JPH03162518A - 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法Info
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- JPH03162518A JPH03162518A JP29984489A JP29984489A JPH03162518A JP H03162518 A JPH03162518 A JP H03162518A JP 29984489 A JP29984489 A JP 29984489A JP 29984489 A JP29984489 A JP 29984489A JP H03162518 A JPH03162518 A JP H03162518A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
く産業上の利用分野〉
本発明は、建築、橋梁、タンクなどの鋼構造物に利用さ
れる溶接割れ感受性が低く、降伏比が80%以下、引張
強さが60kgf/mJ以上の低降伏比高張力鋼の製造
方法に関するものである. 〈従来の技術〉 建築、橋梁、タンクなどの鉄骨構造物の大型化に伴い使
用される鋼材には高強度化、厚内化が求められている.
一方、構造物の安全性、すなわち脆性破壊防止の賎点か
ら降伏比の低いこと並びに溶接性の良いことが求められ
ている。
れる溶接割れ感受性が低く、降伏比が80%以下、引張
強さが60kgf/mJ以上の低降伏比高張力鋼の製造
方法に関するものである. 〈従来の技術〉 建築、橋梁、タンクなどの鉄骨構造物の大型化に伴い使
用される鋼材には高強度化、厚内化が求められている.
一方、構造物の安全性、すなわち脆性破壊防止の賎点か
ら降伏比の低いこと並びに溶接性の良いことが求められ
ている。
しかしながら、一般に高強度化にともない降伏比は上昇
し、溶接性は低下する傾向にあり、引張強さが60kg
f/一以上の高張力鋼では80%以下の低降伏比と良好
な溶接性を兼備させることは容易ではない.すなわち従
来の低降伏比60キロ鋼は溶接割れ感受性( P cn
=0.24%程度)が高いため、溶接施工時には100
゜C程度の予熱を必要とする。
し、溶接性は低下する傾向にあり、引張強さが60kg
f/一以上の高張力鋼では80%以下の低降伏比と良好
な溶接性を兼備させることは容易ではない.すなわち従
来の低降伏比60キロ鋼は溶接割れ感受性( P cn
=0.24%程度)が高いため、溶接施工時には100
゜C程度の予熱を必要とする。
従来の低降伏比高張力鋼の製造方法としては、フェライ
トとオーステナイトの2相域温度に再加熱してから焼入
れる方法が知られている.この方法は低降伏比化には有
効であるが、炭素当量が0.35〜0.50%と高いた
め溶接性があまり良くない.この方法で製造した低降伏
比鋼の一例が日本鋼管技報N[L122(1988)の
第9頁に示されているが、C.,. 0.45%(PC
MO.24%)からなる&l或で、引張強さ60kgf
/mj以上、降伏比で80%以下が得られているものの
、溶接性はY割れ防止予熱温度で100℃と高い.この
ように従来法では溶接施工で予熱を必要としない低降伏
比60キロ級高張力鋼が得られなかった. 〈発明が解決しようとするtJ.M> このような現状に鑑みて本発明はなされたもので、溶接
施工において予熱を必要としない良好な溶接性を有し、
かつ降伏比で80%以下、引張強さで60kgf/m一
以上の低降伏比高張力鋼の製造方法を提案することを目
的とするものである.く課題を解決するための手段〉 本発明者らは、溶接割れ感受性が低く、かつ低降伏比で
高張力の得られる成分系について研究を重ねた結果、C
含有量を低減し勅などの合金元素で置き換えることでP
,.4は0.21%以下に低減でき、熔接割れ感受性を
低減できると同時に高強度も確保できることを見出した
. 一方、C含有量を低減し合金元素を高めた綱は、降伏比
が高くなる傾向にあり、低降伏比が得難くなる.降伏比
は最終的に得られる2相混合&Il織(フエライト相と
硬化相)の分布状況で決定づけられるが、2相&Il織
の分布状況は2相焼入れ前の前組織に影響される.微細
マルテンサイトの前&I織からは微細な2相組織が得ら
れ、粗大フエライトとペイナイトの前組織からは粗大な
2相&ll織が得られる.前処理の焼入能を下げ前組織
を幾分粗くしておくことにより、その後に得られる2相
組織も粗くでき、降伏比(降伏点)を下げることができ
る. すなわち、前処理の焼入冷却速度を3Q’(:/see
以下に制限することにより、その後に施される2相域焼
入れ・焼もどし処理で低降伏比が確保できることを見出
した. 本発明は、これらの知見を活用することによって達威し
たものである. すなわち、本発明は、重量比にて、C : 0.03〜
0. 10%、51 : 0.05 〜0.60%、M
n : 0.60〜2.00%、Mo : 0.10〜
0.50%、P : 0.030%以下、S : 0.
