JPS58100624A - Ｎｉ系脆性亀裂高停止性能鋼の製造法 - Google Patents
Ｎｉ系脆性亀裂高停止性能鋼の製造法Info
- Publication number
- JPS58100624A JPS58100624A JP19815081A JP19815081A JPS58100624A JP S58100624 A JPS58100624 A JP S58100624A JP 19815081 A JP19815081 A JP 19815081A JP 19815081 A JP19815081 A JP 19815081A JP S58100624 A JPS58100624 A JP S58100624A
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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
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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】
本発明はシャルピー試験の５０９６詭性破面遭移製
温ｆ（マチｒｓ）および脆性亀珈の停止性能を示すＤｒ
ｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ 試験（ＤＷＴＴ）
の破面遷移温度がきわめて低い特性をもち、かつ溶接
ｌン鬼 ドの靭性がすぐｔているＮｉ系脆性亀件＾停止性能鋼の
製造法にか＼わる。
ｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ 試験（ＤＷＴＴ）
の破面遷移温度がきわめて低い特性をもち、かつ溶接
ｌン鬼 ドの靭性がすぐｔているＮｉ系脆性亀件＾停止性能鋼の
製造法にか＼わる。
従来の高強度高靭性鋼材においてに、鋼の地の組織の細
粒化、ＮｉＫよる強靭化、焼戻マルテンサイトやベイナ
イトなどの焼入組織の利用、特殊な炭窒化物の利用を合
わせ用いることにより＾強度化、高靭性化を計っている
。これらの手段としては、いわゆる制御圧延するか、圧
延後再加熱焼入、焼戻する等であ〕、焼入焼戻処理が概
して高靭性を与える。しかしこれＫよって組織のコント
ロー比較的低Ｎｉの鋼を仕上は圧延段階で２相域圧砥を
行ない、圧延後の急冷と焼戻をすることにより。
粒化、ＮｉＫよる強靭化、焼戻マルテンサイトやベイナ
イトなどの焼入組織の利用、特殊な炭窒化物の利用を合
わせ用いることにより＾強度化、高靭性化を計っている
。これらの手段としては、いわゆる制御圧延するか、圧
延後再加熱焼入、焼戻する等であ〕、焼入焼戻処理が概
して高靭性を与える。しかしこれＫよって組織のコント
ロー比較的低Ｎｉの鋼を仕上は圧延段階で２相域圧砥を
行ない、圧延後の急冷と焼戻をすることにより。
低いＤＷ’ｒＴ遷移温ｆをうる製造法を提供するもので
あって、比較的高Ｎｌ鋼の場合には調質型の９％Ｎｌ鋼
に勝る脆性亀裂停止性能を与えることが出来る。
あって、比較的高Ｎｌ鋼の場合には調質型の９％Ｎｌ鋼
に勝る脆性亀裂停止性能を与えることが出来る。
すなわち本発明はＣ０，１０−以下、８１０．０１〜ｔ
ｏ−１Ｍｍ０．５〜Ｌ８チ、Ｎｉｌ、ｌ〜８チ、ＡＪｏ
、０１〜０．０５−ＮＯ，０１０Ｓ以下、Ｐ。
ｏ−１Ｍｍ０．５〜Ｌ８チ、Ｎｉｌ、ｌ〜８チ、ＡＪｏ
、０１〜０．０５−ＮＯ，０１０Ｓ以下、Ｐ。
