JPH10102193A - 溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼及びその製造方法 - Google Patents
溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼及びその製造方法Info
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- JPH10102193A JPH10102193A JP25992696A JP25992696A JPH10102193A JP H10102193 A JPH10102193 A JP H10102193A JP 25992696 A JP25992696 A JP 25992696A JP 25992696 A JP25992696 A JP 25992696A JP H10102193 A JPH10102193 A JP H10102193A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】溶接性に優れ、かつ焼戻しを施し強度レベルを
８０キロ級に調質した耐亜鉛メッキ割れ性と溶接性に優
れた調質型高張力鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓ
ｉ：０．１〜０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｎ
ｂ：０．００８〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．１
％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｔｉ；０．００５
％未満、Ｂ：０．０００１６％未満を含み、 Pcm= Ｃ+
Ｓｉ／30+ Ｍｎ／20+ Ｃｕ／20+ Ｎi/60+ Ｃｒ/20+Ｍｏ
／15+ Ｖ/ 10+5Ｂが0.21％以下であり、かつ、 Ceq＝Ｃ
+ Ｍｎ/6+Si/24+ Ｎｉ／40+ Ｃｒ/ ５＋Ｍｏ/ 4+Ｖ/ 14
とＢ含有量で定義される、Ｚ=Ceq+600×Ｂの値が0.40以
下であることを特徴とする溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割
れ性に優れた調質型高張力鋼。
８０キロ級に調質した耐亜鉛メッキ割れ性と溶接性に優
れた調質型高張力鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓ
ｉ：０．１〜０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｎ
ｂ：０．００８〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．１
％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｔｉ；０．００５
％未満、Ｂ：０．０００１６％未満を含み、 Pcm= Ｃ+
Ｓｉ／30+ Ｍｎ／20+ Ｃｕ／20+ Ｎi/60+ Ｃｒ/20+Ｍｏ
／15+ Ｖ/ 10+5Ｂが0.21％以下であり、かつ、 Ceq＝Ｃ
+ Ｍｎ/6+Si/24+ Ｎｉ／40+ Ｃｒ/ ５＋Ｍｏ/ 4+Ｖ/ 14
とＢ含有量で定義される、Ｚ=Ceq+600×Ｂの値が0.40以
下であることを特徴とする溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割
れ性に優れた調質型高張力鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接性と溶接部及
び母材の耐溶融亜鉛メッキ割れ性とに優れた７０〜８０
キロ級以上の強度を有する調質型高張力鋼及びその製造
方法に関する。
び母材の耐溶融亜鉛メッキ割れ性とに優れた７０〜８０
キロ級以上の強度を有する調質型高張力鋼及びその製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】耐候性、耐食性を付与するため送電鉄塔
や橋梁に用いる鋼材に亜鉛メッキを施すと、いわゆる溶
融金属脆化による割れを発生することがある。この現象
は亜鉛メッキ割れと呼ばれ構造物の安全性を大きく損な
う。これまでの知見から、亜鉛メッキ割れは、溶融亜鉛
メッキ浴に浸した際、引張応力の存在した部位に発生す
ることがわかっており、従って割れが懸念される部位と
して曲げ加工などにより変形を受けた部位、高力ボルト
接合のための穴開け部や溶接接合部が挙げられる。特に
溶接接合部は、溶接熱サイクルによる熱歪に加えて材質
的にもメッキ割れを起こしやすくこの問題は深刻であ
る。そこで、溶接部の亜鉛メッキ割れが懸念される場合
は、高力ボルト接合により構造物を作製するが、上述の
ようにボルト穴加工部の亜鉛メッキ割れが次の懸念事項
として上がってくる。
や橋梁に用いる鋼材に亜鉛メッキを施すと、いわゆる溶
融金属脆化による割れを発生することがある。この現象
は亜鉛メッキ割れと呼ばれ構造物の安全性を大きく損な
う。これまでの知見から、亜鉛メッキ割れは、溶融亜鉛
メッキ浴に浸した際、引張応力の存在した部位に発生す
ることがわかっており、従って割れが懸念される部位と
して曲げ加工などにより変形を受けた部位、高力ボルト
接合のための穴開け部や溶接接合部が挙げられる。特に
溶接接合部は、溶接熱サイクルによる熱歪に加えて材質
的にもメッキ割れを起こしやすくこの問題は深刻であ
る。そこで、溶接部の亜鉛メッキ割れが懸念される場合
は、高力ボルト接合により構造物を作製するが、上述の
ようにボルト穴加工部の亜鉛メッキ割れが次の懸念事項
として上がってくる。
【０００３】これらを防止するため、従来より溶接熱影
響部や母材の耐亜鉛メッキ割れ性向上については数多く
の検討がなされ、鉄塔用鋼材を対象とした新ＨＴ60開発
委貫会が組織されるまでに至り基本的な解決手段が示さ
れたが現状の技術ではその適用強度レベルは６０キロ級
に留まる。
響部や母材の耐亜鉛メッキ割れ性向上については数多く
の検討がなされ、鉄塔用鋼材を対象とした新ＨＴ60開発
委貫会が組織されるまでに至り基本的な解決手段が示さ