020%以下を含み、さらにNi : 1.00%以下
、Cr : 0.70%以下、Cu : 0.70%以
下、V : 0.06%以下、Nb二0.05%以下及
びB : 0.0050%以下のいずれか1種以上を含
み、残部が実責的にFeからなり、かつPCM(%)
− C +Si/30+Mn/20+Ni/60+Cr
/20+Cu/20+Mo/15+ V /to+ 5
Bが0.16〜0.21%である綱を熱間圧延後、も
しくはAc,点以上の.温度に再加熱後、30℃/就以
下の冷却速度で焼入れ、さらに(^c1+9Q゜C)〜
(Act + 140’c )間の2相域温度に加熱保
持した後、室温まで急冷して焼入れ、その後450〜6
00℃の温度で焼もどしを行うことを特徴とする溶接性
の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法である. く作 用〉 以下、本発明について詳細に説明する.まず鋼の組成の
限定理由について述べる.C:0.03〜0.10% Cは高強度かつ低降伏比(YR)を得るために0.03
%(重量%以下同じ)以上必要であるが、0.lO%を
超えると溶接割れ感受性が高くなるため0.03〜0.
10%とした. Si : 0.05〜0.60% Siは脱酸剤として0.05%以上必要であるが、0.
60%を超えると溶接熱影響部の低温靭性を低下させる
ため0.05〜0.60%とした.Mn : 0.60
〜2.00% 旧は焼入性の確保、強度確保のため0.60%以上必要
であるが、2.00%を超える過剰の添加は溶接性を低
下させるため0.60〜2.00%とした.P : 0
.030%以下、S : 0.020%以下P,Sは鋼
中に混入する不純物として不可避であるが、ともに溶接
性、靭性、延性を阻害するため、それぞれ0. 030
%以下、0.020%以下に限定した. Mo : 0.10〜0.50% Moはオーステナイト中に固溶してオーステナイトの焼
入性を高めるとともに、焼もどし時に析出し、焼もどし
軟化抵抗を高め、強度上昇に寄与する元素であり、0.
10%以上を必要とするが、0.50%を超えての添加
は溶接性、延靭性を低下するので、0.lO〜0.50
%とした. さらに以上の戒分系に加えて、所定の強度を得るための
下記の成分のいずれかを一種以上添加する. Ni : 1.00%以下、Cr : 0.70%以下
、Cu : 0.70%以下、V : 0.06%以下
、Nb : 0.05%以下及びB:0.0050%以
下である. いずれの元素も強度上昇に有効であるが、過剰添加は溶
接性、延靭性を低下するので、それぞれの上限を上記の
とおりとした.なお旧、Cuは溶接性、延靭性をあまり
低下しないが、旧は高価な元素であり1%超では経済性
に問題があり、Cuは0.7%超では熱間加工性を劣化
させる.さらに、本発明鋼は良好な焼入性を確保するた
めに、PCM(%) = C +Sl/30+Mn/2
0+Cu/20十Cr/20+Ni/60+V/10+
5 Bを0.16 〜0.21%の範囲に限定した*P
CMは小さいほど溶接割れ感受性が小さいが、予熱フリ
ーのためには0.21%以下が必要であるが、0.16
%未満では強度の確保ができなくなるため、Pcnを0
.16〜0.21%の範囲とした. 以上の成分系からなる鋼を常法により溶製し、造塊また
は連鋳により鋼塊またはスラブとした後、熱間圧延によ
り所定の板厚まで熱間圧延を行い、圧延後30℃/就以
下の冷却速度で焼入れるか、もしくは圧延後一旦空冷し
さらにAC3点以上の温度まで再加熱した後30℃/s
ee以下の冷却速度で焼入れるか、いずれかの前処理を
施す.前処理で焼入冷却速度を30℃/see以下に抑
えるのは低降伏比を得るためである.C含有量を低減し
合金元素を高めた低PCM鋼は低降伏比を得難い傾向に
あるが、第1図に示すように前処理焼入冷却速度を30
℃/敦以下にすることにより、降伏比を80%以下に低
下することができる.従って、前処理の焼入冷却速度は
