JPH0794687B2 - 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法 - Google Patents
高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH0794687B2 JPH0794687B2 JP1077097A JP7709789A JPH0794687B2 JP H0794687 B2 JPH0794687 B2 JP H0794687B2 JP 1077097 A JP1077097 A JP 1077097A JP 7709789 A JP7709789 A JP 7709789A JP H0794687 B2 JPH0794687 B2 JP H0794687B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- toughness
- rolling
- less
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 49
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 48
- 238000005336 cracking Methods 0.000 title claims description 20
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 18
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 title claims description 16
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 title claims description 16
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 23
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 19
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 15
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 11
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 11
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 3
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 12
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 12
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 11
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 10
- 239000000463 material Substances 0.000 description 10
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 10
- 238000000034 method Methods 0.000 description 9
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 238000012733 comparative method Methods 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 239000013535 sea water Substances 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 2
- 239000002970 Calcium lactobionate Substances 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018054 Ni-Cu Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018481 Ni—Cu Inorganic materials 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000010779 crude oil Substances 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
-
- 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
-
- 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
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
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)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靱性
にすぐれた降伏強さが70kgf/mm2以上で、引張強さが80k
gf/mm2以上の高張力鋼の製造方法に関するものである。
にすぐれた降伏強さが70kgf/mm2以上で、引張強さが80k
gf/mm2以上の高張力鋼の製造方法に関するものである。
（従来の技術） 近年エネルギー需要が益々増加の傾向にあり、海底資源
開発につながる海洋構造物および海底調査作業船の建造
あるいは、エネルギー源を貯蔵する圧力容器の建造等、
エネルギー関連の溶接鋼構造物の建造が活発化してい
る。これらに使用される構造物は、大型化して使用鋼材
が厚肉となり、より安全性確保が重要課題である。
開発につながる海洋構造物および海底調査作業船の建造
あるいは、エネルギー源を貯蔵する圧力容器の建造等、
エネルギー関連の溶接鋼構造物の建造が活発化してい
る。これらに使用される構造物は、大型化して使用鋼材
が厚肉となり、より安全性確保が重要課題である。
したがって、これら構造物などに使用される鋼材には、
構造上、高溶接性でかつ高靱性が要求されており、さら
に海水および原油等の使用環境条件において、耐応力腐
食割れ性を具備することが望まれている。
構造上、高溶接性でかつ高靱性が要求されており、さら
に海水および原油等の使用環境条件において、耐応力腐
食割れ性を具備することが望まれている。
従来降伏強さが70kgf/mm2以上で、引張強さが80kgf/mm2
以上の溶接性に優れた高張力鋼（以下HT80と呼ぶ）の製
造方法として、Ｂ（ボロン）を微量添加してその焼入性
向上効果を利用する方法がある。すなわち、溶接性の指
標の一つである炭素当量を低減させるために、Ｃ、Ni,C
r,Mo等の焼入性増加元素の必要以上の添加をさけ、その
代りＢの焼入性を最大に発揮させるため、Al−Ｂ処理あ
るいは低Ｎ化処理を施し、通常の再加熱焼入れ焼戻し法
あるいは圧延後直接焼入れ焼戻し法によって製造されて
いる。例えば、特公昭60-25494号の「ボロン含有低合金
調質型高張力鋼板の製造法」、特公昭60-20461号の「高