れたが現状の技術ではその適用強度レベルは６０キロ級
に留まる。
【０００４】その一方で、山間部を中心に設置される大
型送電鉄塔は、資材運搬に費やす費用が膨大となるため
軽量化を図るべく更なる高強度化が求められるが８０キ
ロ級鋼材では高力ボルト接合のための穴開け部ですら亜
鉛メッキ割れを防止するのが難しく、更に溶接接合部で
亜鉛メッキ割れを防止することは極めて困難とされてき
た。
型送電鉄塔は、資材運搬に費やす費用が膨大となるため
軽量化を図るべく更なる高強度化が求められるが８０キ
ロ級鋼材では高力ボルト接合のための穴開け部ですら亜
鉛メッキ割れを防止するのが難しく、更に溶接接合部で
亜鉛メッキ割れを防止することは極めて困難とされてき
た。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】このような状況の下、
特公平7-57883 号が８０キロ級高張力鋼を対象に直接焼
入プロセスと亜鉛メッキ時の焼き戻しを組み含わせた技
術として開示されている。しかし、この技術では、最大
０．２％に達するＣの含有から容易に類推されるように
溶接性が良好とはいえず、溶接施工に際して低温割れを
防止するため予熱を必要とする。また、強度が１００キ
ロを越える焼き入れままの状態で、部材の加工に供され
るため、ガス切断による低温割れや加工が困難などの問
題に加え、焼入時に鋼板に導入された残留応力がボルト
穴加工部に集中し亜鉛メッキ割れを起こすことが懸念さ
れる。従って、この技術により仮に溶接熱影響部の耐亜
鉛メッキ割れ性が確保されたとしてもＢ含有量の規制に
ついての記載が全くなされていないことや溶接熱影響部
のミクロ組織を焼き入れ組織にしやすいＭｏを多量に添
加するなど、耐亜鉛メッキ割れ性が十分良好ではない懸
念もあり、高力ボルト接合による亜鉛メッキ部材の素材
としては問題が残されている。
特公平7-57883 号が８０キロ級高張力鋼を対象に直接焼
入プロセスと亜鉛メッキ時の焼き戻しを組み含わせた技
術として開示されている。しかし、この技術では、最大
０．２％に達するＣの含有から容易に類推されるように
溶接性が良好とはいえず、溶接施工に際して低温割れを
防止するため予熱を必要とする。また、強度が１００キ
ロを越える焼き入れままの状態で、部材の加工に供され
るため、ガス切断による低温割れや加工が困難などの問
題に加え、焼入時に鋼板に導入された残留応力がボルト
穴加工部に集中し亜鉛メッキ割れを起こすことが懸念さ
れる。従って、この技術により仮に溶接熱影響部の耐亜
鉛メッキ割れ性が確保されたとしてもＢ含有量の規制に
ついての記載が全くなされていないことや溶接熱影響部
のミクロ組織を焼き入れ組織にしやすいＭｏを多量に添
加するなど、耐亜鉛メッキ割れ性が十分良好ではない懸
念もあり、高力ボルト接合による亜鉛メッキ部材の素材
としては問題が残されている。
【０００６】本発明は上記に鑑みてなされたものであ
り、溶接性に優れ、かつ焼戻しを施し焼入時の残留応力
を除去することで母材の亜鉛メッキ割れをボルト穴加工
部のように応力集中部においても防止し、さらに耐溶融
亜鉛メッキ割れにも優れた７０〜８０キロ級の調質型鋼
材とその製造方法を提供しようとするものである。
り、溶接性に優れ、かつ焼戻しを施し焼入時の残留応力
を除去することで母材の亜鉛メッキ割れをボルト穴加工
部のように応力集中部においても防止し、さらに耐溶融
亜鉛メッキ割れにも優れた７０〜８０キロ級の調質型鋼
材とその製造方法を提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】従来の調質型８０キロ級
鋼は、母材強度を確保するため Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ で定義される炭素等量がおおむね０．４５％を越える高
合金成分にて提供されている。その結果、Ｐｃｍ＝Ｃ＋
Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃ
ｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶
接割れ感受性指数は０．２２％を越え、溶接時には通常
少なくとも５０℃以上の予熱を必要としている。また溶
接熱影響部のミクロ組織は亜鉛メッキ割れ感受性の高い
焼き人れ組織になるため、溶接構造物の亜鉛メッキは不
可能とされている。
鋼は、母材強度を確保するため Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ で定義される炭素等量がおおむね０．４５％を越える高
合金成分にて提供されている。その結果、Ｐｃｍ＝Ｃ＋
Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃ
ｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶
接割れ感受性指数は０．２２％を越え、溶接時には通常
少なくとも５０℃以上の予熱を必要としている。また溶
接熱影響部のミクロ組織は亜鉛メッキ割れ感受性の高い
焼き人れ組織になるため、溶接構造物の亜鉛メッキは不
可能とされている。
【０００８】溶接性を改善する手段は、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓ
ｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ
／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃ
ｍを低減することで達成できる。しかし、低Ｐｃｍ化を
図るためにＣを低減することは、７０〜８０キロ級鋼と
しての母材強度を確保するため、更なるＭｎ．Ｃｕ．Ｎ
ｉやＭｏ等の合金元素添加が必要になり、これはコスト
高を招くばかりかより溶接熱影響部のミクロ組織を焼き
入れ組織化する方向に作用し、亜鉛メッキ割れは発生し
やすくなる。
ｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ
／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃ
