JPH06116637A - 耐応力腐食割れ性に優れた超高張力鋼の製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性に優れた超高張力鋼の製造方法Info
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- JPH06116637A JPH06116637A JP26837792A JP26837792A JPH06116637A JP H06116637 A JPH06116637 A JP H06116637A JP 26837792 A JP26837792 A JP 26837792A JP 26837792 A JP26837792 A JP 26837792A JP H06116637 A JPH06116637 A JP H06116637A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 海水中での応力腐食割れ性に優れ降伏強さ１
０８０ＭＰａ以上の超高張力・高靱性鋼を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０４〜０．０９％，Ｓｉ：０．０１
〜０．１０％，Ｍｎ：０．０５〜０．６５％，Ｎｉ：
８．０〜１１．０％，Ｍｏ：０．５〜１．５％，Ｃ
ｒ，：０．２〜１．５％，Ｖ：０．０２〜０．２０％，
Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部鉄及び不可
避不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の間に
加熱し、Ａｒ′点温度以上までで仕上げる熱間圧延を施
した後、空冷し、その後更に、１２０℃／分以下の加熱
速度でＡｃ3 点−４０℃〜Ａｃ3 点＋４０℃の温度域
に、再加熱した後、焼入れ処理を行ない、続いてＡｃ1
点以下の温度で焼戻し処理する。
０８０ＭＰａ以上の超高張力・高靱性鋼を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０４〜０．０９％，Ｓｉ：０．０１
〜０．１０％，Ｍｎ：０．０５〜０．６５％，Ｎｉ：
８．０〜１１．０％，Ｍｏ：０．５〜１．５％，Ｃ
ｒ，：０．２〜１．５％，Ｖ：０．０２〜０．２０％，
Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部鉄及び不可
避不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の間に
加熱し、Ａｒ′点温度以上までで仕上げる熱間圧延を施
した後、空冷し、その後更に、１２０℃／分以下の加熱
速度でＡｃ3 点−４０℃〜Ａｃ3 点＋４０℃の温度域
に、再加熱した後、焼入れ処理を行ない、続いてＡｃ1
点以下の温度で焼戻し処理する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は炭素量が低いにも拘らず
高強度を有し、海水あるいは塩水などの応力腐食環境中
における耐応力腐食割れ性に優れた降伏強さ１０８０Ｍ
Ｐａ以上の超高張力・高靱性鋼の製造法に関するもので
ある。
高強度を有し、海水あるいは塩水などの応力腐食環境中
における耐応力腐食割れ性に優れた降伏強さ１０８０Ｍ
Ｐａ以上の超高張力・高靱性鋼の製造法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】近年、エネルギー資源の探索・掘削や地
震発生など地球規模での地球物理学的探求から、深海へ
の海洋開発に対する関心が急速に高まり、各種深海用容
器の製作・設置及び深海調査船の開発が活発化してい
る。深海で使用される場合、各種容器には非常に高い圧
力がかかるため、使用される鋼材には、構造上非常に高
い強度において高靱性を有することが望まれている。こ
のような安全で信頼性のある高強度で高靱性材料の要求
に応えるため、Ｎｉ含有低合金鋼の開発及びその品質改
善が行なわれている。例えば、特開昭５６−９３５８号
公報のようにＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ系でＣ＋１／８Ｍｏ
＋Ｖ＞０．２６でＣｒ＜０．８Ｍｏとした高強度高靱性
鋼、あるいは、特開昭５７−１８８６５５号公報のよう
に、焼入処理において広範な冷却速度で安定して高強度
高靱性が得られるＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ系の超高張力
鋼、更に、高靱性を確保するために極低Ｐ、極低Ｓ処理
した含Ｎｉ鋼材の製造法など多くの製造法が提案されて
いる。しかし、これらは、超高張力化や高靱性化に効果
的であるが、本願の対象とする環境では信頼性に劣るこ
とが懸念される。すなわち、深海で使用される容器は、
海水にさらされることになり、鋼材には十分良好な耐海
水腐食特性、すなわち、高い耐海水中応力腐食割れ性を
具備することが要求される。
震発生など地球規模での地球物理学的探求から、深海へ
の海洋開発に対する関心が急速に高まり、各種深海用容
器の製作・設置及び深海調査船の開発が活発化してい
る。深海で使用される場合、各種容器には非常に高い圧
力がかかるため、使用される鋼材には、構造上非常に高
い強度において高靱性を有することが望まれている。こ
のような安全で信頼性のある高強度で高靱性材料の要求
に応えるため、Ｎｉ含有低合金鋼の開発及びその品質改
善が行なわれている。例えば、特開昭５６−９３５８号
公報のようにＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ系でＣ＋１／８Ｍｏ
＋Ｖ＞０．２６でＣｒ＜０．８Ｍｏとした高強度高靱性
鋼、あるいは、特開昭５７−１８８６５５号公報のよう
に、焼入処理において広範な冷却速度で安定して高強度