強度高靱性を有する厚肉高張力鋼板」がある。この焼入
れ焼戻し処理により得られる組織が、焼戻しマルテンサ
イトあるいは焼戻し下部ベイナイト組織であるため、高
強度と高靱性が達成されている。
以上の溶接性に優れた高張力鋼（以下HT80と呼ぶ）の製
造方法として、Ｂ（ボロン）を微量添加してその焼入性
向上効果を利用する方法がある。すなわち、溶接性の指
標の一つである炭素当量を低減させるために、Ｃ、Ni,C
r,Mo等の焼入性増加元素の必要以上の添加をさけ、その
代りＢの焼入性を最大に発揮させるため、Al−Ｂ処理あ
るいは低Ｎ化処理を施し、通常の再加熱焼入れ焼戻し法
あるいは圧延後直接焼入れ焼戻し法によって製造されて
いる。例えば、特公昭60-25494号の「ボロン含有低合金
調質型高張力鋼板の製造法」、特公昭60-20461号の「高
強度高靱性を有する厚肉高張力鋼板」がある。この焼入
れ焼戻し処理により得られる組織が、焼戻しマルテンサ
イトあるいは焼戻し下部ベイナイト組織であるため、高
強度と高靱性が達成されている。
一方、Ｂを使用しない高強度鋼を製造する方法として
は、Cuの析出硬化を利用したNi-Cu鋼（ASTM規格の710
鋼）が知られており、再加熱焼入れ焼戻し法あるいは再
加熱焼準焼戻し法によって製造され、引張強さ60kgf/mm
2級の高張力鋼に適用されている。
は、Cuの析出硬化を利用したNi-Cu鋼（ASTM規格の710
鋼）が知られており、再加熱焼入れ焼戻し法あるいは再
加熱焼準焼戻し法によって製造され、引張強さ60kgf/mm
2級の高張力鋼に適用されている。
（発明が解決しようとする課題） しかしＢの焼入性向上効果を利用する方法は、確かにC,
Ni,Cr,Mo等の元素が低減でき、溶接前の予熱温度を下げ
ても割れが発生しないなど溶接性は向上するが、溶接時
の予熱を完全に省略するまでは至っていない。また小入
熱溶接においては、Ｂの焼入性向上効果により溶接熱影
響部（Heat Affected Zone:HAZ）の硬さが上昇し、応力
腐食割れ感受性を高めたりする欠点があった。さらに厚
肉材においては、表層下から1/4t部はＢによる焼入性向
上によりマルテンサイト、あるいは下部ベイナイト組織
が得られるが、板厚中心部においては、上部ベイナイト
組織の生成により十分な靱性が得られているとは言えな
い。
Ni,Cr,Mo等の元素が低減でき、溶接前の予熱温度を下げ
ても割れが発生しないなど溶接性は向上するが、溶接時
の予熱を完全に省略するまでは至っていない。また小入
熱溶接においては、Ｂの焼入性向上効果により溶接熱影
響部（Heat Affected Zone:HAZ）の硬さが上昇し、応力
腐食割れ感受性を高めたりする欠点があった。さらに厚
肉材においては、表層下から1/4t部はＢによる焼入性向
上によりマルテンサイト、あるいは下部ベイナイト組織
が得られるが、板厚中心部においては、上部ベイナイト
組織の生成により十分な靱性が得られているとは言えな
い。
本発明は、上記課題を解決した高溶接性、耐応力腐食割
れ性および低温靱性にすぐれたHT80鋼の製造方法を提供
する。
れ性および低温靱性にすぐれたHT80鋼の製造方法を提供
する。
（課題を解決するための手段） 本発明者らは、高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温
靱性に優れた厚肉HT80鋼を開発することを目的に、鋼お
よびその製造方法について種々実験した結果、低炭素鋼
でも溶接HAZ硬さにはＢが著しく影響し、Ｂを0.0002％
以下（実質的にＢ無添加）とし、更にＣを0.05％以下と
して、これを組合わせることにより著しく溶接HAZ硬さ
が低下できることを知見した。
靱性に優れた厚肉HT80鋼を開発することを目的に、鋼お
よびその製造方法について種々実験した結果、低炭素鋼
でも溶接HAZ硬さにはＢが著しく影響し、Ｂを0.0002％
以下（実質的にＢ無添加）とし、更にＣを0.05％以下と
して、これを組合わせることにより著しく溶接HAZ硬さ
が低下できることを知見した。
又、更に、低ＣでかつＢ無添加をベースにした厚肉材の
板厚方向に対し、均一な高強度高靱性を得るには、上部
ベイナイト組織が生成されても細粒化とCuによる析出硬
化を利用することが有効であり、加熱、圧延、冷却、熱
処理方法などを組合わせることにより目的の鋼が製造で
きることを知見した。
板厚方向に対し、均一な高強度高靱性を得るには、上部
ベイナイト組織が生成されても細粒化とCuによる析出硬
化を利用することが有効であり、加熱、圧延、冷却、熱
処理方法などを組合わせることにより目的の鋼が製造で
きることを知見した。
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、重量％でC;0.02〜0.05％,Si;0.02〜0.5％,M
n;0.4〜1.5％,Ni;0.5〜4.0％,Mo;0.20〜1.50％,Ti;0.00
5〜0.03％,Al;0.01〜0.08％,B;0.0002％以下,Cu;0.5〜
2.0％,N;0.01％以下を含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼片、あるいは、更にCr;0.05〜1.0％,
V;0.005〜0.10％,Nb:0.005〜0.05％，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;0.0050％以
下の一種又は二種以上を含有する鋼片を900℃〜1000℃
に加熱し、ついで熱間圧延においてオーステナイトが再
結晶する温度域で圧下率30〜70％、引続きオーステナイ
トが再結晶しない温度域で圧下率20〜60％となるように
圧延を行なった後Ar3点以上の温度から水冷を開始し、2
50℃以下の温度で停止する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を行なって製造する方法
である。
の要旨は、重量％でC;0.02〜0.05％,Si;0.02〜0.5％,M
n;0.4〜1.5％,Ni;0.5〜4.0％,Mo;0.20〜1.50％,Ti;0.00
5〜0.03％,Al;0.01〜0.08％,B;0.0002％以下,Cu;0.5〜
2.0％,N;0.01％以下を含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼片、あるいは、更にCr;0.05〜1.0％,
V;0.005〜0.10％,Nb:0.005〜0.05％，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;0.0050％以
下の一種又は二種以上を含有する鋼片を900℃〜1000℃
に加熱し、ついで熱間圧延においてオーステナイトが再
結晶する温度域で圧下率30〜70％、引続きオーステナイ
トが再結晶しない温度域で圧下率20〜60％となるように
圧延を行なった後Ar3点以上の温度から水冷を開始し、2
50℃以下の温度で停止する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を行なって製造する方法
である。
（作用） 以下本発明を、作用とともに詳細に説明する。
まず、本発明に適用する鋼を上記のような鋼成分に限定
した理由を述べる。
した理由を述べる。
C;Cは焼入性を向上させ強度を容易に上昇させるのに有
効な元素である。反面、本発明の目的である高溶接性お
よび耐応力腐食割れ性に対しては、影響を与える元素で
ある。すなわち第１図に示すように、特にＢなし（≦0.