ｍを低減することで達成できる。しかし、低Ｐｃｍ化を
図るためにＣを低減することは、７０〜８０キロ級鋼と
しての母材強度を確保するため、更なるＭｎ．Ｃｕ．Ｎ
ｉやＭｏ等の合金元素添加が必要になり、これはコスト
高を招くばかりかより溶接熱影響部のミクロ組織を焼き
入れ組織化する方向に作用し、亜鉛メッキ割れは発生し
やすくなる。
【０００９】母材の耐亜鉛メッキ割れ性を確保するため
には、母材のミクロ組織をフェライト−パーライト組織
のような不均質な組織ではなくベイナイトのように均質
な組織にしておくことが重要である。本発明が対象とす
る調質型８０キロ級鋼材では、ミクロ組織の均一化は強
度の確保の観点から必然的に達成できる。しかしこれの
みでは不十分で、先述のように、焼入時に導入される歪
み（残留応力）がボルト穴加工部に集中すると母材部で
すら亜鉛メッキ割れを発生することがある。
には、母材のミクロ組織をフェライト−パーライト組織
のような不均質な組織ではなくベイナイトのように均質
な組織にしておくことが重要である。本発明が対象とす
る調質型８０キロ級鋼材では、ミクロ組織の均一化は強
度の確保の観点から必然的に達成できる。しかしこれの
みでは不十分で、先述のように、焼入時に導入される歪
み（残留応力）がボルト穴加工部に集中すると母材部で
すら亜鉛メッキ割れを発生することがある。
【００１０】以上から、耐亜鉛メッキ割れ性を有する溶
接熱影響部性能と７０〜８０キロ級鋼としての強度を優
れた溶接性を確保しつつ如何に両立させるかが課題であ
るといえる。
接熱影響部性能と７０〜８０キロ級鋼としての強度を優
れた溶接性を確保しつつ如何に両立させるかが課題であ
るといえる。
【００１１】本発明は、以下の知見を複合的に駆使する
ことでＣｅｑ値、Ｐｃｍ値が低く、溶接熱影響部の耐亜
鉛メッキ割れ性に優れた７０〜８０キロ級鋼材およびそ
の製造方法を提供できることを見いだしたものである。
ことでＣｅｑ値、Ｐｃｍ値が低く、溶接熱影響部の耐亜
鉛メッキ割れ性に優れた７０〜８０キロ級鋼材およびそ
の製造方法を提供できることを見いだしたものである。
【００１２】(1) 直接焼き入れ焼き戻しブロセスの適用
を前提に、Ｎｂ，Ｖを複合的に添加することで飛躍的に
焼き戻しによる軟化を抑制できる。
を前提に、Ｎｂ，Ｖを複合的に添加することで飛躍的に
焼き戻しによる軟化を抑制できる。
【００１３】(2) その結果、従来より低いＣｅｑ値の調
質型鋼材でも８０キロ級の強度を確保できる。ただし、
そのためには直接焼入時の冷却速度は少なくとも肉厚の
中心で２５℃／秒以上確保しなくてはならない。
質型鋼材でも８０キロ級の強度を確保できる。ただし、
そのためには直接焼入時の冷却速度は少なくとも肉厚の
中心で２５℃／秒以上確保しなくてはならない。
【００１４】(3) (1) 、(2) による鋼材で焼戻し温度を
５００℃以上とすることにより、ボルト穴加工部に亜鉛
メッキ割れを発生させないための残留応力除去が可能と
なる。
５００℃以上とすることにより、ボルト穴加工部に亜鉛
メッキ割れを発生させないための残留応力除去が可能と
なる。
【００１５】(4) 溶接性を確保する手段として、低Ｃ化
による高合金化は避けるべきであり、むしろ溶接性が確
保される範囲でＣを添加し低合金化を図ることが溶接熱
影響部の耐亜鉛メッキ割れ感受性確保に有効であること
を見いだした。具体的にＭｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ
などの合金元素の添加上限値を溶接熱影響部の耐亜鉛メ
ッキ割れ性確保の観点から見いだした。
による高合金化は避けるべきであり、むしろ溶接性が確
保される範囲でＣを添加し低合金化を図ることが溶接熱
影響部の耐亜鉛メッキ割れ感受性確保に有効であること
を見いだした。具体的にＭｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ
などの合金元素の添加上限値を溶接熱影響部の耐亜鉛メ
ッキ割れ性確保の観点から見いだした。
【００１６】即ち、本発明は、（１）重量％で、Ｃ：
０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．１〜０．２５％以
下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｎｂ：０．００８〜０．
０５％、Ｖ：０．０２〜０．１％、Ｎ：０．００２〜
０．００８％、Ｔｉ；０．００５％未満、Ｂ：０．００
０１６％未満を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／
２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２１％以下であり、かつ、Ｃ
ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／
５十Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とＢ含有量で定義される、Ｚ＝
Ｃｅｑ＋６００×Ｂの値が０．４０以下であることを特
徴とする溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質
型高張力鋼、（２）鋼は、さらにＣｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．
０５％以下のー種以上を含む（１）に記載の溶接性と耐
溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼、（３）
重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．１〜
０．２５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｎｂ：０．
００８〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．１％、Ｎ：
０．００２〜０．００８％、Ｔｉ；０．００５％未満、