８それぞれα０１３１以下、 Ｎｂ ０．００３〜０
．０５−を含み、必！１１ｔｌＣヨ夛Ｂ 、 ＴＩ 、
Ｚｒ、Ｖ、Ｔａ、Ｃａ 、希上 番類元素のうち１種又は２４ｓ以上ｔ−ｏ、 ｏ ｓチ
以下さらＫ Ｃｕ ｓ Ｃｒ ＋ Ｍ ｏ ｅ Ｗの１
種又は２種以上を合計で１．８−以下含み、残部実質的
に鉄よシなる鋼を鋳造後、必要によル鋳片を粗圧延して
、該スラブを８００℃〜１１８０℃間に加熱し、次いで
２相域（オーステナイト＋フェライト又はベーナイト）
の温度域で累積圧下率７０チ以下の圧下を加えて仕上圧
砥管行ない、該仕上げ圧延稜急冷し、焼戻杷理すること
を特徴とするＮｉ系脆性亀裂高停止性能鋼の製造方法で
ある。
．０５−を含み、必！１１ｔｌＣヨ夛Ｂ 、 ＴＩ 、
Ｚｒ、Ｖ、Ｔａ、Ｃａ 、希上 番類元素のうち１種又は２４ｓ以上ｔ−ｏ、 ｏ ｓチ
以下さらＫ Ｃｕ ｓ Ｃｒ ＋ Ｍ ｏ ｅ Ｗの１
種又は２種以上を合計で１．８−以下含み、残部実質的
に鉄よシなる鋼を鋳造後、必要によル鋳片を粗圧延して
、該スラブを８００℃〜１１８０℃間に加熱し、次いで
２相域（オーステナイト＋フェライト又はベーナイト）
の温度域で累積圧下率７０チ以下の圧下を加えて仕上圧
砥管行ない、該仕上げ圧延稜急冷し、焼戻杷理すること
を特徴とするＮｉ系脆性亀裂高停止性能鋼の製造方法で
ある。
先ず本発明の対象とする鋼の成分範囲の限定理由につい
て述べる。
て述べる。
で１００嘔延性破面を呈する最低試験温度での吸収エネ
ルギー（０Ｖ１００）がマＴｒｓの低下に伴ない低下す
るが、０含有量がα１０１１以下ではＶテｆｍの変化に
よらず、圧延熱処理効果と相まって高い０Ｖ１００を示
す、さらにＣ含有量がαｌＯ嘩超では、急速冷却をうけ
る溶接継手の熱影響部における靭性が低下する。
ルギー（０Ｖ１００）がマＴｒｓの低下に伴ない低下す
るが、０含有量がα１０１１以下ではＶテｆｍの変化に
よらず、圧延熱処理効果と相まって高い０Ｖ１００を示
す、さらにＣ含有量がαｌＯ嘩超では、急速冷却をうけ
る溶接継手の熱影響部における靭性が低下する。
これらの理由によ６ｏ含有量ＩＱ、１０慢以下とした。
８１ 含有量は脱酸および強度の面からα９１ｓ以上と
し％ １％超となると清浄度が劣化し、靭性も劣化する
０”ｌｅＯ，ｏＬ−ｔｏ Ｓｔ！： Ｌｌ。
し％ １％超となると清浄度が劣化し、靭性も劣化する
０”ｌｅＯ，ｏＬ−ｔｏ Ｓｔ！： Ｌｌ。
Ｍｍ含有量は強度・靭性を確保するためα５憾以上とし
、０Ｖｌｏｏ＄の低いｖＴｒｓ、溶接ＨＡＺ靭性を確保
するためＬ８１ｉ以下とした。
、０Ｖｌｏｏ＄の低いｖＴｒｓ、溶接ＨＡＺ靭性を確保
するためＬ８１ｉ以下とした。
Ｎｉは本発明の必須元素であって、高い脆性亀裂停止性
能をうるため添加される。しかし８嘔を超える時には靭
性値が飽和してくる。また１、 １ 暢こわにより必簀
量を低く抑えうるものであシ、低いＤＷＴ？遷移温度が
えらねる。
能をうるため添加される。しかし８嘔を超える時には靭
性値が飽和してくる。また１、 １ 暢こわにより必簀
量を低く抑えうるものであシ、低いＤＷＴ？遷移温度が
えらねる。
ムｌ含有量は脱酸の面から酸可溶ムｌで０．００１哄以
上とし、靭性の面からα２０％以下とする。
上とし、靭性の面からα２０％以下とする。
Ｎ含有量は鋼材および溶接ＨＡＺ の靭性確保の点か
らα０１０−以下とするが、溶接ＨＡＺ 靭性の点から
はさらＫ（０＋２Ｎ）含有量α１０％以下がとくに好ま
しい。
らα０１０−以下とするが、溶接ＨＡＺ 靭性の点から