0002％）の場合に、Ｃを0.05％以下とする時に溶接HAZ
硬さが著しく低下する。又Ｃが0.05％を超えると溶接HA
Zが硬化し、溶接性が低下すると共に応力腐食割れ感受
性も高める。又、Ｃが0.02％未満であると強度が得られ
ない。したがって、Ｃ含有量の範囲を0.02〜0.05％とし
た。
効な元素である。反面、本発明の目的である高溶接性お
よび耐応力腐食割れ性に対しては、影響を与える元素で
ある。すなわち第１図に示すように、特にＢなし（≦0.
0002％）の場合に、Ｃを0.05％以下とする時に溶接HAZ
硬さが著しく低下する。又Ｃが0.05％を超えると溶接HA
Zが硬化し、溶接性が低下すると共に応力腐食割れ感受
性も高める。又、Ｃが0.02％未満であると強度が得られ
ない。したがって、Ｃ含有量の範囲を0.02〜0.05％とし
た。
Si;Siは製鋼上不可避な元素であり、0.02％は鋼中に含
まれることになるが、0.5％以上になると母材靱性、溶
接性およびHAZ靱性を低下させるため、Siの含有量を0.0
2〜0.5％とした。
まれることになるが、0.5％以上になると母材靱性、溶
接性およびHAZ靱性を低下させるため、Siの含有量を0.0
2〜0.5％とした。
Mn;Mnは焼入性を向上させ強度、靱性確保に有効である
が、1.5％以上では焼戻し脆性が大きくなり低温靱性が
劣化し、更に0.4％未満では強度および靱性が低下す
る。したがって、Mnの含有量を0.4〜1.5％とした。
が、1.5％以上では焼戻し脆性が大きくなり低温靱性が
劣化し、更に0.4％未満では強度および靱性が低下す
る。したがって、Mnの含有量を0.4〜1.5％とした。
Cu;CuはHAZ靱性を損なわずに強度を上昇させることが可
能で、本発明の重要な元素である。低Ｃをベースにした
本発明鋼においては、焼入性の低下を補うため、焼入処
理後の焼戻し処理において、Cuの析出硬化により強度を
確保することから0.5％以上必要である。しかし2.0％以
上添加しても強度は飽和し、かえって靱性の低下をきた
すため2.0％を上限とした。
能で、本発明の重要な元素である。低Ｃをベースにした
本発明鋼においては、焼入性の低下を補うため、焼入処
理後の焼戻し処理において、Cuの析出硬化により強度を
確保することから0.5％以上必要である。しかし2.0％以
上添加しても強度は飽和し、かえって靱性の低下をきた
すため2.0％を上限とした。
Ni;Niは鋼の低温靱性の向上および焼入性を高めて強度
を向上させると共に、熱間割れおよび溶接高温割れ防止
にも効果がある。特に本発明においては、Niは焼入処理
時、細粒ベイナイト組織を生成させるためであり、低温
靱性付与の面から0.5％以上必要である。しかし4.0％を
超えると溶接性の低下を招くこと、および高価な元素で
あるため4.0％を上限とした。
を向上させると共に、熱間割れおよび溶接高温割れ防止
にも効果がある。特に本発明においては、Niは焼入処理
時、細粒ベイナイト組織を生成させるためであり、低温
靱性付与の面から0.5％以上必要である。しかし4.0％を
超えると溶接性の低下を招くこと、および高価な元素で
あるため4.0％を上限とした。
Mo;Moは焼入性向上による強度確保、および焼戻し脆性
を防止するために有効な元素である。又Cuと同様に、本
発明の重要な元素である。すなわち、Moは未再結晶温度
域を拡大するので、Cu析出サイトとして転位密度を増加
することができ、よりCuの析出硬化を増大させることが
できる。しかし0.2％未満では、未再結晶温度域の拡大
効果が小さく、目標とする強度，靱性が得られず、又1.
5％を超えると粗大なMo2C等の炭化物が増加して靱性を
低下させ、又溶接熱影響部を著しく硬化させる。
を防止するために有効な元素である。又Cuと同様に、本
発明の重要な元素である。すなわち、Moは未再結晶温度
域を拡大するので、Cu析出サイトとして転位密度を増加
することができ、よりCuの析出硬化を増大させることが
できる。しかし0.2％未満では、未再結晶温度域の拡大
効果が小さく、目標とする強度，靱性が得られず、又1.