Ｂ：０．０００１６％未満を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／
３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２
０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２１％以下であ
り、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／
４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とＢ含有量で定義
される、Ｚ＝Ｃｅｑ＋６００×Ｂの値が０．４０以下で
ある鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱し、板厚２５ｍ
ｍ以下の板厚に熱間圧延後Ａｒ３変態温度以上の温度か
ら板厚の中心部が２５℃／秒以上の冷却速度で常温まで
冷却し、その後５００℃以上Ａｃｌ変態温度以下の温度
で焼き戻しを施すことを特徴とする溶接性と耐溶融亜鉛
メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼の製造方法、
（４）鋼は、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５
％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下の
ー種以上を含む（３）に記載の溶接性と耐溶融亜鉛メッ
キ割れ性に優れた調質型高張力鋼の製造方法である。
０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．１〜０．２５％以
下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｎｂ：０．００８〜０．
０５％、Ｖ：０．０２〜０．１％、Ｎ：０．００２〜
０．００８％、Ｔｉ；０．００５％未満、Ｂ：０．００
０１６％未満を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／
２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２１％以下であり、かつ、Ｃ
ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／
５十Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とＢ含有量で定義される、Ｚ＝
Ｃｅｑ＋６００×Ｂの値が０．４０以下であることを特
徴とする溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質
型高張力鋼、（２）鋼は、さらにＣｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．
０５％以下のー種以上を含む（１）に記載の溶接性と耐
溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼、（３）
重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、Ｓｉ：０．１〜
０．２５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｎｂ：０．
００８〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．１％、Ｎ：
０．００２〜０．００８％、Ｔｉ；０．００５％未満、
Ｂ：０．０００１６％未満を含み、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／
３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２
０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２１％以下であ
り、かつ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／
４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とＢ含有量で定義
される、Ｚ＝Ｃｅｑ＋６００×Ｂの値が０．４０以下で
ある鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱し、板厚２５ｍ
ｍ以下の板厚に熱間圧延後Ａｒ３変態温度以上の温度か
ら板厚の中心部が２５℃／秒以上の冷却速度で常温まで
冷却し、その後５００℃以上Ａｃｌ変態温度以下の温度
で焼き戻しを施すことを特徴とする溶接性と耐溶融亜鉛
メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼の製造方法、
（４）鋼は、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５
％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下の
ー種以上を含む（３）に記載の溶接性と耐溶融亜鉛メッ
キ割れ性に優れた調質型高張力鋼の製造方法である。
【００１７】
Ｃ Ｃは、母材の強度を合金元素の多量添加に頼らず確保す
るため０．０６％以上好ましくは０．０８％添加する。
しかし、０．１２％以上添加すると、溶接性や溶接熱影
響部の耐亜鉛メッキ割れ性を損なう。
るため０．０６％以上好ましくは０．０８％添加する。
しかし、０．１２％以上添加すると、溶接性や溶接熱影
響部の耐亜鉛メッキ割れ性を損なう。
【００１８】Ｓｉ Ｓｉは、溶製時の脱酸に寄与するほか、母材の強度を高
める働きがあるため添加する。しかし、０．１％以下ま
たは０．２５％を越えると亜鉛メッキによりいわゆるメ
ッキ焼けを発生しやすくなるため０．１％以上添加し、
上限を０．２５％、好ましくは０．２％とする。
める働きがあるため添加する。しかし、０．１％以下ま
たは０．２５％を越えると亜鉛メッキによりいわゆるメ
ッキ焼けを発生しやすくなるため０．１％以上添加し、