はさらＫ（０＋２Ｎ）含有量α１０％以下がとくに好ま
しい。
Ｆ 、 ａ Ｋツイテｄ、高イｏ Ｖ 阜００ 、低ｖ
Ｔｒｓを得るため低いことが望ましいが、工業的に実現
し得る範囲としてそれぞれ０．０１３’１以下が選択さ
れる。
Ｔｒｓを得るため低いことが望ましいが、工業的に実現
し得る範囲としてそれぞれ０．０１３’１以下が選択さ
れる。
ＮｂＦｉ本発明鋼で細粒化効果を発揮させるもつと４有
効な元素て、とくに鋳造後、圧延加熱時に微細に析出さ
せオーステナイトの細粒化を行なわせるため、α００３
〜α０５％を添加する。しかしα０５ｓを超える時には
溶接熱影響部の靭性を低下し、α００３１未満ては細粒
化効果がないため上記範囲に限定する。とくに本発明で
祉鋳造後固溶状態にあるＮｂ を圧延加熱時に微ｌ１
１１に析出させる低温加熱圧延を行ない、高いｏｖｔｏ
ｏと低いマＴｒｍ を得る点に特徴がある。
効な元素て、とくに鋳造後、圧延加熱時に微細に析出さ
せオーステナイトの細粒化を行なわせるため、α００３
〜α０５％を添加する。しかしα０５ｓを超える時には
溶接熱影響部の靭性を低下し、α００３１未満ては細粒
化効果がないため上記範囲に限定する。とくに本発明で
祉鋳造後固溶状態にあるＮｂ を圧延加熱時に微ｌ１
１１に析出させる低温加熱圧延を行ない、高いｏｖｔｏ
ｏと低いマＴｒｍ を得る点に特徴がある。
Ｂ、テｋ ＠ Ｚ ｒ ＃ ｖ＠ Ｔ ａ ＃ ’ ＠
＠稀土類元Ｘについては。
＠稀土類元Ｘについては。
単独含有の場合ＫＦｉＯ，００８％未満では強度、靭性
に効果なく、α０８暢超では＃接ＨＡｚの靭性が劣化す
る。とくに好ましい範囲はＶおよびＴａの場合、α０７
−以下であシ、テｉ−，Ｚｒの場合α０３〇−以下であ
りｓ Ｂ ＠ ｃｍ ＊ 稀土類元素の場合α０１僑以
下であ夛、これらの複合含有の場合、その合計がα０８
暢以下である。
に効果なく、α０８暢超では＃接ＨＡｚの靭性が劣化す
る。とくに好ましい範囲はＶおよびＴａの場合、α０７
−以下であシ、テｉ−，Ｚｒの場合α０３〇−以下であ
りｓ Ｂ ＠ ｃｍ ＊ 稀土類元素の場合α０１僑以
下であ夛、これらの複合含有の場合、その合計がα０８
暢以下である。
そのほか０１Ｌ５０ 俤以下、Ｏｒ Ｌ２−以下、ＷＯ
１２嘩以下、 Ｍｏ住８チ以下のうちｌ樵もしくは複合
で１８１以下含有させることもできる。
１２嘩以下、 Ｍｏ住８チ以下のうちｌ樵もしくは複合
で１８１以下含有させることもできる。
Ｏｕ Ｆｉ耐食性に対する有効性と低温靭性に対する有
効性から１．５係まで添加出来るが、これ以上では熱関
臆性をおこし易くなるので、Ｌ５嗟以下がよい。
効性から１．５係まで添加出来るが、これ以上では熱関
臆性をおこし易くなるので、Ｌ５嗟以下がよい。
ンの抑制に効果があり、高いｏｖ ｌＯＯｔえられる。
しかし過量になると溶接部靭性は低下する。
したがってＬ３−以下が好ましい、また複合添加の場合
に熱間脆性、熱影響部靭性の点から１８％以下に＠定さ
れる。
に熱間脆性、熱影響部靭性の点から１８％以下に＠定さ
れる。
Ｍｅは母材の靭性、！１度に効果があるが、Ｍｅα８慢
超ではｏｖｌｏｏを低下させ、溶接熱ｆ＃醤部の靭性を
低くするので、Ｍｅα８％以下が好ましい。
超ではｏｖｌｏｏを低下させ、溶接熱ｆ＃醤部の靭性を
低くするので、Ｍｅα８％以下が好ましい。
ＷはｏＶ１００向上に効果があるが０．２９６超ではそ
の効果がなくなるので、α２９６以下が好ましい。
の効果がなくなるので、α２９６以下が好ましい。