30”C/就以下に限定される. なお、第1図は第l表に示す組成からなる鋼を圧延後直
ちに冷却したものと、圧延後空冷しさらに胱,点以上に
再加熱し冷却したそれぞれの前処理について、その冷却
速度を広範囲に変化させて焼入れた後、Ac+〜Ac3
点範囲内の810゜Cに再加熱した後水冷し、550℃
で焼もどし処理した場合の引張特性と前処理の冷却速度
の関係を示したものである. なお、圧延仕上温度が低くなり、未再結晶域での圧下が
大きくなると2相焼入れ十焼もどし処理後においても超
音波の音Wfi方性が生しるので、仕上温度は900゜
C以上が望ましい.次に^C,〜Ac3変態点間の特定
2相域温度に加熱するのは、低降伏比に有効な軟質のフ
エライトと後の冷却により高強度に必要な硬質の硬化相
となるオーステナイトを得るためである.本発明のよう
に前組織が粗い場合、2相域加熱温度が低すぎると粗大
フエライトが多量に残存して、第2図に示すように衝撃
靭性が悪くなるので2相域加熱温度は(Ac++90゜
C ) 〜(Ac+ + 140℃)の範囲に限定され
る. なお、第2図は第2表に示すlII或からなる鋼を、圧
延後直ちに0.2゜C / sで冷却したものを、さら
にAcn点以上の種々の2相域温度に再加熱後水焼入れ
し、550℃で焼もどした場合の引張特性及び靭性と再
加熱焼入温度の関係を示したものである.2相域温度か
らの焼入れ冷却速度は、高強度、高靭性を得るためには
急冷ほど望ましい。空冷以下の徐冷却ではオーステナイ
ト相が硬化相に変態しないため、空冷以上の冷却とする
必要がある。
トとオーステナイトの2相域温度に再加熱してから焼入
れる方法が知られている.この方法は低降伏比化には有
効であるが、炭素当量が0.35〜0.50%と高いた
め溶接性があまり良くない.この方法で製造した低降伏
比鋼の一例が日本鋼管技報N[L122(1988)の
第9頁に示されているが、C.,. 0.45%(PC
MO.24%)からなる&l或で、引張強さ60kgf
/mj以上、降伏比で80%以下が得られているものの
、溶接性はY割れ防止予熱温度で100℃と高い.この
ように従来法では溶接施工で予熱を必要としない低降伏
比60キロ級高張力鋼が得られなかった. 〈発明が解決しようとするtJ.M> このような現状に鑑みて本発明はなされたもので、溶接
施工において予熱を必要としない良好な溶接性を有し、
かつ降伏比で80%以下、引張強さで60kgf/m一
以上の低降伏比高張力鋼の製造方法を提案することを目
的とするものである.く課題を解決するための手段〉 本発明者らは、溶接割れ感受性が低く、かつ低降伏比で
高張力の得られる成分系について研究を重ねた結果、C
含有量を低減し勅などの合金元素で置き換えることでP
,.4は0.21%以下に低減でき、熔接割れ感受性を
低減できると同時に高強度も確保できることを見出した
. 一方、C含有量を低減し合金元素を高めた綱は、降伏比
が高くなる傾向にあり、低降伏比が得難くなる.降伏比
は最終的に得られる2相混合&Il織(フエライト相と
硬化相)の分布状況で決定づけられるが、2相&Il織
の分布状況は2相焼入れ前の前組織に影響される.微細
マルテンサイトの前&I織からは微細な2相組織が得ら
れ、粗大フエライトとペイナイトの前組織からは粗大な
2相&ll織が得られる.前処理の焼入能を下げ前組織
を幾分粗くしておくことにより、その後に得られる2相
組織も粗くでき、降伏比(降伏点)を下げることができ
る. すなわち、前処理の焼入冷却速度を3Q’(:/see
以下に制限することにより、その後に施される2相域焼
入れ・焼もどし処理で低降伏比が確保できることを見出
した. 本発明は、これらの知見を活用することによって達威し
たものである. すなわち、本発明は、重量比にて、C : 0.03〜
0. 10%、51 : 0.05 〜0.60%、M
n : 0.60〜2.00%、Mo : 0.10〜
0.50%、P : 0.030%以下、S : 0.