高靱性が得られるＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ系の超高張力
鋼、更に、高靱性を確保するために極低Ｐ、極低Ｓ処理
した含Ｎｉ鋼材の製造法など多くの製造法が提案されて
いる。しかし、これらは、超高張力化や高靱性化に効果
的であるが、本願の対象とする環境では信頼性に劣るこ
とが懸念される。すなわち、深海で使用される容器は、
海水にさらされることになり、鋼材には十分良好な耐海
水腐食特性、すなわち、高い耐海水中応力腐食割れ性を
具備することが要求される。
【０００３】深海中での高い信頼性を有した超高張力鋼
材としては、例えば、特公昭６４−１１１０５号公報の
ように、Ｎｉ含有鋼でＮとＯを低減し、Ａｌ（％）×Ｎ
（％）×１０4 ＜１．５となる関係を満足することを特
徴としたＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ系の高靱性超高張力鋼が
提案されており、大きな効果がみられる。しかし、溶接
熱影響部は、母材に比べ海水中での耐応力腐食割れ性は
大気中のそれよりも低下しており、より一層の安全性・
信頼性改善に向けた創意・工夫が必要とされる。又、特
公平１−５１５２６号公報のように、Ｎｉ５〜８％含有
したＮｉ−Ｍｏ−Ｎｂ系鋼を直接焼入れ−焼戻し処理
し、優れた耐応力腐食割れ性を有する超高張力鋼の製造
方法が提案されている。しかし、鋼材の強度は、本発明
の対象とするものより低く、又、一般に厚肉の高張力鋼
の製造においては、板厚方向の材質均一性及び異方性の
点からみて直接焼入れ焼戻し法で製造するには厳密な制
御が必要であり、更に鋼板内の幅方向及び長手方向に対
しての材質の安定性が低下することが懸念される。
材としては、例えば、特公昭６４−１１１０５号公報の
ように、Ｎｉ含有鋼でＮとＯを低減し、Ａｌ（％）×Ｎ
（％）×１０4 ＜１．５となる関係を満足することを特
徴としたＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ系の高靱性超高張力鋼が
提案されており、大きな効果がみられる。しかし、溶接
熱影響部は、母材に比べ海水中での耐応力腐食割れ性は
大気中のそれよりも低下しており、より一層の安全性・
信頼性改善に向けた創意・工夫が必要とされる。又、特
公平１−５１５２６号公報のように、Ｎｉ５〜８％含有
したＮｉ−Ｍｏ−Ｎｂ系鋼を直接焼入れ−焼戻し処理
し、優れた耐応力腐食割れ性を有する超高張力鋼の製造
方法が提案されている。しかし、鋼材の強度は、本発明
の対象とするものより低く、又、一般に厚肉の高張力鋼
の製造においては、板厚方向の材質均一性及び異方性の
点からみて直接焼入れ焼戻し法で製造するには厳密な制
御が必要であり、更に鋼板内の幅方向及び長手方向に対
しての材質の安定性が低下することが懸念される。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】このように、従来技術
による超高張力・高靱性鋼材では、耐応力腐食割れ性、
特に、溶接熱影響部においては海水中での耐応力腐食割
れ性は大気中でのそれより低下していたり、又、厚肉材
の板厚方向の材質均一性や鋼板内の材質安定性に不利な
製造法であったり、鋼材及び製造法ともに一層の改善が
望まれる。
による超高張力・高靱性鋼材では、耐応力腐食割れ性、
特に、溶接熱影響部においては海水中での耐応力腐食割
れ性は大気中でのそれより低下していたり、又、厚肉材
の板厚方向の材質均一性や鋼板内の材質安定性に不利な
製造法であったり、鋼材及び製造法ともに一層の改善が
望まれる。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、海水中あ
るいは塩水中での耐応力腐食割れ性、特に溶接熱影響部
の耐応力腐食割れ性を具備することを基本に、超高張力
で高靱性を有するＮｉ含有低合金鋼の安定製造を目的
に、鋼成分及びその製造法、特に、熱間圧延−再加熱焼
入れ焼戻し処理について種々検討した結果、Ｃ，Ｓｉ及
びＭｎを低減したＮｉ含有鋼にＭｏ，Ｖ及びＮｂを添加
し、熱間圧延工程でこれら元素を十分に固溶化した後、
再加熱焼入れ工程で加熱速度と加熱温度範囲を制御する
ことにより、固溶していたＭｏ，ＶやＮｂが加熱中に析
出し、高転位密度を持つ針状オーステナイト群からなる
無拡散型逆変態γ粒が形成され、本Ｎｉ含有鋼で特有の
強化機構が働き高強度化が達成でき、目的の鋼が製造で
きることを知見した。
るいは塩水中での耐応力腐食割れ性、特に溶接熱影響部
の耐応力腐食割れ性を具備することを基本に、超高張力
で高靱性を有するＮｉ含有低合金鋼の安定製造を目的
に、鋼成分及びその製造法、特に、熱間圧延−再加熱焼
入れ焼戻し処理について種々検討した結果、Ｃ，Ｓｉ及
びＭｎを低減したＮｉ含有鋼にＭｏ，Ｖ及びＮｂを添加
し、熱間圧延工程でこれら元素を十分に固溶化した後、
再加熱焼入れ工程で加熱速度と加熱温度範囲を制御する
ことにより、固溶していたＭｏ，ＶやＮｂが加熱中に析
出し、高転位密度を持つ針状オーステナイト群からなる
無拡散型逆変態γ粒が形成され、本Ｎｉ含有鋼で特有の
強化機構が働き高強度化が達成でき、目的の鋼が製造で
きることを知見した。
【０００６】本発明はこのような知見に基づいて構成し
たもので、その要旨はＣ：０．０４〜０．０９％，Ｓ
ｉ：０．０１〜０．１０％，Ｍｎ：０．０５〜０．６５
％，Ｎｉ：８．０〜１１．０％，Ｍｏ：０．５〜１．５
％，Ｃｒ：０．２〜１．５％，Ｖ：０．０２〜０．２０
％，Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部が鉄及
び不可避的不純物からなる鋼片、あるいは、更にＣｕ：
０．２〜１．５％，Ｎｂ：０．００５〜０．１０％，Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％からなる強度改善元素群、