次に本発明の方法における大きな特徴である鋼材の圧嬌
製造工８について説明する。すなわち本発明の方法にお
ける圧延工程は、前記の成分をもつ鋼を８００℃〜１１
８０℃に加熱した鋼片を、熱間圧延する＠に、二相域（
オーステナイト＋フェライト又はベーナイト）圧延をす
ることＫＩｈる。
製造工８について説明する。すなわち本発明の方法にお
ける圧延工程は、前記の成分をもつ鋼を８００℃〜１１
８０℃に加熱した鋼片を、熱間圧延する＠に、二相域（
オーステナイト＋フェライト又はベーナイト）圧延をす
ることＫＩｈる。
まず加熱温［１８００℃〜１１８０℃としたのは１本発
明の高切欠靭性とくに脆性亀裂部停止性能をうるためで
ある。すなわち圧延材の低温靭性には加熱時の結晶粒径
が影響するが、本発明では完全オーステナイト域に加熱
しなくても、開停止性能組織をうる仁とが出来るため８
００℃以上としている。
明の高切欠靭性とくに脆性亀裂部停止性能をうるためで
ある。すなわち圧延材の低温靭性には加熱時の結晶粒径
が影響するが、本発明では完全オーステナイト域に加熱
しなくても、開停止性能組織をうる仁とが出来るため８
００℃以上としている。
従来の圧延工程では完全オーステナイト化温度（ＡＣ１
以上３に加熱するのが常識であるが、本発明者らの検討
では、ムＣ１以下てあっても、仕上圧延時未変態オース
テナイト量が、３５％以上であわば、圧延細粒化を行な
わせることが可能である。
以上３に加熱するのが常識であるが、本発明者らの検討
では、ムＣ１以下てあっても、仕上圧延時未変態オース
テナイト量が、３５％以上であわば、圧延細粒化を行な
わせることが可能である。
したがって加熱温度はむしろ低く８００℃以上Ｋまでと
り、高い場合でも１１８０℃以下とする。
り、高い場合でも１１８０℃以下とする。
すなわち初期オーステナイト粒径を出来るかぎり小さく
しておくため、上記温度範ＷＡＫ限定する。
しておくため、上記温度範ＷＡＫ限定する。
枚
また鋳造時の組、Ｍａ、Ｏｗは樹救状晶関にある程度偏
析するので、本発明ではとの偏析を利用し、圧延時に層
状のバンド組織をつくらせる。そのため、圧延加熱は比
較的低温加熱がよく、＾い場合ても１１８０℃以下とす
ることが好ましい。
析するので、本発明ではとの偏析を利用し、圧延時に層
状のバンド組織をつくらせる。そのため、圧延加熱は比
較的低温加熱がよく、＾い場合ても１１８０℃以下とす
ることが好ましい。
粗圧ａ會行なう場合に４加熱温ｆＦｉこの点から比較的
低くＬ、１３００℃以下が好ましい。
低くＬ、１３００℃以下が好ましい。
次に圧延条件であるが、仕上圧延ｉ！坂がオーステナイ
トｓ結晶域である場合には、望ましい微細層状組織がえ
らねない、したがって２相域（オーステナイト＋フェラ
イト又はイーナイト）において強圧下を加える。すなわ
ち累積圧下率７０ｇ６まで加えるが、こね以上の強圧下
は低温靭性面からも必要でなく、かつ圧延能率面からも
経済的でない、また７０ｓを超えるときはｏｖｌＧＯの
低下をもたらす、よって２相域での圧下率を７０１６以
下に限定する。なお圧延材の微細層状組織コントロール
を適切に行なうためには、累積圧下率１ノぐス畝の関係
を十分熟知した上で制御することが勿論必要で、累積圧
下率が小さい時には小数パス大圧下を必要とすることに
なる。
トｓ結晶域である場合には、望ましい微細層状組織がえ
らねない、したがって２相域（オーステナイト＋フェラ
イト又はイーナイト）において強圧下を加える。すなわ
ち累積圧下率７０ｇ６まで加えるが、こね以上の強圧下