020%以下を含み、さらにNi : 1.00%以下
、Cr : 0.70%以下、Cu : 0.70%以
下、V : 0.06%以下、Nb二0.05%以下及
びB : 0.0050%以下のいずれか1種以上を含
み、残部が実責的にFeからなり、かつPCM(%)
− C +Si/30+Mn/20+Ni/60+Cr
/20+Cu/20+Mo/15+ V /to+ 5
Bが0.16〜0.21%である綱を熱間圧延後、も
しくはAc,点以上の.温度に再加熱後、30℃/就以
下の冷却速度で焼入れ、さらに(^c1+9Q゜C)〜
(Act + 140’c )間の2相域温度に加熱保
持した後、室温まで急冷して焼入れ、その後450〜6
00℃の温度で焼もどしを行うことを特徴とする溶接性
の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法である. く作 用〉 以下、本発明について詳細に説明する.まず鋼の組成の
限定理由について述べる.C:0.03〜0.10% Cは高強度かつ低降伏比(YR)を得るために0.03
%(重量%以下同じ)以上必要であるが、0.lO%を
超えると溶接割れ感受性が高くなるため0.03〜0.
10%とした. Si : 0.05〜0.60% Siは脱酸剤として0.05%以上必要であるが、0.
60%を超えると溶接熱影響部の低温靭性を低下させる
ため0.05〜0.60%とした.Mn : 0.60
〜2.00% 旧は焼入性の確保、強度確保のため0.60%以上必要
であるが、2.00%を超える過剰の添加は溶接性を低
下させるため0.60〜2.00%とした.P : 0
.030%以下、S : 0.020%以下P,Sは鋼
中に混入する不純物として不可避であるが、ともに溶接
性、靭性、延性を阻害するため、それぞれ0. 030
%以下、0.020%以下に限定した. Mo : 0.10〜0.50% Moはオーステナイト中に固溶してオーステナイトの焼
入性を高めるとともに、焼もどし時に析出し、焼もどし
軟化抵抗を高め、強度上昇に寄与する元素であり、0.
10%以上を必要とするが、0.50%を超えての添加
は溶接性、延靭性を低下するので、0.lO〜0.50
%とした. さらに以上の戒分系に加えて、所定の強度を得るための
下記の成分のいずれかを一種以上添加する. Ni : 1.00%以下、Cr : 0.70%以下
、Cu : 0.70%以下、V : 0.06%以下
、Nb : 0.05%以下及びB:0.0050%以
下である. いずれの元素も強度上昇に有効であるが、過剰添加は溶
接性、延靭性を低下するので、それぞれの上限を上記の
とおりとした.なお旧、Cuは溶接性、延靭性をあまり
低下しないが、旧は高価な元素であり1%超では経済性
に問題があり、Cuは0.7%超では熱間加工性を劣化
させる.さらに、本発明鋼は良好な焼入性を確保するた
めに、PCM(%) = C +Sl/30+Mn/2
0+Cu/20十Cr/20+Ni/60+V/10+
5 Bを0.16 〜0.21%の範囲に限定した*P
CMは小さいほど溶接割れ感受性が小さいが、予熱フリ
ーのためには0.21%以下が必要であるが、0.16
%未満では強度の確保ができなくなるため、Pcnを0
.16〜0.21%の範囲とした. 以上の成分系からなる鋼を常法により溶製し、造塊また
は連鋳により鋼塊またはスラブとした後、熱間圧延によ
り所定の板厚まで熱間圧延を行い、圧延後30℃/就以
下の冷却速度で焼入れるか、もしくは圧延後一旦空冷し
さらにAC3点以上の温度まで再加熱した後30℃/s
ee以下の冷却速度で焼入れるか、いずれかの前処理を
施す.前処理で焼入冷却速度を30℃/see以下に抑
えるのは低降伏比を得るためである.C含有量を低減し
合金元素を高めた低PCM鋼は低降伏比を得難い傾向に
あるが、第1図に示すように前処理焼入冷却速度を30
℃/敦以下にすることにより、降伏比を80%以下に低
下することができる.従って、前処理の焼入冷却速度は