又は介在物形態制御作用のあるＣａ：０．０００５〜
０．００５％，ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％
の一種又は二種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不
純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の間に加熱
し、Ａｒ′点温度以上までで仕上げる熱間圧延を施した
後、空冷し、その後更に、１２０℃／ｍｉｎ以下の加熱
速度でＡｃ3 点−４０℃〜Ａｃ3 点＋４０℃の温度域
に、再加熱した後、焼入れ処理を行ない、続いてＡｃ1
点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする耐応力
腐食割れ性に優れた超高張力鋼の製造方法である。
たもので、その要旨はＣ：０．０４〜０．０９％，Ｓ
ｉ：０．０１〜０．１０％，Ｍｎ：０．０５〜０．６５
％，Ｎｉ：８．０〜１１．０％，Ｍｏ：０．５〜１．５
％，Ｃｒ：０．２〜１．５％，Ｖ：０．０２〜０．２０
％，Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部が鉄及
び不可避的不純物からなる鋼片、あるいは、更にＣｕ：
０．２〜１．５％，Ｎｂ：０．００５〜０．１０％，Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％からなる強度改善元素群、
又は介在物形態制御作用のあるＣａ：０．０００５〜
０．００５％，ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％
の一種又は二種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不
純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の間に加熱
し、Ａｒ′点温度以上までで仕上げる熱間圧延を施した
後、空冷し、その後更に、１２０℃／ｍｉｎ以下の加熱
速度でＡｃ3 点−４０℃〜Ａｃ3 点＋４０℃の温度域
に、再加熱した後、焼入れ処理を行ない、続いてＡｃ1
点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする耐応力
腐食割れ性に優れた超高張力鋼の製造方法である。
【０００７】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。まず、
本発明の鋼成分の限定理由について述べる。Ｃ：Ｃは焼
入性を向上させ強度を容易に上昇させる有効な元素であ
る。反面、本発明の超高張力鋼の溶接熱影響部の耐応力
腐食割れ性の向上に対しては最も影響を与える元素であ
る。０．０９％を超えると著しく溶接熱影響部の耐応力
腐食割れ性が低下する。又、０．０４％未満であると強
度が不十分となる。従って、Ｃ含有量を０．０４〜０．
０９％とする。Ｓｉ：Ｓｉは強度向上に有効である。
又、製鋼上不可避な元素であり、０．０１％は鋼中に含
まれることになるが、０．１０％超になると、本鋼のよ
うに高Ｎｉ含有の場合、焼戻し脆性が大きくなり、低温
靱性が低下する。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．
１０％とする。
本発明の鋼成分の限定理由について述べる。Ｃ：Ｃは焼
入性を向上させ強度を容易に上昇させる有効な元素であ
る。反面、本発明の超高張力鋼の溶接熱影響部の耐応力
腐食割れ性の向上に対しては最も影響を与える元素であ
る。０．０９％を超えると著しく溶接熱影響部の耐応力
腐食割れ性が低下する。又、０．０４％未満であると強
度が不十分となる。従って、Ｃ含有量を０．０４〜０．
０９％とする。Ｓｉ：Ｓｉは強度向上に有効である。
又、製鋼上不可避な元素であり、０．０１％は鋼中に含
まれることになるが、０．１０％超になると、本鋼のよ
うに高Ｎｉ含有の場合、焼戻し脆性が大きくなり、低温
靱性が低下する。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．
１０％とする。
【０００８】Ｍｎ：Ｍｎは焼入性及び熱間加工性の向上
のために必要であるが、０．０５％未満ではその効果が
ない。一方、本発明のＮｉ含有鋼の場合には、Ｍｎ添加
は焼戻し脆性感受性を増大させ、又、母材及び溶接熱影
響部の耐応力腐食割れ性を低下させるため０．６５％以
下にする必要がある。図１は、０．０６％Ｃ−９．９％
Ｎｉ−１．０％Ｍｏ−０．１％Ｖ組成でＭｎ添加量０．
１５〜１．０５％まで変化させた鋼片を用い、熱間圧延
−空冷後、７７０℃に再加熱焼入れ・５４０℃焼戻し処
理した鋼板の靱性と人工海水中での応力腐食割れ試験
（ＫＩｓｃｃ試験）結果を示す。Ｍｎの低減に伴い、低
温靱性と耐応力腐食割れ性が改善されることが分かる。
従って、Ｍｎの含有量を０．０５〜０．６５％とする。
のために必要であるが、０．０５％未満ではその効果が
ない。一方、本発明のＮｉ含有鋼の場合には、Ｍｎ添加
は焼戻し脆性感受性を増大させ、又、母材及び溶接熱影
響部の耐応力腐食割れ性を低下させるため０．６５％以
下にする必要がある。図１は、０．０６％Ｃ−９．９％
Ｎｉ−１．０％Ｍｏ−０．１％Ｖ組成でＭｎ添加量０．
１５〜１．０５％まで変化させた鋼片を用い、熱間圧延
−空冷後、７７０℃に再加熱焼入れ・５４０℃焼戻し処
理した鋼板の靱性と人工海水中での応力腐食割れ試験
（ＫＩｓｃｃ試験）結果を示す。Ｍｎの低減に伴い、低
温靱性と耐応力腐食割れ性が改善されることが分かる。
従って、Ｍｎの含有量を０．０５〜０．６５％とする。
【０００９】Ｎｉ：Ｎｉは積層欠陥エネルギーを上げ、
交叉すべりを増し、応力緩和を生じやすくし、衝撃吸収
エネルギーを増し低温靱性の向上に有効である。更にＮ
ｉは本発明に含まれるＭｏやＶ等との共存で最も効果を