5％を超えると粗大なMo2C等の炭化物が増加して靱性を
低下させ、又溶接熱影響部を著しく硬化させる。
Ti;Tiはオーステナイト粒の粗大化を防ぎ、かつHAZ靱性
向上の面から不可欠な元素である。本発明では板厚中心
部の靱性を確保するため、厚板圧延を行なう前の鋼片加
熱時のオーステナイト粒の細粒化が必須であり、そのた
めTi/Nで2.0〜3.4になるようにTiを添加する。その量は
Ｎ量にもよるが、0.005％未満では細粒化効果が小さ
く、又0.03％を超えると、かえって母材靱性およびHAZ
靱性を低下させる。したがって、Tiの含有量を0.005〜
0.03％とした。
向上の面から不可欠な元素である。本発明では板厚中心
部の靱性を確保するため、厚板圧延を行なう前の鋼片加
熱時のオーステナイト粒の細粒化が必須であり、そのた
めTi/Nで2.0〜3.4になるようにTiを添加する。その量は
Ｎ量にもよるが、0.005％未満では細粒化効果が小さ
く、又0.03％を超えると、かえって母材靱性およびHAZ
靱性を低下させる。したがって、Tiの含有量を0.005〜
0.03％とした。
Al;Alは脱酸のために必要な元素であると同時に、鋼片
加熱時に窒化物を形成し、オーステナイト粒の細粒化に
有効である。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大し靱性を阻
害する。
加熱時に窒化物を形成し、オーステナイト粒の細粒化に
有効である。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大し靱性を阻
害する。
N;NはTiと結合して炭窒化物を形成し、オーステナイト
粒の粗大化防止に効果がある。しかしＮ量が多くなる
と、HAZ靱性を劣化させるため上限を0.01％とした。
粒の粗大化防止に効果がある。しかしＮ量が多くなる
と、HAZ靱性を劣化させるため上限を0.01％とした。
B;Bは溶接HAZ部を硬化させ、溶接割れ性，硬化性および
耐応力腐食割れ性を低下させるため、本発明においては
最も有害な元素である。特に小入熱溶接においては、第
２図に示すごとく、0.0002％を超えるとHAZ部を著しく
硬化させる。したがって、その含有量を0.0002％以下と
した。
耐応力腐食割れ性を低下させるため、本発明においては
最も有害な元素である。特に小入熱溶接においては、第
２図に示すごとく、0.0002％を超えるとHAZ部を著しく
硬化させる。したがって、その含有量を0.0002％以下と
した。
本発明では、上記基本成分の他に、Cr,V,NbおよびCaの
一種または二種以上を添加する。Cr,V,Nb成分は、鋼の
強度を向上させるという均等的作用をもつもので、所要
の効果を確保するためにはそれぞれ含有下限量をCr;0.0
5％,V;0.005％,Nb;0.005％とする必要がある。しかし、
それぞれCr;1.0％,V;0.10％,Nb;0.05％を超えて含有さ
せると、溶接硬化性が増大し応力腐食割れ感受性を高め
たり溶接HAZ−靱性が低下するため、上記の通り限定す
る。
一種または二種以上を添加する。Cr,V,Nb成分は、鋼の
強度を向上させるという均等的作用をもつもので、所要
の効果を確保するためにはそれぞれ含有下限量をCr;0.0
5％,V;0.005％,Nb;0.005％とする必要がある。しかし、
それぞれCr;1.0％,V;0.10％,Nb;0.05％を超えて含有さ
せると、溶接硬化性が増大し応力腐食割れ感受性を高め
たり溶接HAZ−靱性が低下するため、上記の通り限定す
る。
Ca;Caは非金属介在物の球状化に有効であり、靱性の異
方性を小さくする効果がある。又溶接後残部留応力除去
焼鈍による割れ防止に効果を発揮する。しかし0.0050％
を超えると、介在物増加により靱性を低下させる。
方性を小さくする効果がある。又溶接後残部留応力除去
焼鈍による割れ防止に効果を発揮する。しかし0.0050％
を超えると、介在物増加により靱性を低下させる。
上記の成分の他に、不可避的不純物としてP,S等は本発
明の特性である靱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≦0.010
％,S≦0.005％である。
明の特性である靱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≦0.010
％,S≦0.005％である。
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、Cuの
析出硬化を十分に発揮させ、更に厚肉材の板厚方向の靱
性を均一高靱性化させるには、製造方法が適切でなけれ
ばならない。ここで鋼片の加熱、圧延、冷却、焼戻し条
件の限定理由について説明する。
る。すなわち上記のような鋼成分組成であっても、Cuの
析出硬化を十分に発揮させ、更に厚肉材の板厚方向の靱
性を均一高靱性化させるには、製造方法が適切でなけれ
ばならない。ここで鋼片の加熱、圧延、冷却、焼戻し条
件の限定理由について説明する。
まず上記成分組成の鋼片を、900℃〜1000℃に加熱し熱
間圧延を行なう。本発明においては、鋼の厚肉材の板厚
中心部の靱性の確保のため、上部ベイナイト組織が生成
しても十分なほど細粒化を行ない、高靱性化をはかる。
それにはまず、加熱オーステナイト粒を細粒化する必要
がある。一方目標強度を得るため、この加熱温度におい
てもCuおよびMo等が十分に固溶化され、焼戻し処理でCu
およびMo析出物による析出硬化が十分に行われることが
必要である。この両者を満足する加熱温度として、900
℃未満の低い温度ではこの固溶化作用が十分でなく、特
にM6C等の未溶解析出物の存在は、焼戻し処理の際の十
分な析出硬化を期待出来なくすると共に、靱性低下の原
因ともなる。一方1000℃を超える温度では、加熱オース
テナイト粒が粗大化し、その後の制御圧延によってもオ
ーステナイト粒が細粒化しにくく、上部ベイナイト組織
が高靱性化されない。したがって鋼片の加熱温度を900
〜1000℃とした。
間圧延を行なう。本発明においては、鋼の厚肉材の板厚
中心部の靱性の確保のため、上部ベイナイト組織が生成
しても十分なほど細粒化を行ない、高靱性化をはかる。
それにはまず、加熱オーステナイト粒を細粒化する必要
がある。一方目標強度を得るため、この加熱温度におい
てもCuおよびMo等が十分に固溶化され、焼戻し処理でCu
およびMo析出物による析出硬化が十分に行われることが
必要である。この両者を満足する加熱温度として、900
℃未満の低い温度ではこの固溶化作用が十分でなく、特
にM6C等の未溶解析出物の存在は、焼戻し処理の際の十
分な析出硬化を期待出来なくすると共に、靱性低下の原
因ともなる。一方1000℃を超える温度では、加熱オース