30”C/就以下に限定される. なお、第1図は第l表に示す組成からなる鋼を圧延後直
ちに冷却したものと、圧延後空冷しさらに胱,点以上に
再加熱し冷却したそれぞれの前処理について、その冷却
速度を広範囲に変化させて焼入れた後、Ac+〜Ac3
点範囲内の810゜Cに再加熱した後水冷し、550℃
で焼もどし処理した場合の引張特性と前処理の冷却速度
の関係を示したものである. なお、圧延仕上温度が低くなり、未再結晶域での圧下が
大きくなると2相焼入れ十焼もどし処理後においても超
音波の音Wfi方性が生しるので、仕上温度は900゜
C以上が望ましい.次に^C,〜Ac3変態点間の特定
2相域温度に加熱するのは、低降伏比に有効な軟質のフ
エライトと後の冷却により高強度に必要な硬質の硬化相
となるオーステナイトを得るためである.本発明のよう
に前組織が粗い場合、2相域加熱温度が低すぎると粗大
フエライトが多量に残存して、第2図に示すように衝撃
靭性が悪くなるので2相域加熱温度は(Ac++90゜
C ) 〜(Ac+ + 140℃)の範囲に限定され
る. なお、第2図は第2表に示すlII或からなる鋼を、圧
延後直ちに0.2゜C / sで冷却したものを、さら
にAcn点以上の種々の2相域温度に再加熱後水焼入れ
し、550℃で焼もどした場合の引張特性及び靭性と再
加熱焼入温度の関係を示したものである.2相域温度か
らの焼入れ冷却速度は、高強度、高靭性を得るためには
急冷ほど望ましい。空冷以下の徐冷却ではオーステナイ
ト相が硬化相に変態しないため、空冷以上の冷却とする
必要がある。
次に焼入れ硬化した脆い硬化相は、靭性を向上させるた
め450゜C以上の焼もどしを行う必要がある.一方、
600℃超の高温で焼もどしすると硬化相の軟化が大き
くなり、引張強さの低下、降伏比の上昇を招くので、焼
もどし温度の上限は600℃とした。
め450゜C以上の焼もどしを行う必要がある.一方、
600℃超の高温で焼もどしすると硬化相の軟化が大き
くなり、引張強さの低下、降伏比の上昇を招くので、焼
もどし温度の上限は600℃とした。
く実施例〉
第3表に供試材の化学成分を示す.供試材A〜■は本発
明の威分範囲内にある綱で、J−L鋼は比較鋼である.
これらの鋼について前述した前処理A:圧延後直ちに冷
却、あるいは前処理B:圧延後空冷し、さらに胱,点以
上に再加熱して冷却のいずれかを施した後、Ac+〜A
cs点範囲内の2相域温度に加熱保持した後、空冷以上
の冷却速度で焼入れし、500〜560 ”Cで焼もど
し処理を行った.これらの機械的性質を第4表に示す.
本発明法では引張強さ(T S ) 60kg4/一以
上で、78%以下の低降伏比(YR)が得られている.
またY型溶接割れ試験による割れ防止予熱温度はいずれ
も25℃以下で予熱を必要としない.これに対し比較例
では、TS≧6Qkgf/d、YR≦80%、Y割れ防
止予熱温度≦25゜Cのいずれかが満足できない.例え
ば、A2、A3鋼は、戒分的には発明範囲内にあり良好
な溶接性を有するが、熱処理条件が適切でないためYR
≦80%を満足できない.J,K,LmはいずれもPc
sが高く、Y割れ防止予熱温度が75゜C以上と高い.
く発明の効果〉 C含有量を低減しMo等の合金元素含有量を高め、PC
Mを0.16〜0.21%にUR節した鋼に、予めオー
ステナイト化温度から30′C/sl!e以下の冷却速
度で焼入れる前処理を施した後、(Act + 90℃
) 〜(Acl+140゜C)間の2相域温度に再加
熱保持してから焼入れ、焼もどし処理することにより、
溶接割れ感受性の小さい低降伏比高張力鋼が製造できる
ようになった.
明の威分範囲内にある綱で、J−L鋼は比較鋼である.
これらの鋼について前述した前処理A:圧延後直ちに冷
却、あるいは前処理B:圧延後空冷し、さらに胱,点以
上に再加熱して冷却のいずれかを施した後、Ac+〜A
cs点範囲内の2相域温度に加熱保持した後、空冷以上
の冷却速度で焼入れし、500〜560 ”Cで焼もど
し処理を行った.これらの機械的性質を第4表に示す.