上限を０．２５％、好ましくは０．２％とする。
【００１９】Ｍｎ Ｍｎは、母材の強度を確保するため０．８％以上添加す
る。しかし、１．６％以上の添加は、溶接熱影響部の耐
亜鉛メッキ割れ性と溶接性を損なうため上限を１．６
％、好ましくは１．５％とする。
る。しかし、１．６％以上の添加は、溶接熱影響部の耐
亜鉛メッキ割れ性と溶接性を損なうため上限を１．６
％、好ましくは１．５％とする。
【００２０】Ｎｂ，Ｖ Ｎｂ，Ｖは、焼き戻しに際してこれらの炭窒化物を析出
させ軟化を抑制するために添加する。低Ｃｅｑ化を図っ
た鋼材を熱間圧延後高冷速にて直接焼き入れする本発明
では、この焼き戻し軟化抑制効果は極めて重要であり、
Ｎｂ：０．００８％以上、Ｖ：０．０２％以上を複合し
て添加しなければならない。しかし、必要以上の添加は
母材と溶接継手の靭性を劣化させ、また溶接性を損なう
傾向もあることからるので、Ｎｂ：０．０５％以下好ま
しくは０．０３５％以下、Ｖ：０．１％以下好ましくは
０．０６％以下の範囲で複合して添加する。
させ軟化を抑制するために添加する。低Ｃｅｑ化を図っ
た鋼材を熱間圧延後高冷速にて直接焼き入れする本発明
では、この焼き戻し軟化抑制効果は極めて重要であり、
Ｎｂ：０．００８％以上、Ｖ：０．０２％以上を複合し
て添加しなければならない。しかし、必要以上の添加は
母材と溶接継手の靭性を劣化させ、また溶接性を損なう
傾向もあることからるので、Ｎｂ：０．０５％以下好ま
しくは０．０３５％以下、Ｖ：０．１％以下好ましくは
０．０６％以下の範囲で複合して添加する。
【００２１】尚、Ｎｂの析出硬化作用は、熱間圧延時の
加熱段階にて固溶したＮｂによりもたらされる。本発明
で採用される加熱温度とＣ，Ｎ含有量の上限から導かれ
る固溶し得るＮｂ量はおおむね０．０５％である。他
方、Ｖの炭窒化物の固溶温度はＮｂと比べて低く、上記
の範囲を超えて添加しても全量が固溶する。しかし、Ｖ
の析出硬化による寄与は０．０６％以上では小さく、ま
たコスト高につながる。すなわち、溶接性、母材と溶接
継手の靱性への悪影響を最小限にとどめて有効に焼戻し
時の軟化を抑制する方法としてＮｂ，Ｖを複合して添加
する必要がある。
加熱段階にて固溶したＮｂによりもたらされる。本発明
で採用される加熱温度とＣ，Ｎ含有量の上限から導かれ
る固溶し得るＮｂ量はおおむね０．０５％である。他
方、Ｖの炭窒化物の固溶温度はＮｂと比べて低く、上記
の範囲を超えて添加しても全量が固溶する。しかし、Ｖ
の析出硬化による寄与は０．０６％以上では小さく、ま
たコスト高につながる。すなわち、溶接性、母材と溶接
継手の靱性への悪影響を最小限にとどめて有効に焼戻し
時の軟化を抑制する方法としてＮｂ，Ｖを複合して添加
する必要がある。
【００２２】Ｎ Ｎは不純物として含有するが、上記のＮｂ．Ｖと炭窒化
物を生成する際不可欠な元素である。またＡｌと窒化物
を生成し細粒化に寄与する。またＮは溶接熱影響部の耐
亜鉛メッキ割れ性を改善する作用もあることから０．０
０２％以上含有する。しかし、過度の添加は母材と溶接
継手部の靭性を損なうので、上限を０．００８％に留め
る。
物を生成する際不可欠な元素である。またＡｌと窒化物
を生成し細粒化に寄与する。またＮは溶接熱影響部の耐
亜鉛メッキ割れ性を改善する作用もあることから０．０
０２％以上含有する。しかし、過度の添加は母材と溶接
継手部の靭性を損なうので、上限を０．００８％に留め
る。
【００２３】Ｔｉ ＴｉはＮと窒化物を形成し、Ｎｂ，Ｖが炭窒化物を生成
する際必要なＮを減少させるため不純物として、その上
眼を０．００５％未満に規制する。
する際必要なＮを減少させるため不純物として、その上
眼を０．００５％未満に規制する。
【００２４】Ｂ Ｂは溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割れ性を著しく劣化さ
せるため不純物としてその上限を０．０００１６％未満
に規制する。
せるため不純物としてその上限を０．０００１６％未満
に規制する。
【００２５】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、母材の焼き入れ性を確保す
るため補助的に添加する。しかし、溶接熱影響部の耐亜
鉛メッキ割れ性を損なうため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの上限
はＯ．５％とし、Ｍｏについては０．０５％に留める。
特に溶接部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性を確保する場合は
Ｍｏの含有量の上限を好ましくは０．１％、更に好まし
くは０．０５％に抑える。
るため補助的に添加する。しかし、溶接熱影響部の耐亜
鉛メッキ割れ性を損なうため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの上限
はＯ．５％とし、Ｍｏについては０．０５％に留める。
特に溶接部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性を確保する場合は
Ｍｏの含有量の上限を好ましくは０．１％、更に好まし
くは０．０５％に抑える。
【００２６】Ｐ，Ｓ Ｐ，Ｓは、いずれも不純物元素である。健全な母材およ
び溶接継手を得るためにはいずれも０．０１５％以下好
ましくは０．０１％以下に規制されることが望ましい。
び溶接継手を得るためにはいずれも０．０１５％以下好
ましくは０．０１％以下に規制されることが望ましい。
【００２７】Ａｌ Ａｌは鋼の脱酸のために添加され、通常０．００５％以
上は含有する。また、ミクロ組織の微細化による母材靱
性の確保のために０．０１％添加する。しかし、過度の
添加は、錆造時に発生する傷の原因になることがあるた
め０．０５％以下に抑える。
上は含有する。また、ミクロ組織の微細化による母材靱
性の確保のために０．０１％添加する。しかし、過度の
添加は、錆造時に発生する傷の原因になることがあるた
め０．０５％以下に抑える。
【００２８】Ｐｃｍ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義される溶接性を表す指標である。板厚が２５ｍｍ以