発揮する。すなわち、熱間圧延後、Ａｃ3 点−４０℃〜
Ａｃ3 点＋４０℃の温度域に再加熱されると、炭化物の
溶解によって生成する塊状オーステナイトからなる拡散
型逆変態γ粒と炭化物の溶解を伴わない針状オーステナ
イト群からなる無拡散型逆変態γ粒との混合粒が形成さ
れるが、この無拡散型逆変態γ粒は拡散型逆変態γ粒に
比べ高転位密度を持ち強度上昇に極めて有効に作用す
る。すなわち、ＮｉはＭｏやＶなどの炭化物の溶解を遅
らせる作用があり、針状オーステナイトを高温まで安定
に保持することができる。従って、無拡散型逆変態γ粒
の高温安定化による強度確保のため８．０％以上の添加
が必要である。又、１１．０％を超えて添加すると焼戻
し時にオーステナイトが析出して強度・靱性を低下させ
る。従ってＮｉの含有量を８．０〜１１．０％とする。
交叉すべりを増し、応力緩和を生じやすくし、衝撃吸収
エネルギーを増し低温靱性の向上に有効である。更にＮ
ｉは本発明に含まれるＭｏやＶ等との共存で最も効果を
発揮する。すなわち、熱間圧延後、Ａｃ3 点−４０℃〜
Ａｃ3 点＋４０℃の温度域に再加熱されると、炭化物の
溶解によって生成する塊状オーステナイトからなる拡散
型逆変態γ粒と炭化物の溶解を伴わない針状オーステナ
イト群からなる無拡散型逆変態γ粒との混合粒が形成さ
れるが、この無拡散型逆変態γ粒は拡散型逆変態γ粒に
比べ高転位密度を持ち強度上昇に極めて有効に作用す
る。すなわち、ＮｉはＭｏやＶなどの炭化物の溶解を遅
らせる作用があり、針状オーステナイトを高温まで安定
に保持することができる。従って、無拡散型逆変態γ粒
の高温安定化による強度確保のため８．０％以上の添加
が必要である。又、１１．０％を超えて添加すると焼戻
し時にオーステナイトが析出して強度・靱性を低下させ
る。従ってＮｉの含有量を８．０〜１１．０％とする。
【００１０】Ｍｏ：Ｍｏは焼戻しによる析出硬化と焼戻
し脆性の抑制に有効な元素であると同時にＮｉと同様に
本発明の重要な元素である。すなわち、再加熱焼入れ処
理時、加熱過程で析出したＭｏを主体とする微細炭化物
が高温まで未溶解炭化物として残存するために高転位密
度を持つ針状オーステナイト群を高温保持でき強度確保
に必要である。しかし、０．５％未満では、再加熱焼入
れ処理時でＭｏ炭化物が溶解し、無拡散型逆変態γ粒が
急速に拡散型逆変態γ粒に侵食され、目標とする強度が
得られず、又、１．５％を超えると強度向上効果が飽和
し、かえって粗大な合金炭化物が増加し靱性を低下させ
る。従って、Ｍｏの含有量を０．５〜１．５％とする。
し脆性の抑制に有効な元素であると同時にＮｉと同様に
本発明の重要な元素である。すなわち、再加熱焼入れ処
理時、加熱過程で析出したＭｏを主体とする微細炭化物
が高温まで未溶解炭化物として残存するために高転位密
度を持つ針状オーステナイト群を高温保持でき強度確保
に必要である。しかし、０．５％未満では、再加熱焼入
れ処理時でＭｏ炭化物が溶解し、無拡散型逆変態γ粒が
急速に拡散型逆変態γ粒に侵食され、目標とする強度が
得られず、又、１．５％を超えると強度向上効果が飽和
し、かえって粗大な合金炭化物が増加し靱性を低下させ
る。従って、Ｍｏの含有量を０．５〜１．５％とする。
【００１１】Ｃｒ：Ｃｒは焼入れ性を向上させ、強度確
保に有効であり、少なくとも０．２％必要であるが、
１．５％を超えると強度上昇が飽和し靱性が低下する。
従って、Ｃｒの含有量を０．２〜１．５％とする。 Ｖ：Ｖは焼戻し処理の時、炭窒化物を形成して析出硬化
により強度確保に有効である。又、Ｍｏと同様に再加熱
焼入れ処理時において、Ｖが加熱中に微細析出すること
により針状オーステナイト群からなる無拡散型逆変態γ
粒の安定性を増し、強度確保に有効である。０．０２％
未満では目標の強度が得られず、又、０．２０％を超え
ると靱性が低下する。従って、Ｖの含有量を０．０２〜
０．２０％とする。 Ａｌ：Ａｌは脱酸のために必要な元素であると同時に、
鋼中のＮと結びついてＡｌＮの窒化物を形成し、組織の
微細化に効果がある。しかし、０．０１％未満ではその
効果が小さく、又、０．０８％を超えるとアルミナ系介
在物が増加し靱性を阻害する。従って、Ａｌの含有量を
０．０１〜０．０８％とする。
保に有効であり、少なくとも０．２％必要であるが、
１．５％を超えると強度上昇が飽和し靱性が低下する。
従って、Ｃｒの含有量を０．２〜１．５％とする。 Ｖ：Ｖは焼戻し処理の時、炭窒化物を形成して析出硬化
により強度確保に有効である。又、Ｍｏと同様に再加熱
焼入れ処理時において、Ｖが加熱中に微細析出すること
により針状オーステナイト群からなる無拡散型逆変態γ
粒の安定性を増し、強度確保に有効である。０．０２％
未満では目標の強度が得られず、又、０．２０％を超え
ると靱性が低下する。従って、Ｖの含有量を０．０２〜
０．２０％とする。 Ａｌ：Ａｌは脱酸のために必要な元素であると同時に、
鋼中のＮと結びついてＡｌＮの窒化物を形成し、組織の
微細化に効果がある。しかし、０．０１％未満ではその
効果が小さく、又、０．０８％を超えるとアルミナ系介
在物が増加し靱性を阻害する。従って、Ａｌの含有量を
０．０１〜０．０８％とする。
【００１２】本発明では上記成分の他に（Ｃｕ，Ｎｂ，
Ｔｉ）及び（Ｃａ，ＲＥＭ）の一種または二種以上添加
する。Ｃｕ，Ｎｂ，Ｔｉ成分は鋼の強度を向上させると
いう均等的作用をもち、更にＮｂおよびＴｉ成分はオー
ステナイト粒の細粒化にも有効であり、所望の効果を確
保するためには、それぞれ含有下限量をＣｕ：０．２
％，Ｎｂ：０．００５％，Ｔｉ：０．００５％とする必
要がある。しかし、それぞれＣｕ；１．５％，Ｎｂ：
０．１０％，Ｔｉ；０．０３％を超えて含有させると低
温靱性が低下し、又、耐応力腐食割れ感受性を高めたり
するため、上記の通り限定する。
Ｔｉ）及び（Ｃａ，ＲＥＭ）の一種または二種以上添加
する。Ｃｕ，Ｎｂ，Ｔｉ成分は鋼の強度を向上させると
いう均等的作用をもち、更にＮｂおよびＴｉ成分はオー