テナイト粒が粗大化し、その後の制御圧延によってもオ
ーステナイト粒が細粒化しにくく、上部ベイナイト組織
が高靱性化されない。したがって鋼片の加熱温度を900
〜1000℃とした。
次に熱間圧延において、オーステナイトが再結晶する温
度域で圧下率30〜70％、引続きオーステナイトが再結晶
しない温度域（未再結晶温度域）で圧下率20〜60％とな
るように圧延しなければならない理由について説明す
る。
度域で圧下率30〜70％、引続きオーステナイトが再結晶
しない温度域（未再結晶温度域）で圧下率20〜60％とな
るように圧延しなければならない理由について説明す
る。
これはオーステナイト粒の細粒化に加え、オーステナイ
ト粒内に変形帯を形成させて転位密度を増加させ、焼戻
し時に析出物を転位に優先的に析出させて効果的な析出
強化を得るためである。ここで再結晶する温度域の圧下
率を小さくし、未再結晶温度域の圧下率を高くすると、
オーステナイト粒の細粒化が不十分となり、粗大な伸長
オーステナイト粒が形成され、強度、靱性の異方性が著
しく増し、応力腐食割れ感受性を高める。一方再結晶温
度域の圧下率を高くして、未再結晶温度域の圧下率を低
くすると、オーステナイト粒は細粒化されるがオーステ
ナイト粒内に変形帯の形成が不十分となり析出強化も不
十分となる。
ト粒内に変形帯を形成させて転位密度を増加させ、焼戻
し時に析出物を転位に優先的に析出させて効果的な析出
強化を得るためである。ここで再結晶する温度域の圧下
率を小さくし、未再結晶温度域の圧下率を高くすると、
オーステナイト粒の細粒化が不十分となり、粗大な伸長
オーステナイト粒が形成され、強度、靱性の異方性が著
しく増し、応力腐食割れ感受性を高める。一方再結晶温
度域の圧下率を高くして、未再結晶温度域の圧下率を低
くすると、オーステナイト粒は細粒化されるがオーステ
ナイト粒内に変形帯の形成が不十分となり析出強化も不
十分となる。
以上の理由から、必要な圧下率を再結晶温度域で30〜70
％、未再結晶温度域で20〜60％とした。
％、未再結晶温度域で20〜60％とした。
又圧延後Ar3点以上の温度から水冷を開始し、250℃以下
の温度で停止する焼入れ処理を行なう必要がある。これ
は空冷では冷却過程でCuが析出して過時効となり、その
後焼戻し処理時に十分な析出硬化が得られないこと、お
よびフェライトが生成された組織ではHT80鋼としての強
度、靱性が得られない。したがって細粒ベイナイト組織
を得るために、水冷開始はAr3点以上とした。又水冷停
止温度が250℃を超えると、本発明の場合、焼戻し処理
における析出硬化作用が不十分となり、強度を低下させ
る。特に厚肉材においては、板厚方向の均一性が得られ
なくなる。このように熱間圧延後直接焼入れされた鋼の
オーステナイト粒は、再加熱焼入れされた鋼に比べ細粒
である。
の温度で停止する焼入れ処理を行なう必要がある。これ
は空冷では冷却過程でCuが析出して過時効となり、その
後焼戻し処理時に十分な析出硬化が得られないこと、お
よびフェライトが生成された組織ではHT80鋼としての強
度、靱性が得られない。したがって細粒ベイナイト組織
を得るために、水冷開始はAr3点以上とした。又水冷停
止温度が250℃を超えると、本発明の場合、焼戻し処理
における析出硬化作用が不十分となり、強度を低下させ
る。特に厚肉材においては、板厚方向の均一性が得られ
なくなる。このように熱間圧延後直接焼入れされた鋼の
オーステナイト粒は、再加熱焼入れされた鋼に比べ細粒
である。
熱間圧延後水冷された鋼は、その後Ac1点以下の温度で
焼戻し処理を行なう必要がある。この焼戻し処理は、Cu
およびMo等の析出物を十分に析出硬化させ、強度および
靱性を得るためである。又溶接された鋼の応力除去焼鈍
処理時の軟化を防止するためにも必要である。しかし、
Ac1点を超えた温度では、強度が著しく低下し、又更に
靱性も低下するため、Ac1点以下と限定した。
焼戻し処理を行なう必要がある。この焼戻し処理は、Cu
およびMo等の析出物を十分に析出硬化させ、強度および
靱性を得るためである。又溶接された鋼の応力除去焼鈍
処理時の軟化を防止するためにも必要である。しかし、
Ac1点を超えた温度では、強度が著しく低下し、又更に
靱性も低下するため、Ac1点以下と限定した。
このような製造工程で得られた鋼は、低炭素にもかかわ
らず板厚方向に均質な高強度，高靱性が得られ、かつ溶
接HAZ部の硬化性が著しく減少するため常温溶接が可能
であり、更に耐応力腐食割れ性も著しく改善される。
らず板厚方向に均質な高強度，高靱性が得られ、かつ溶
接HAZ部の硬化性が著しく減少するため常温溶接が可能
であり、更に耐応力腐食割れ性も著しく改善される。
（実施例） 次に本発明の実施例について説明する。
第１表に示す組成を有する鋼を溶製して得た鋼片を、第
２表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25〜150mmの鋼板に製造した。これらについて
母材の機械的性質と、更に溶接熱影響部の硬さ、及びK
ISCC値（耐応力腐食割れに対する限界破壊靱性値）を調
査した。溶接は溶接熱影響部の硬化性に大して苛酷な小
入熱17〜25KJ/cmで被覆アーク溶接で行なった。
２表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25〜150mmの鋼板に製造した。これらについて
母材の機械的性質と、更に溶接熱影響部の硬さ、及びK
ISCC値（耐応力腐食割れに対する限界破壊靱性値）を調
査した。溶接は溶接熱影響部の硬化性に大して苛酷な小
入熱17〜25KJ/cmで被覆アーク溶接で行なった。
これら第１表の化学組成を有する鋼と第２表で示す製造
条件とによって得られた機械的性質、JIS Z 3101に準拠
したHAZ最高硬さ試験結果、および3.5％の人工海水中で
のASTM E399に示される試験片を使った溶接熱影響部のK
ISCC試験結果を第３表に示す。
条件とによって得られた機械的性質、JIS Z 3101に準拠
したHAZ最高硬さ試験結果、および3.5％の人工海水中で
のASTM E399に示される試験片を使った溶接熱影響部のK
ISCC試験結果を第３表に示す。
本発明例（本発明例の鋼組成と本発明例の製造条件とを
組合わせた１−Ａ〜11−Ｋ）においては、母材の強度，
靱性は板厚方向差も小さく、十分高い値である。更にHA
Z硬さも低く、この結果、HAZ部のKISCC値も十分高い値
である。これに対し比較例12−Ｌ、13−Ｍでは、Ｃが高
くＢが添加されているために、HAZ硬さが極めて高くな
り、HAZ部のKISCC値も低い。又更に、Tiが添加されてな
いため細粒化が不十分となり、板厚方向の靱性差が生
じ、例13−Ｍは表層下部は粗粒マルテンサイト組織、1/