下の厚板の場合、Ｐｃｍ値を０．２１％以下に制限する
ことで予熱を施す必要のない溶接性に優れた性能を確保
できる。
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで
定義される溶接性を表す指標である。板厚が２５ｍｍ以
下の厚板の場合、Ｐｃｍ値を０．２１％以下に制限する
ことで予熱を施す必要のない溶接性に優れた性能を確保
できる。
【００２９】Ｚ Ｚ＝Ｃｅｑ＋６００×Ｂで定義される溶接熱影響部の耐
亜鉛メッキ割れ性を表す指標である。
亜鉛メッキ割れ性を表す指標である。
【００３０】(ただし Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／
２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５十Ｍｏ／４＋Ｖ／１４） Ｚ値を０．４０％以下に規制することで、６０キロ級鋼
を対象に検討された溶接熱影響部の耐亜鉛メツキ割れ性
試験（鉄と鋼Ｖｏｌ．７９（１９９３）．Ｎｏ．９）で
得られるＳＬＭ−４００値をおおむね５０％以上に確保
できる。
２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５十Ｍｏ／４＋Ｖ／１４） Ｚ値を０．４０％以下に規制することで、６０キロ級鋼
を対象に検討された溶接熱影響部の耐亜鉛メツキ割れ性
試験（鉄と鋼Ｖｏｌ．７９（１９９３）．Ｎｏ．９）で
得られるＳＬＭ−４００値をおおむね５０％以上に確保
できる。
【００３１】なお、送電鉄塔用６０キロ級鋼に要求され
るＳＬＭ−４００値は４２％以上であるが、本発明が対
象とする強度レベルは８０キロ級と高いため、溶接部の
残留応力は６０キロ級鋼の場合より高い場合があり得
る。そこで、本発明では、溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ
割れ性に必要なＳＬＭ−４００値を５０％以上に設定し
た。
るＳＬＭ−４００値は４２％以上であるが、本発明が対
象とする強度レベルは８０キロ級と高いため、溶接部の
残留応力は６０キロ級鋼の場合より高い場合があり得
る。そこで、本発明では、溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ
割れ性に必要なＳＬＭ−４００値を５０％以上に設定し
た。
【００３２】製造条件 加熱温度は、Ｎｂの固溶を促すため１０００℃以上とす
る。しかし、極端な高温加熱は、結晶組織の粗大化をも
たらし母材の靭性を損なうことから上限を１２５０℃と
する。
る。しかし、極端な高温加熱は、結晶組織の粗大化をも
たらし母材の靭性を損なうことから上限を１２５０℃と
する。
【００３３】熱間圧延は通常の方法によって差し支えな
い。ただし、母材の靭性及び耐亜鉛メッキ割れ性をより
改善するため圧下率が１０％以上のバスを少なくとも１
パス、または複数パス以上含むことが好ましい。
い。ただし、母材の靭性及び耐亜鉛メッキ割れ性をより
改善するため圧下率が１０％以上のバスを少なくとも１
パス、または複数パス以上含むことが好ましい。
【００３４】圧延終了後Ａｒ３変態温度以上の温度から
焼入を施す。焼入時の冷却速度は、本発明で規定したＺ
値を満たす鋼材で焼戻し後に７０〜８０キロ級の強度を
確保するために肉厚の中央部にて少なくとも２５℃／秒
以上でなければならない。
焼入を施す。焼入時の冷却速度は、本発明で規定したＺ
値を満たす鋼材で焼戻し後に７０〜８０キロ級の強度を
確保するために肉厚の中央部にて少なくとも２５℃／秒
以上でなければならない。
【００３５】焼き戻しは、焼き入れ時の残留応力除去の
ため、実施する。４７０℃程度まで加熱される溶融亜鉛
メッキにて材質変化を起こさせないため、５００℃以上
Ａｃｌ変態点以下とする。
ため、実施する。４７０℃程度まで加熱される溶融亜鉛
メッキにて材質変化を起こさせないため、５００℃以上
Ａｃｌ変態点以下とする。
【００３６】以上の製造条件で仕上げ板厚２５ｍｍ以下
とした場合、本発明鋼は、７０〜８０キロ級の強度と母
材及び溶接部で優れた耐溶融亜鉛メッキ割れ性を示す。
とした場合、本発明鋼は、７０〜８０キロ級の強度と母
材及び溶接部で優れた耐溶融亜鉛メッキ割れ性を示す。
【００３７】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を溶製し鋼塊とし、
表２に示した条件で鋼板を製造した。それぞれの鋼板よ
り所定の試験片を採取し、母材の強度と靭性、およびＳ
ＬＭ測定引張試験（鉄と鋼 ＶＯＩ．７９（１９９
３），Ｎｏ．９）により溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割
れ性の指標となるＳＬＭ−４００を求めた。また、ＪＩ
ＳＺ３１５８に基づくｙ型溶接割れ試験を一般の８０キ
ロ級鋼用ＳＭＡＷ超低水素タイプの溶接棒を用いて、雰
囲気温度２０℃、雰囲気湿度６０％、予熱２５℃の条件
にて実施し、溶接性を評価した。また、鋼板にボルト穴
加工を施し実際に溶融亜鉛メッキを施し、割れ発生の有
無を調査した。
表２に示した条件で鋼板を製造した。それぞれの鋼板よ
り所定の試験片を採取し、母材の強度と靭性、およびＳ
ＬＭ測定引張試験（鉄と鋼 ＶＯＩ．７９（１９９
３），Ｎｏ．９）により溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割
れ性の指標となるＳＬＭ−４００を求めた。また、ＪＩ
ＳＺ３１５８に基づくｙ型溶接割れ試験を一般の８０キ
ロ級鋼用ＳＭＡＷ超低水素タイプの溶接棒を用いて、雰
囲気温度２０℃、雰囲気湿度６０％、予熱２５℃の条件
にて実施し、溶接性を評価した。また、鋼板にボルト穴
加工を施し実際に溶融亜鉛メッキを施し、割れ発生の有
無を調査した。
【００３８】実施例Ｎｏ．１，２は、鋼番Ａによる比較
例（Ｎｂ，Ｖが本発明の範囲より少ない）と、鋼番Ｂに
よる本発明例である。いずれもＰｃｍ値は０．１７％と
低く、溶接性は良好である。また、Ｚ値（＝Ｃｅｑ＋６
００×Ｂ）は０．４０以下であり、溶接熱影響部の耐亜
鉛メッキ割れ性を示すＳＬＭ−４００実測値は良好であ
る。しかし、実施例Ｎｏ．１（比較方法）は、Ｎｂ．Ｖ