本発明法では引張強さ(T S ) 60kg4/一以
上で、78%以下の低降伏比(YR)が得られている.
またY型溶接割れ試験による割れ防止予熱温度はいずれ
も25℃以下で予熱を必要としない.これに対し比較例
では、TS≧6Qkgf/d、YR≦80%、Y割れ防
止予熱温度≦25゜Cのいずれかが満足できない.例え
ば、A2、A3鋼は、戒分的には発明範囲内にあり良好
な溶接性を有するが、熱処理条件が適切でないためYR
≦80%を満足できない.J,K,LmはいずれもPc
sが高く、Y割れ防止予熱温度が75゜C以上と高い.
く発明の効果〉 C含有量を低減しMo等の合金元素含有量を高め、PC
Mを0.16〜0.21%にUR節した鋼に、予めオー
ステナイト化温度から30′C/sl!e以下の冷却速
度で焼入れる前処理を施した後、(Act + 90℃
) 〜(Acl+140゜C)間の2相域温度に再加
熱保持してから焼入れ、焼もどし処理することにより、
溶接割れ感受性の小さい低降伏比高張力鋼が製造できる
ようになった.
第1図は引張特性に及ぼす前処理時の焼入れ冷却速度の
影響を示すグラフ、第2図は引張り特性及び靭性に及ぼ
す再加熱焼入れ温度の影響を示すグラフである。
影響を示すグラフ、第2図は引張り特性及び靭性に及ぼ
す再加熱焼入れ温度の影響を示すグラフである。
Claims (1)
- 重量比にて、C:0.03〜0.10%、Si:0.0
5〜0.60%、Mn:0.60〜2.00%、Mo:
0.10〜0.50%、P:0.030%以下、S:0
.020%以下を含み、さらにNi:1.00%以下、
Cr:0.70%以下、Cu:0.70%以下、V:0
.06%以下、Nb:0.05%以下及びB:0.00
50%以下のいずれか1種以上を含み、残部が実質的に
Feからなり、かつP_C_M(%)=C+Si/30
+Mn/20+Ni/60+Cr/20+Cu/20+
Mo/15+V/10+5Bが0.16〜0.21%で
ある鋼を熱間圧延後、もしくはAc_3点以上の温度に
再加熱後、30℃/sec以下の冷却速度で焼入れ、さ
らに(Ac_1+90℃)〜(Ac_1+140℃)間
の2相域温度に加熱保持した後、室温まで急冷して焼入
れ、その後450〜600℃の温度で焼もどしを行うこ
とを特徴とする溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1299844A JP2706159B2 (ja) | 1989-11-20 | 1989-11-20 | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1299844A JP2706159B2 (ja) | 1989-11-20 | 1989-11-20 | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03162518A true JPH03162518A (ja) | 1991-07-12 |
JP2706159B2 JP2706159B2 (ja) | 1998-01-28 |
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ID=17877616
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1299844A Expired - Fee Related JP2706159B2 (ja) | 1989-11-20 | 1989-11-20 | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2706159B2 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04272129A (ja) * | 1991-02-27 | 1992-09-28 | Nkk Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
JPH0551694A (ja) * | 1991-08-20 | 1993-03-02 | Nkk Corp | 低降伏比高張力鋼およびその製造方法 |
KR100544722B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 |
CN109266812A (zh) * | 2018-10-10 | 2019-01-25 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种煤矿液压支架用低屈强比高强度调质钢及其制造方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6468422A (en) * | 1987-09-10 | 1989-03-14 | Sumitomo Metal Ind | Production of high tensile steel plate for building |
JPH01230713A (ja) * | 1988-03-08 | 1989-09-14 | Nippon Steel Corp | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 |
-
1989
- 1989-11-20 JP JP1299844A patent/JP2706159B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6468422A (en) * | 1987-09-10 | 1989-03-14 | Sumitomo Metal Ind | Production of high tensile steel plate for building |
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KR100544722B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 |
CN109266812A (zh) * | 2018-10-10 | 2019-01-25 | 安阳钢铁股份有限公司 | 一种煤矿液压支架用低屈强比高强度调质钢及其制造方法 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JP2706159B2 (ja) | 1998-01-28 |
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