2t部は粗粒上部ベイナイト組織となり靱性が低下してい
る。例14−Ｎでは、Ｃが高いためHAZ硬さも高い。又Ti
が添加されてないこと、および加熱温度が高く、更に再
結晶域圧延のみのため板厚方向に靱性差が生じ、表層下
部が粗粒のマルテンサイト組織、1/2t部は粗粒の上部ベ
イナイト組織となり、靱性が低下している。例15−Ｏで
は、微量Ｂが4ppm添加されているためにHAZ硬さが高く
なり、KISCC値が低い。更に例16−Ａでは未再結晶域圧
延のみのため、伸長粗大オーステナイト粒からの上部ベ
イナイト組織となり、1/4t部でも強度、靱性が十分でな
い。
組合わせた１−Ａ〜11−Ｋ）においては、母材の強度，
靱性は板厚方向差も小さく、十分高い値である。更にHA
Z硬さも低く、この結果、HAZ部のKISCC値も十分高い値
である。これに対し比較例12−Ｌ、13−Ｍでは、Ｃが高
くＢが添加されているために、HAZ硬さが極めて高くな
り、HAZ部のKISCC値も低い。又更に、Tiが添加されてな
いため細粒化が不十分となり、板厚方向の靱性差が生
じ、例13−Ｍは表層下部は粗粒マルテンサイト組織、1/
2t部は粗粒上部ベイナイト組織となり靱性が低下してい
る。例14−Ｎでは、Ｃが高いためHAZ硬さも高い。又Ti
が添加されてないこと、および加熱温度が高く、更に再
結晶域圧延のみのため板厚方向に靱性差が生じ、表層下
部が粗粒のマルテンサイト組織、1/2t部は粗粒の上部ベ
イナイト組織となり、靱性が低下している。例15−Ｏで
は、微量Ｂが4ppm添加されているためにHAZ硬さが高く
なり、KISCC値が低い。更に例16−Ａでは未再結晶域圧
延のみのため、伸長粗大オーステナイト粒からの上部ベ
イナイト組織となり、1/4t部でも強度、靱性が十分でな
い。
同じ鋼Ｅを用いた例５−Ｅ（本発明法）と例17−Ｅ（比
較法）で製造した板厚50mm材の材質とを比較してみる
と、前者では1/2t部でも細粒の上部ベイナイト組織が生
成し、目標の性能が十分得られるが、後者では加熱温度
が高いことと、再結晶域圧延のみのため析出硬化が不十
分で粗粒の上部ベイナイト組織が生成し、目標の強度、
靱性を満足できない。例18−Ｆでは水冷停止温度が高
く、析出作用が不十分となり、強度不足である。
較法）で製造した板厚50mm材の材質とを比較してみる
と、前者では1/2t部でも細粒の上部ベイナイト組織が生
成し、目標の性能が十分得られるが、後者では加熱温度
が高いことと、再結晶域圧延のみのため析出硬化が不十
分で粗粒の上部ベイナイト組織が生成し、目標の強度、
靱性を満足できない。例18−Ｆでは水冷停止温度が高
く、析出作用が不十分となり、強度不足である。
（発明の効果） 本発明による組成範囲および製造法により、溶接硬化
性、耐応力腐食割れ性および低温靱性の優れた80kgf/mm
2級高張力鋼の製造が可能となった。その結果、現場溶
接施工能率が著しく向上し、且つ使用される環境条件に
おいても十分な安全性が確保されるものとなった。
性、耐応力腐食割れ性および低温靱性の優れた80kgf/mm
2級高張力鋼の製造が可能となった。その結果、現場溶
接施工能率が著しく向上し、且つ使用される環境条件に
おいても十分な安全性が確保されるものとなった。
第１図はＢ添加なし材およびＢ添加材の溶接HAZ部の硬
さに及ぼすＣ量の影響について示す図面、第２図は溶接
HAZ部の硬さに及ぼすＢ量について示す図面である。
さに及ぼすＣ量の影響について示す図面、第２図は溶接
HAZ部の硬さに及ぼすＢ量について示す図面である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 千葉 秀隆 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 (56)参考文献 特開 昭63−241114（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−256915（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−119215（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−77521（ＪＰ，Ａ) 日本学術振興会製鋼第19委員会編「鉄鋼 と合金元素（上）」Ｐ．137〜151（昭和41 年２月28日（株）誠文堂新光社)
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で C :0.02〜0.05％ Si:0.02〜0.5％ Mn:0.4〜1.5％ Ni:0.5〜4.0％ Mo:0.20〜1.5％ Ti:0.005〜0.03％ Al:0.01〜0.08％ B :0.0002％以下 Cu:0.5〜2.0％ N :0.01％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
を900〜1000℃に加熱し、ついで熱間圧延においてオー
ステナイトが再結晶する温度域で圧下率30〜70％、引続
きオーステナイトが再結晶しない温度域で圧下率20〜60
％となるように圧延を行った後Ar3点以上の温度から水
冷を開始し、250℃以下の温度で停止する焼入れ処理を
行い、続いてAc1点以下の温度で焼戻し処理することを
特徴とする高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靱性
にすぐれたHT80鋼の製造方法。 - 【請求項２】重量％で C :0.02〜0.05％ Si:0.02〜0.5％ Mn:0.4〜1.5％ Ni:0.5〜4.0％ Mo:0.20〜1.5％ Ti:0.005〜0.03％ Al:0.01〜0.08％ B :0.0002％以下 Cu:0.5〜2.0％ N :0.01％以下 を含有し、さらに Cr:0.05〜1.0％ V :0.005〜0.10％ Nb:0.005〜0.05％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％ の一種又は二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼片を900〜1000℃に加熱し、ついで熱
間圧延においてオーステナイトが再結晶する温度域で圧
下率30〜70％、引続きオーステナイトが再結晶しない温
度域で圧下率20〜60％となるように圧延を行った後Ar3
点以上の温度から水冷を開始し、250℃以下の温度で停
止する焼入れ処理を行い、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高溶接性、耐応力腐食割