ステナイト粒の細粒化にも有効であり、所望の効果を確
保するためには、それぞれ含有下限量をＣｕ：０．２
％，Ｎｂ：０．００５％，Ｔｉ：０．００５％とする必
要がある。しかし、それぞれＣｕ；１．５％，Ｎｂ：
０．１０％，Ｔｉ；０．０３％を超えて含有させると低
温靱性が低下し、又、耐応力腐食割れ感受性を高めたり
するため、上記の通り限定する。
【００１３】Ｃａ，ＲＥＭ：ＣａとＲＥＭは非金属介在
物の球状化効果をもち、靱性と異方性の向上に有効であ
り、それには０．０００５％必要であるが、Ｃａが０．
００５％、ＲＥＭが０．０１００％を超えると介在物増
加により靱性を低下させる。従って、その含有量をＣ
ａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００
５〜０．０１００％とする。上記の成分の他に不可避的
不純物としてＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏ等は本発明の特性である靱
性及び耐応力腐食割れ性を低下させる有害な元素である
から、その量は少ない方がよい。好ましくはＰ：０．０
０５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０
％，Ｏ：０．００３０％に調整する。
物の球状化効果をもち、靱性と異方性の向上に有効であ
り、それには０．０００５％必要であるが、Ｃａが０．
００５％、ＲＥＭが０．０１００％を超えると介在物増
加により靱性を低下させる。従って、その含有量をＣ
ａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００
５〜０．０１００％とする。上記の成分の他に不可避的
不純物としてＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏ等は本発明の特性である靱
性及び耐応力腐食割れ性を低下させる有害な元素である
から、その量は少ない方がよい。好ましくはＰ：０．０
０５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎ：０．００５０
％，Ｏ：０．００３０％に調整する。
【００１４】次に本発明のもう一つの骨子である製造法
について述べる。すなわち、上記のような鋼成分組成で
あっても、目的の強度，靱性及び耐応力腐食割れ性を得
るには、製造法が適切でなければならない。このため、
鋼片の加熱、圧延、及び再加熱焼入れ・焼戻し条件を限
定した理由について説明する。まず、上記の鋼成分組成
の鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱する。この加熱に
おいては、加熱オーステナイト粒の細粒化の他、熱間圧
延後の再加熱焼入れ−焼戻し処理で上述の無拡散型逆変
態γと微細析出による強化を利用するためには、１００
０℃以上に鋼片を加熱しＭｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等を十分
に固溶しておく必要がある。この時１０００℃未満の低
い温度では、この固溶化作用が不十分となり、未溶解合
金炭化物（Ｍ6 Ｃ）が粗大化し、かえって、焼戻しの際
の十分な析出硬化が期待できないと共に靱性低下の原因
ともなる。一方、１２５０℃を超える温度では、Ｍｏ，
Ｃｒ，Ｖ等の合金炭化物は十分固溶するものの、本発明
のＮｉ含有鋼においては、鋼片の表面に酸化物が増加
し、最終的に圧延後の表面きずを生じる。又、加熱オー
ステナイト粒が粗大化し、その後の圧延においてオース
テナイト粒が細粒化しにくく、靱性低下の原因ともな
る。従って、これらを考慮して鋼片の加熱温度を１００
０〜１２５０℃とする。
について述べる。すなわち、上記のような鋼成分組成で
あっても、目的の強度，靱性及び耐応力腐食割れ性を得
るには、製造法が適切でなければならない。このため、
鋼片の加熱、圧延、及び再加熱焼入れ・焼戻し条件を限
定した理由について説明する。まず、上記の鋼成分組成
の鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱する。この加熱に
おいては、加熱オーステナイト粒の細粒化の他、熱間圧
延後の再加熱焼入れ−焼戻し処理で上述の無拡散型逆変
態γと微細析出による強化を利用するためには、１００
０℃以上に鋼片を加熱しＭｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等を十分
に固溶しておく必要がある。この時１０００℃未満の低
い温度では、この固溶化作用が不十分となり、未溶解合
金炭化物（Ｍ6 Ｃ）が粗大化し、かえって、焼戻しの際
の十分な析出硬化が期待できないと共に靱性低下の原因
ともなる。一方、１２５０℃を超える温度では、Ｍｏ，
Ｃｒ，Ｖ等の合金炭化物は十分固溶するものの、本発明
のＮｉ含有鋼においては、鋼片の表面に酸化物が増加
し、最終的に圧延後の表面きずを生じる。又、加熱オー
ステナイト粒が粗大化し、その後の圧延においてオース
テナイト粒が細粒化しにくく、靱性低下の原因ともな
る。従って、これらを考慮して鋼片の加熱温度を１００
０〜１２５０℃とする。
【００１５】次にこのように加熱された鋼片Ａｒ′変態
点以上の温度までに熱間圧延を施し、空冷する。本発明
鋼においては、Ａｒ′点温度が約４００℃と低く、通常
の圧延工程で処理するだけで本条件を満足する。尚、本
発明鋼は、焼入性が十分に高い成分であるため、空冷の
みで十分多量に転位を含んだマルテンサイト単相組織に
なる。尚、強化に寄与する無拡散型逆変態γ粒は、熱間
圧延後のγ粒径と同じになるため、より低温靱性の確保
が必要な場合には、圧延−再結晶によるγ粒の細粒化を
目的に、適宜圧延仕上げ温度を低下する方法が好ましい
が、特に限定しない。
点以上の温度までに熱間圧延を施し、空冷する。本発明
鋼においては、Ａｒ′点温度が約４００℃と低く、通常
