表である。
速度の関係を示す図表である。
【図4】再結晶域での圧延温度域と再結晶完了後の平均
γ粒径の関係を示す図表である。
γ粒径の関係を示す図表である。
【図5】再結晶適正温度域での圧下率と再結晶完了後の
平均γ粒径の関係を示す図表である。
平均γ粒径の関係を示す図表である。
【図6】未再結晶域での圧下率と靭性の関係を示す図表
である。
である。
【図7】冷却条件とt/2部の母材靭性を示す図表であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 船津 裕二 大分市大字西ノ洲1番地 新日本製鐵株 式会社 大分製鐵所内 (58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (6)
- 【請求項1】 重量%で、 C :0.02〜0.18%、 Al:0.007〜0.1%、 Si:≦0.5%、 Ti:0.003〜0.02%、 Mn:0.4〜1.8%、 N :(0.2〜0.5)×Ti%、 P :≦0.015%、 S :0.001〜0.005% を含み、 C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≦0.45 を満足し、残部Fe及び不純物からなり、凝固後120
0℃以上に加熱した構造用鋼の鋳片をAr3 点温度以上
で終了する圧延中に、板厚中心部が再結晶終了温度〜再
結晶終了温度+150℃である温度域において圧下率3
0%以上の圧延を、スラブ厚t(mm)と平均冷却速度V
(℃/秒)との間の関係がV>(18/t)0.5 を満足
する冷却を実施しながら行ない、更に一旦圧延を中断
し、表面温度をAr3 点以下の温度域まで2℃/秒以上
の冷却速度にて冷却し、復熱後板厚中心部が未再結晶域
において圧下率50%以上で圧延することを特徴とする
低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。 - 【請求項2】 重量%で、 C :0.02〜0.18%、 Al:0.007〜0.1%、 Si:≦0.5%、 S :0.001〜0.005%、 Mn:0.4〜1.8%、 B :0.0002〜0.003%、 P :≦0.015%、 N :≦0.006% を基本成分とし、これに Ti:0.003〜0.02%、Ta:0.003〜0.02%、 Zr:0.003〜0.02% の1種または2種以上を添加し、 C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≦0.45 を満足し、残部Fe及び不純物からなり、凝固後120
0℃以上に加熱した構造用鋼の鋳片をAr3 点温度以上
で終了する圧延中に、板厚中心部が再結晶終了温度〜再
結晶終了温度+150℃である温度域において圧下率3
0%以上の圧延を 、スラブ厚t(mm)と平均冷却速度V
(℃/秒)との間の関係がV>(18/t)0.5 を満足
する冷却を実施しながら行ない、更に一旦圧延を中断
し、表面温度をAr3 点以下の温度域まで2℃/秒以上
の冷却速度にて冷却し、復熱後板厚中心部が未再結晶域
において圧下率50%以上で圧延することを特徴とする
低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。 - 【請求項3】 重量%でさらに、 REM:≦0.003%、 Ca:≦0.003%、 Mg :≦0.003% を単独添加するか、2種以上を複合添加し、複合添加時
は合計量を0.005%以下とすることを特徴とする請
求項2に記載の低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼板
の製造法。 - 【請求項4】 重量%でさらに、 Nb:≦0.05%、 Mo:≦0.5%、 V :≦0.1%、 Cu:≦1.0%、 Cr:≦0.5%、 Ni:≦2.0% の1種または2種以上を添加するすることを特徴とする
請求項1〜3のいずれか1項に記載の低温での靭性が優
れた溶接用構造用鋼板の製造法。 - 【請求項5】 圧延終了後に5℃/秒以上の冷却速度で
650℃以下の温度に加速冷却を行なうことを特徴とす
る請求項1〜4のいずれか1項に記載の低温での靭性が
優れた溶接用構造用鋼板の製造法。 - 【請求項6】 圧延終了後引き続き焼入れ焼戻し処理を
行なうことを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に
記載の低温での靭性が優れた溶接用構造用鋼板の製造
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP06443992A JP3212344B2 (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 低温での靭性が優れた溶接用構造用厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP06443992A JP3212344B2 (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 低温での靭性が優れた溶接用構造用厚鋼板の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH05271756A JPH05271756A (ja) | 1993-10-19 |
JP3212344B2 true JP3212344B2 (ja) | 2001-09-25 |
Family
ID=13258318
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP06443992A Expired - Fee Related JP3212344B2 (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 低温での靭性が優れた溶接用構造用厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3212344B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5139015B2 (ja) * | 2007-09-18 | 2013-02-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 母材低温靭性のばらつきが少なく熱影響部の靭性に優れた大入熱溶接用厚肉高強度鋼板およびその製造方法 |
JP5949682B2 (ja) * | 2012-07-03 | 2016-07-13 | Jfeスチール株式会社 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用鋼板の製造方法 |
CN115558849A (zh) * | 2022-09-23 | 2023-01-03 | 鞍钢股份有限公司 | 一种345MPa级别工程结构用热轧钢板及其制造方法 |
CN115558851A (zh) * | 2022-09-23 | 2023-01-03 | 鞍钢股份有限公司 | 一种370MPa级别工程结构用热轧钢板及其制造方法 |
-
1992
- 1992-03-23 JP JP06443992A patent/JP3212344B2/ja not_active Expired - Fee Related
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---|---|
JPH05271756A (ja) | 1993-10-19 |
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