れ性および低温靱性にすぐれたHT80鋼の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1077097A JPH0794687B2 (ja) | 1989-03-29 | 1989-03-29 | 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法 |
| DE4009971A DE4009971C2 (de) | 1989-03-29 | 1990-03-28 | Verfahren zum Herstellen hochfesten Stahls mit verbesserter Schweißbarkeit und Niedertemperaturzähigkeit |
| US07/500,939 US5061325A (en) | 1989-03-29 | 1990-03-29 | Method of producing high tension steel superior in weldability and low-temperature toughness |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1077097A JPH0794687B2 (ja) | 1989-03-29 | 1989-03-29 | 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02254120A JPH02254120A (ja) | 1990-10-12 |
| JPH0794687B2 true JPH0794687B2 (ja) | 1995-10-11 |
Family
ID=13624283
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1077097A Expired - Lifetime JPH0794687B2 (ja) | 1989-03-29 | 1989-03-29 | 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5061325A (ja) |
| JP (1) | JPH0794687B2 (ja) |
| DE (1) | DE4009971C2 (ja) |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE4033700C1 (ja) * | 1990-10-19 | 1992-02-06 | Stahlwerke Peine-Salzgitter Ag, 3150 Peine, De | |
| DE4231511A1 (de) * | 1992-09-21 | 1994-03-24 | Schott Glaswerke | Gesenke und Stempel zur Herstellung von Preßteilen aus Glas |
| CA2230396C (en) * | 1997-02-25 | 2001-11-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same |
| KR101062087B1 (ko) * | 2003-12-19 | 2011-09-02 | 엑손모빌 업스트림 리서치 캄파니 | 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법 |
| WO2006045708A1 (de) * | 2004-10-29 | 2006-05-04 | Alstom Technology Ltd | Kriechfester martensitisch-härtbarer vergütungsstahl |
| KR100711357B1 (ko) * | 2005-12-05 | 2007-04-27 | 주식회사 포스코 | 항복강도가 우수한 초고장력강 및 그 제조방법 |
| JP5110989B2 (ja) * | 2007-07-12 | 2012-12-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用厚鋼板 |
| CN103509999A (zh) * | 2012-06-20 | 2014-01-15 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低温储罐用高镍钢的制造方法 |
| CN103981348B (zh) * | 2014-04-17 | 2016-02-03 | 中国航空工业集团公司沈阳飞机设计研究所 | 一种16Co14Ni10Cr2Mo钢大型零件热处理变形控制方法 |
| CN109554608B (zh) * | 2017-09-25 | 2022-03-15 | 宝钢德盛不锈钢有限公司 | 一种超低温性能优良的奥氏体不锈钢及其制造方法 |
| CN112941405B (zh) * | 2021-01-26 | 2022-04-19 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种高韧性耐热船用球扁钢及其制备方法 |
| CN114058960B (zh) * | 2021-11-12 | 2023-03-17 | 哈尔滨工程大学 | 一种25～60mm厚1000MPa级高强度高韧性易焊接纳米钢及其制备方法 |
| CN114058790A (zh) * | 2021-11-12 | 2022-02-18 | 哈尔滨工程大学 | 一种5～25mm厚1000MPa级高强度高韧性易焊接纳米钢及其制备方法 |
| CN114058968A (zh) * | 2021-11-19 | 2022-02-18 | 鞍钢股份有限公司 | 汽车用具有抗氧化性能的高塑热成形钢及热成形工艺 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS53119215A (en) * | 1977-03-28 | 1978-10-18 | Nippon Steel Corp | Steel rolling method |
| JPS5814848B2 (ja) * | 1979-03-30 | 1983-03-22 | 新日本製鐵株式会社 | 非調質高強度高靭性鋼の製造法 |
| JPS601929B2 (ja) * | 1980-10-30 | 1985-01-18 | 新日本製鐵株式会社 | 強靭鋼の製造法 |
| JPS59100214A (ja) * | 1982-11-29 | 1984-06-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 厚肉高張力鋼の製造方法 |
| JPS6020461A (ja) * | 1983-07-13 | 1985-02-01 | Sanyo Electric Co Ltd | 鉛蓄電池の出荷方法 |