の圧延工程で処理するだけで本条件を満足する。尚、本
発明鋼は、焼入性が十分に高い成分であるため、空冷の
みで十分多量に転位を含んだマルテンサイト単相組織に
なる。尚、強化に寄与する無拡散型逆変態γ粒は、熱間
圧延後のγ粒径と同じになるため、より低温靱性の確保
が必要な場合には、圧延−再結晶によるγ粒の細粒化を
目的に、適宜圧延仕上げ温度を低下する方法が好ましい
が、特に限定しない。
【００１６】次に熱間圧延・空冷後の鋼板はＡｃ3 点−
４０℃〜Ａｃ3 点＋４０℃の温度範囲に再加熱し、焼入
れ処理を行なう。マルテンサイト組織を前組織とし、再
加熱する熱処理工程において、α−γ二相共存温度域に
加熱されると旧オーステナイト粒界には一般的な塊状オ
ーステナイトからなる拡散型逆変態γ粒が、粒内のマル
テンサイトからは針状オーステナイト群が生成し、炭化
物とフェライトとともに共存する。針状オーステナイト
は無拡散（マルテンサイト型）逆変態によって生成する
ため転位を多量に持ち、高強度化に寄与する。更にＡｃ
3 点−４０℃〜Ａｃ3 点＋４０℃に加熱されると針状オ
ーステナイト群は面積を増し、無拡散型逆変態γ粒を形
成し、これが高温まで安定保持され、且つ拡散型逆変態
γ粒との混合したオーステナイト組織となり、この温度
域から焼入れとより一層多くの転位が導入されたマルテ
ンサイト組織となり、超高張力鋼化が達成できる。
４０℃〜Ａｃ3 点＋４０℃の温度範囲に再加熱し、焼入
れ処理を行なう。マルテンサイト組織を前組織とし、再
加熱する熱処理工程において、α−γ二相共存温度域に
加熱されると旧オーステナイト粒界には一般的な塊状オ
ーステナイトからなる拡散型逆変態γ粒が、粒内のマル
テンサイトからは針状オーステナイト群が生成し、炭化
物とフェライトとともに共存する。針状オーステナイト
は無拡散（マルテンサイト型）逆変態によって生成する
ため転位を多量に持ち、高強度化に寄与する。更にＡｃ
3 点−４０℃〜Ａｃ3 点＋４０℃に加熱されると針状オ
ーステナイト群は面積を増し、無拡散型逆変態γ粒を形
成し、これが高温まで安定保持され、且つ拡散型逆変態
γ粒との混合したオーステナイト組織となり、この温度
域から焼入れとより一層多くの転位が導入されたマルテ
ンサイト組織となり、超高張力鋼化が達成できる。
【００１７】更に、Ａｃ3 点＋４０℃以上の温度に加熱
した場合、焼入れ後の強化に寄与する無拡散型逆変態γ
粒が一般的な拡散型逆変態γ粒に変化し、鋼板の強度が
低下する。従って、再加熱焼入れ温度はＡｃ3 点−４０
℃〜Ａｃ3 点＋４０℃の範囲内で無拡散型逆変態γ粒の
安定化のためには、好ましくはＡｃ3 点±２０℃の範囲
にすることが望ましい。
した場合、焼入れ後の強化に寄与する無拡散型逆変態γ
粒が一般的な拡散型逆変態γ粒に変化し、鋼板の強度が
低下する。従って、再加熱焼入れ温度はＡｃ3 点−４０
℃〜Ａｃ3 点＋４０℃の範囲内で無拡散型逆変態γ粒の
安定化のためには、好ましくはＡｃ3 点±２０℃の範囲
にすることが望ましい。
【００１８】再加熱時の加熱速度は、１２０℃／ｍｉｎ
以下の加熱速度とすることも本発明の特徴の一つであ
る。図２は０．０６％Ｃ−９．９％Ｎｉ−１．０％Ｍｏ
−０．１％Ｖ組成の鋼片を１１５０℃加熱−圧延−空冷
した後、再加熱焼入れ温度７９０℃までの加熱速度を変
化させ、その後５４０℃焼戻し処理した鋼板の降伏強度
の試験結果を示す。加熱速度が遅くなるほど強度が向上
することが分かる。一般に、無拡散型逆変態γは急速加
熱した場合に生成することが報告されているが、Ｎｉを
多量に含有した本成分鋼においては、急速加熱しなくと
も無拡散型逆変態γが生成し、しかも、従来の常識とは
逆に１２０℃／ｍｉｎ以下の加熱速度にした方が鋼の高
強度化に有利であるという新知見を得た。この原因につ
いて詳細検討した結果、徐加熱過程で析出してくるＭ
ｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂなどの炭・窒化物により、一旦生成
した無拡散型逆変態γの安定性が増加し、強化に寄与す
る無拡散型逆変態γ粒の面積率が高くなっていることに
起因することが分かった。
以下の加熱速度とすることも本発明の特徴の一つであ
る。図２は０．０６％Ｃ−９．９％Ｎｉ−１．０％Ｍｏ
−０．１％Ｖ組成の鋼片を１１５０℃加熱−圧延−空冷
した後、再加熱焼入れ温度７９０℃までの加熱速度を変
化させ、その後５４０℃焼戻し処理した鋼板の降伏強度
の試験結果を示す。加熱速度が遅くなるほど強度が向上
することが分かる。一般に、無拡散型逆変態γは急速加
熱した場合に生成することが報告されているが、Ｎｉを
多量に含有した本成分鋼においては、急速加熱しなくと
も無拡散型逆変態γが生成し、しかも、従来の常識とは
逆に１２０℃／ｍｉｎ以下の加熱速度にした方が鋼の高
強度化に有利であるという新知見を得た。この原因につ
いて詳細検討した結果、徐加熱過程で析出してくるＭ
ｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂなどの炭・窒化物により、一旦生成
した無拡散型逆変態γの安定性が増加し、強化に寄与す
る無拡散型逆変態γ粒の面積率が高くなっていることに
起因することが分かった。
【００１９】次に、再加熱焼入処理された鋼板は、その
後Ａｃ1 点以下の温度で焼戻し処理する。Ａｃ1 点を超
えた温度では不安定オーステナイトの生成により強度及
び靱性が低下する。従って、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ等の微細析
出により十分に析出強化させ、高強度・高靱性を得るた
め焼戻し温度をＡｃ1 点以下と限定する。このような製
造工程で得られた鋼は、低炭素にも拘らず超高張力、高
靱性が得られ、且つ、超高張力鋼の耐応力腐食割れ性、
特に溶接熱影響部の特性が著しく改善される。
後Ａｃ1 点以下の温度で焼戻し処理する。Ａｃ1 点を超