を本発明の範囲添加しなかったため、板厚１５ｍｍの鋼
板を直接焼き入れする際、板厚中心部の冷却速度は約５
０℃／秒に達していたにも拘わらず７０〜８０キロ級鋼
としての強度が得られない。
例（Ｎｂ，Ｖが本発明の範囲より少ない）と、鋼番Ｂに
よる本発明例である。いずれもＰｃｍ値は０．１７％と
低く、溶接性は良好である。また、Ｚ値（＝Ｃｅｑ＋６
００×Ｂ）は０．４０以下であり、溶接熱影響部の耐亜
鉛メッキ割れ性を示すＳＬＭ−４００実測値は良好であ
る。しかし、実施例Ｎｏ．１（比較方法）は、Ｎｂ．Ｖ
を本発明の範囲添加しなかったため、板厚１５ｍｍの鋼
板を直接焼き入れする際、板厚中心部の冷却速度は約５
０℃／秒に達していたにも拘わらず７０〜８０キロ級鋼
としての強度が得られない。
【００３９】実施例Ｎｏ．３は、鋼番Ｃを用いた実施例
で、Ｎｏ．４，５は鋼番Ｃを用いた比較例である。本発
明例である実施例Ｎｏ．３と同じ板厚２０ｍｍの鋼板に
焼戻しを施さない実施例Ｎｏ．４では、母材のボルト穴
加工部に割れを生じた。また、再加熱焼入・焼戻プロセ
スにより製造した実施例Ｎｏ．５では強度が低い。
で、Ｎｏ．４，５は鋼番Ｃを用いた比較例である。本発
明例である実施例Ｎｏ．３と同じ板厚２０ｍｍの鋼板に
焼戻しを施さない実施例Ｎｏ．４では、母材のボルト穴
加工部に割れを生じた。また、再加熱焼入・焼戻プロセ
スにより製造した実施例Ｎｏ．５では強度が低い。
【００４０】実施例Ｎｏ．６は、板厚２５ｍｍの鋼板Ｄ
を製造した本発明例で、Ｎｏ．７は板厚２５ｍｍの鋼板
Ｅを製造した比較例（Ｚ値が本発明の範囲を越える）で
ある。Ｎｏ．７は、本発明の化学成分を逸脱して、低Ｃ
化により溶接性を確保しようとしたため、Ｐｃｍ値は
０．１５％と低く本発明の範囲内であるが、Ｚ値が０．
４０％を越えている。このため母材の耐亜鉛メッキ割れ
性は良好であるが、ＳＬＭ−４００実測値は３６％と低
い。
を製造した本発明例で、Ｎｏ．７は板厚２５ｍｍの鋼板
Ｅを製造した比較例（Ｚ値が本発明の範囲を越える）で
ある。Ｎｏ．７は、本発明の化学成分を逸脱して、低Ｃ
化により溶接性を確保しようとしたため、Ｐｃｍ値は
０．１５％と低く本発明の範囲内であるが、Ｚ値が０．
４０％を越えている。このため母材の耐亜鉛メッキ割れ
性は良好であるが、ＳＬＭ−４００実測値は３６％と低
い。
【００４１】実施例Ｎｏ．８は鋼板Ｆによる本発明例で
ある。母材特性、溶接性、母材の耐亜鉛メッキ割れ性及
び溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割れ性（ＳＬＭ−４００
実測値）いずれにも優れた調質型８０キロ級鋼として良
好な性能を確認した。
ある。母材特性、溶接性、母材の耐亜鉛メッキ割れ性及
び溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割れ性（ＳＬＭ−４００
実測値）いずれにも優れた調質型８０キロ級鋼として良
好な性能を確認した。
【００４２】実施例Ｎｏ．９は、成分、製造条件共に本
発明範囲内にあり、優れた特性が得られている。
発明範囲内にあり、優れた特性が得られている。
【００４３】実施例Ｎｏ．１０は、低温で焼戻しを実施
した場合で、母材亜鉛メッキ割れ試験で割れが発生して
いる。
した場合で、母材亜鉛メッキ割れ試験で割れが発生して
いる。
【００４４】実施例Ｎｏ．１１は、高温で焼戻しを実施
した場合で、７０キロ級となっている。
した場合で、７０キロ級となっている。
【００４５】なお、以上の実施例において、直接焼き入
れ時の冷却速度は、冷却媒体として水を用いた結果とし
て、板厚１５ｍｍのとき約５０℃／秒、板厚２０ｍｍの
とき約４０℃／秒、板厚２５ｍｍのとき約３０℃／秒で
あり、いずれも本発明の要件である２５℃／秒以上を満
たす。
れ時の冷却速度は、冷却媒体として水を用いた結果とし
て、板厚１５ｍｍのとき約５０℃／秒、板厚２０ｍｍの
とき約４０℃／秒、板厚２５ｍｍのとき約３０℃／秒で
あり、いずれも本発明の要件である２５℃／秒以上を満
たす。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【発明の効果】本発明によれば、Ｎｂ，Ｖを複合的に添
加して焼き戻しによる軟化を抑制し、直接焼入時の冷却
速度は少なくとも肉厚の中心で２５℃／秒以上確保し、
その結果、従来より低いＣｅｑ値の調質型鋼材でも８０
キロ級の強度を確保できる。以上のことから、溶接性と
耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた８０キロ級以上の強度
を有する調質型高張力鋼及びその製造方法を提供するこ
とができる。
加して焼き戻しによる軟化を抑制し、直接焼入時の冷却
速度は少なくとも肉厚の中心で２５℃／秒以上確保し、
その結果、従来より低いＣｅｑ値の調質型鋼材でも８０
キロ級の強度を確保できる。以上のことから、溶接性と
耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた８０キロ級以上の強度
を有する調質型高張力鋼及びその製造方法を提供するこ
とができる。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１〜０．２５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．６
％、Ｎｂ：０．００８〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜
０．１％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｔｉ；０．
００５％未満、Ｂ：０．０００１６％未満を含み、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２１％以下であり、かつ、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５十Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とＢ含有量で定義される、 Ｚ＝Ｃｅｑ＋６００×Ｂの値が０．４０以下であること