| JPS6025494A (ja) * | 1983-07-22 | 1985-02-08 | 株式会社日立製作所 | 廃棄物の乾燥粉体化システム |
| JPH0781164B2 (ja) * | 1986-04-30 | 1995-08-30 | 日本鋼管株式会社 | 高張力高靭性鋼板の製造方法 |
| JPS63241114A (ja) * | 1986-11-14 | 1988-10-06 | Nippon Steel Corp | 耐応力腐食割れ性の優れた高靭性高張力鋼の製造法 |
| 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 |
| JPH0670248B2 (ja) * | 1988-09-13 | 1994-09-07 | 川崎製鉄株式会社 | 板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-03-29 JP JP1077097A patent/JPH0794687B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1990
- 1990-03-28 DE DE4009971A patent/DE4009971C2/de not_active Expired - Lifetime
- 1990-03-29 US US07/500,939 patent/US5061325A/en not_active Expired - Lifetime
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 日本学術振興会製鋼第１９委員会編「鉄鋼と合金元素（上）」Ｐ．１３７〜１５１（昭和４１年２月２８日（株）誠文堂新光社） |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE4009971A1 (de) | 1990-10-04 |
| JPH02254120A (ja) | 1990-10-12 |
| DE4009971C2 (de) | 1996-10-02 |
| US5061325A (en) | 1991-10-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5277648B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板並びにその製造方法 | |
| JPH01230713A (ja) | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 | |
| JPH0794687B2 (ja) | 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法 | |
| JP5194572B2 (ja) | 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2005139517A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP2000256795A (ja) | 表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法 | |
| JP4265152B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4265153B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH04285119A (ja) | 低温靱性の優れた厚肉高張力鋼板の製造法 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH10237547A (ja) | 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP4038166B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP2537118B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性超高張力鋼の製造方法 | |
| JP4250113B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP2532176B2 (ja) | 溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH11131177A (ja) | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 | |
| JPH05222450A (ja) | 高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH1017929A (ja) | 溶接性および板厚中心部の靭性に優れた厚物６００ｎ級鋼の製造方法 | |
| JP3327065B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH079028B2 (ja) | 溶接性および低温靭性にすぐれた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH08283899A (ja) | 異方性の小さな高靭性高張力鋼板及びその製造方法 | |
| JP3855479B2 (ja) | 靱性・アレスト性に優れる高張力鋼材の製造方法 | |
| JPH06158160A (ja) | 経済性に優れた高張力調質鋼の製造方法 | |
| JP4044862B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06179908A (ja) | 溶接性と脆性亀裂伝播停止性能に優れた厚肉高張力鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071011 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081011 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091011 Year of fee payment: 14 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091011 Year of fee payment: 14 |