えた温度では不安定オーステナイトの生成により強度及
び靱性が低下する。従って、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ等の微細析
出により十分に析出強化させ、高強度・高靱性を得るた
め焼戻し温度をＡｃ1 点以下と限定する。このような製
造工程で得られた鋼は、低炭素にも拘らず超高張力、高
靱性が得られ、且つ、超高張力鋼の耐応力腐食割れ性、
特に溶接熱影響部の特性が著しく改善される。
【００２０】
【実施例】表１に示す組成を有する鋼を溶製して得た鋼
片を、表２に示す本発明法と比較法の各々の製造条件に
基づいて板厚２０〜８０ｍｍ鋼板に製造した。これらに
ついて母材の機械的性質及び母材部及び溶接熱影響部の
ＫＩｓｃｃ値（耐応力腐食割れ性に対する限界破壊靱性
値）を調査した。溶接は入熱２５ｋＪ／ｃｍでティグ溶
接で溶接を行なった。これら表１の化学組成を有する鋼
と、表２で示す製造条件とによって得られた母材の機械
的性質および３．５％ＮａＣｌの人工海水中でのＡＳＴ
Ｍ Ｅ ３９９に示される試験片を使った母材部及び溶
接熱影響部のＫＩｓｃｃ試験結果を表３に示す。表中の
太い下線の部分は、発明範囲をはずれる箇所および特性
が不十分なものを示す。
片を、表２に示す本発明法と比較法の各々の製造条件に
基づいて板厚２０〜８０ｍｍ鋼板に製造した。これらに
ついて母材の機械的性質及び母材部及び溶接熱影響部の
ＫＩｓｃｃ値（耐応力腐食割れ性に対する限界破壊靱性
値）を調査した。溶接は入熱２５ｋＪ／ｃｍでティグ溶
接で溶接を行なった。これら表１の化学組成を有する鋼
と、表２で示す製造条件とによって得られた母材の機械
的性質および３．５％ＮａＣｌの人工海水中でのＡＳＴ
Ｍ Ｅ ３９９に示される試験片を使った母材部及び溶
接熱影響部のＫＩｓｃｃ試験結果を表３に示す。表中の
太い下線の部分は、発明範囲をはずれる箇所および特性
が不十分なものを示す。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】本発明例（本発明鋼と本発明法との組合わ
せた１−Ａ〜１２−Ｏ）においては、母材の機械的性質
は高強度、高靱性であり、且つ本発明の意図する耐応力
腐食割れ性も母材および溶接熱影響部共に十分に高いＫ
Ｉｓｃｃ値である。これに対し、本発明法であっても本
発明により限定された化学組成範囲を逸脱した比較鋼
（Ｐ〜Ｖ）と組合わせた比較例においては、例１６−
Ｐ，１７−ＱではそれぞれＭｏ量及びＶ量が低いため無
拡散型逆変態γ粒が生成されず、且つ析出強化も小さく
強度が不十分である。例１８−ＲはＮｉ量が低いため無
拡散型逆変態γ粒が生成されず強度が不十分である。例
１９−Ｓ，２０−Ｔは、それぞれＭｎ量及びＣとＭｎ量
共に高いため靱性及び母材，溶接熱影響部のＫＩｓｃｃ
値が低くなっている。例２１−ＵではＣ量とＮｉ量が高
いため靱性と溶接熱影響部のＫＩｓｃｃ値が低くなって
いる。例２２−Ｖは、Ｃ量が高いため溶接熱影響部のＫ
Ｉｓｃｃ値が低くなっている。
せた１−Ａ〜１２−Ｏ）においては、母材の機械的性質
は高強度、高靱性であり、且つ本発明の意図する耐応力
腐食割れ性も母材および溶接熱影響部共に十分に高いＫ
Ｉｓｃｃ値である。これに対し、本発明法であっても本
発明により限定された化学組成範囲を逸脱した比較鋼
（Ｐ〜Ｖ）と組合わせた比較例においては、例１６−
Ｐ，１７−ＱではそれぞれＭｏ量及びＶ量が低いため無
拡散型逆変態γ粒が生成されず、且つ析出強化も小さく
強度が不十分である。例１８−ＲはＮｉ量が低いため無
拡散型逆変態γ粒が生成されず強度が不十分である。例
１９−Ｓ，２０−Ｔは、それぞれＭｎ量及びＣとＭｎ量
共に高いため靱性及び母材，溶接熱影響部のＫＩｓｃｃ
値が低くなっている。例２１−ＵではＣ量とＮｉ量が高
いため靱性と溶接熱影響部のＫＩｓｃｃ値が低くなって
いる。例２２−Ｖは、Ｃ量が高いため溶接熱影響部のＫ
Ｉｓｃｃ値が低くなっている。
【００２５】次に、本発明鋼であっても本発明法の範囲
を逸脱した比較法（２３〜２９）と組合わせた比較例に
おいては、例２３−Ｄ，２８−Ｊは再加熱焼入れ処理の
加熱速度が速いため無拡散型逆変態γ粒が不安定となり
拡散型逆変態γ粒が増加し強度が不十分である。例２４
−Ｄは再加熱焼入れ温度が低いため、針状γ群間にフェ
ライトが多く残存しているため強度と靱性が低下してい
る。例２５−Ｂ，２７−Ｆは鋼片加熱温度が低いため炭
化物の粗大未溶解析出物の存在及び析出強化が小さく、
強度と靱性が不十分である。例２６−Ｂ，２９−Ｌは再
加熱焼入れ温度が高いため拡散型逆変態γ粒が生成し強
度が不十分であり、更に母材のＫＩｓｃｃ値が若干低下
している。
を逸脱した比較法（２３〜２９）と組合わせた比較例に
おいては、例２３−Ｄ，２８−Ｊは再加熱焼入れ処理の
加熱速度が速いため無拡散型逆変態γ粒が不安定となり
拡散型逆変態γ粒が増加し強度が不十分である。例２４
−Ｄは再加熱焼入れ温度が低いため、針状γ群間にフェ
ライトが多く残存しているため強度と靱性が低下してい
る。例２５−Ｂ，２７−Ｆは鋼片加熱温度が低いため炭
化物の粗大未溶解析出物の存在及び析出強化が小さく、
強度と靱性が不十分である。例２６−Ｂ，２９−Ｌは再
加熱焼入れ温度が高いため拡散型逆変態γ粒が生成し強
度が不十分であり、更に母材のＫＩｓｃｃ値が若干低下
している。
【００２６】
【発明の効果】本発明の成分範囲及び製造法の組み合わ
せにより、良好な低温靱性を有し、且つ溶接熱影響部の
耐応力腐食割れ性に優れた降伏強度１０８０ＭＰａ以上
の超高張力鋼が、安定して製造・供給できるようにな
り、深海で使用される容器や装置の信頼性を著しく向上
することが可能となった。
せにより、良好な低温靱性を有し、且つ溶接熱影響部の
耐応力腐食割れ性に優れた降伏強度１０８０ＭＰａ以上
の超高張力鋼が、安定して製造・供給できるようにな
り、深海で使用される容器や装置の信頼性を著しく向上