を特徴とする溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた
調質型高張力鋼。 - 【請求項２】 鋼は、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎ
ｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．０
５％以下のー種以上を含む請求項１に記載の溶接性と耐
溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１〜０．２５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．６
％、Ｎｂ：０．００８〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜
０．１％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｔｉ；０．
００５％未満、Ｂ：０．０００１６％未満を含み、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２１％以下であり、かつ、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とＢ含有量で定義される、 Ｚ＝Ｃｅｑ＋６００×Ｂの値が０．４０以下である鋼片
を１０００〜１２５０℃に加熱し、板厚２５ｍｍ以下の
板厚に熱間圧延後Ａｒ３変態温度以上の温度から板厚の
中心部が２５℃／秒以上の冷却速度で常温まで冷却し、
その後５００℃以上Ａｃｌ変態温度以下の温度で焼き戻
しを施すことを特徴とする溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割
れ性に優れた調質型高張力鋼の製造方法。 - 【請求項４】 鋼は、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎ
ｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．０
５％以下の一種以上を含む請求項３に記載の溶接性と耐
溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25992696A JPH10102193A (ja) | 1996-09-30 | 1996-09-30 | 溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25992696A JPH10102193A (ja) | 1996-09-30 | 1996-09-30 | 溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10102193A true JPH10102193A (ja) | 1998-04-21 |
Family
ID=17340856
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25992696A Pending JPH10102193A (ja) | 1996-09-30 | 1996-09-30 | 溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10102193A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011052307A (ja) * | 2009-09-04 | 2011-03-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鉄塔用鋼管の製造方法 |
| CN102383057A (zh) * | 2011-10-26 | 2012-03-21 | 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 | 耐低温k60管线钢及其所制弯管和弯管的制作方法 |
| EP3835448A4 (en) * | 2018-08-07 | 2021-07-07 | Posco | STEEL FOR PRESSURE VESSELS WITH EXCELLENT SURFACE QUALITY AND IMPACT RESISTANCE AND THE PROCESS FOR ITS MANUFACTURING |
-
1996
- 1996-09-30 JP JP25992696A patent/JPH10102193A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011052307A (ja) * | 2009-09-04 | 2011-03-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鉄塔用鋼管の製造方法 |
| CN102383057A (zh) * | 2011-10-26 | 2012-03-21 | 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 | 耐低温k60管线钢及其所制弯管和弯管的制作方法 |
| EP3835448A4 (en) * | 2018-08-07 | 2021-07-07 | Posco | STEEL FOR PRESSURE VESSELS WITH EXCELLENT SURFACE QUALITY AND IMPACT RESISTANCE AND THE PROCESS FOR ITS MANUFACTURING |
| US11624101B2 (en) | 2018-08-07 | 2023-04-11 | Posco Co., Ltd | Steel for pressure vessel having excellent surface quality and impact toughness, and method for manufacturing same |
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