することが可能となった。
【図１】鋼材のＭｎ量と応力腐食割れ性の関係を示す図
表、
表、
【図２】再加熱時の加熱速度と降伏強度の関係を示す図
表である。
表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山場 良太 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 (72)発明者 小関 智也 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者 中川 一郎 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０４〜０．０９％ Ｓｉ：０．０１〜０．１０％ Ｍｎ：０．０５〜０．６５％ Ｎｉ：８．０〜１１．０％ Ｍｏ：０．５〜１．５％ Ｃｒ：０．２〜１．５％ Ｖ ：０．０２〜０．２０％ Ａｌ：０．０１〜０．０８％ を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片
を、１０００〜１２５０℃の間に加熱し、Ａｒ′点温度
以上まで仕上げる熱間圧延を施した後、空冷し、その後
更に、１２０℃／ｍｉｎ以下の加熱速度でＡｃ3 点−４
０℃〜Ａｃ3 点＋４０℃の温度域に、再加熱した後、焼
入れ処理を行ない、続いてＡｃ1 点以下の温度で焼戻し
処理することを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた超
高張力鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０４〜０．０９％ Ｓｉ：０．０１〜０．１０％ Ｍｎ：０．０５〜０．６５％ Ｎｉ：８．０〜１１．０％ Ｍｏ：０．５〜１．５％ Ｃｒ：０．２〜１．５％ Ｖ ：０．０２〜０．２０％ Ａｌ：０．０１〜０．０８％ を含有し、更に Ｃｕ：０．２〜１．５％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ からなる強度改善元素群、又は介在物形態制御作用のあ
る Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％ の一種又は二種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不
純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃の間に加熱
し、Ａｒ´点温度以上までで仕上げる熱間圧延を施した
後、空冷し、その後更に、１２０℃／ｍｉｎ以下の加熱
温度でＡｃ3 点−４０℃〜Ａｃ3 点＋４０℃の温度域
に、再加熱した後、焼入れ処理を行ない、続いてＡｃ1
点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする耐応力
腐食割れ性に優れた超高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4268377A JP2562771B2 (ja) | 1992-10-07 | 1992-10-07 | 耐応力腐食割れ性に優れた超高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4268377A JP2562771B2 (ja) | 1992-10-07 | 1992-10-07 | 耐応力腐食割れ性に優れた超高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06116637A true JPH06116637A (ja) | 1994-04-26 |
| JP2562771B2 JP2562771B2 (ja) | 1996-12-11 |
Family
ID=17457650
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4268377A Expired - Lifetime JP2562771B2 (ja) | 1992-10-07 | 1992-10-07 | 耐応力腐食割れ性に優れた超高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2562771B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20150074985A (ko) | 2013-12-24 | 2015-07-02 | 주식회사 포스코 | 내절단 균열성이 우수한 고장력강 및 그 제조방법 |
| JP2019081931A (ja) * | 2017-10-31 | 2019-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | 靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-10-07 JP JP4268377A patent/JP2562771B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20150074985A (ko) | 2013-12-24 | 2015-07-02 | 주식회사 포스코 | 내절단 균열성이 우수한 고장력강 및 그 제조방법 |
| JP2019081931A (ja) * | 2017-10-31 | 2019-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | 靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2562771B2 (ja) | 1996-12-11 |
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