は低温靭性面からも必要でなく、かつ圧延能率面からも
経済的でない、また７０ｓを超えるときはｏｖｌＧＯの
低下をもたらす、よって２相域での圧下率を７０１６以
下に限定する。なお圧延材の微細層状組織コントロール
を適切に行なうためには、累積圧下率１ノぐス畝の関係
を十分熟知した上で制御することが勿論必要で、累積圧
下率が小さい時には小数パス大圧下を必要とすることに
なる。
また本発明でに圧処後空冷しないで急冷することにより
、靭性を向上させる。
、靭性を向上させる。
またｏＶｌｏｏとｖＴｒｓのバランスをよくする東
ため焼戻処理を行なう、あるいは中間温度で小冷を止め
、オートテンノぐ一効果によ５ｏｖｉｏｏとｖＴｒｌｓ
の／？フランスとシ、脆性亀訣停止性能を向上させ
る。
、オートテンノぐ一効果によ５ｏｖｉｏｏとｖＴｒｌｓ
の／？フランスとシ、脆性亀訣停止性能を向上させ
る。
実施例
表１は本発明に用いられる鋼および比軟用の鋼の化学成
分、表２はこれらの鋼の本発明法の製造条件と従来法で
ある焼入焼戻法による場合の機械的性質および溶接熱サ
イクル後の靭性を示したものである。
分、表２はこれらの鋼の本発明法の製造条件と従来法で
ある焼入焼戻法による場合の機械的性質および溶接熱サ
イクル後の靭性を示したものである。
こわによれば本発明法のドロック・ウェイト・ティア−
・テスト（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅ５
ｔ ）の遷移温度は一１００℃以下てあって、脆性亀裂
停止性能がきわめて＾いことがわかる。ｉた延性域での
吸収エネルギー０マ１００も゛高く脆性亀裂が７レスト
さねやすい特性をもつ、また再現島影４１１１ｓの靭性
値も高い。
・テスト（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅ５
ｔ ）の遷移温度は一１００℃以下てあって、脆性亀裂
停止性能がきわめて＾いことがわかる。ｉた延性域での
吸収エネルギー０マ１００も゛高く脆性亀裂が７レスト
さねやすい特性をもつ、また再現島影４１１１ｓの靭性
値も高い。
再加熱焼入焼戻の比較法でｆｌ ９ Ｉ Ｎｉ鋼のＤＷ
テ！しｐＪ 遷移＠には低いが、？−５憾Ｎｉ系鋼では５０℃程度と
＾〈１本発明法が低Ｎｉ糸鋼材において、Ｉ！わめて低
いＤＷＴＴ遷移温［を提供することが分る、なお本ＤＴ
ＮＴＴ試験片は簡易型のもので、厚ｉ １４ ｗｍ 、
亀裂伝播部長さ５０厘（厚さ０．１Ｍ。
テ！しｐＪ 遷移＠には低いが、？−５憾Ｎｉ系鋼では５０℃程度と
＾〈１本発明法が低Ｎｉ糸鋼材において、Ｉ！わめて低
いＤＷＴＴ遷移温［を提供することが分る、なお本ＤＴ
ＮＴＴ試験片は簡易型のもので、厚ｉ １４ ｗｍ 、
亀裂伝播部長さ５０厘（厚さ０．１Ｍ。
深さ５ｓｍソーカットノツチを含む）、長さ１８０閣の
ものを使用し、脆性破面率測定１Ｃ＃′ｉノツチ下部１
５ａｇ、破面終端部５■を除外して測定している。
ものを使用し、脆性破面率測定１Ｃ＃′ｉノツチ下部１
５ａｇ、破面終端部５■を除外して測定している。
注）再加熱焼入焼戻条件＝９３０℃焼入。
ｓ９０〜６５０℃焼戻（圧延は１１５０℃加熱、９００
℃仕上シ） 急冷開始温度状〔圧延仕上多温度−（１０〜３０）〕℃ 再現熱サイクル、８００〜５００℃冷却時間３０秒、１
４００℃加熱 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 他２名
℃仕上シ） 急冷開始温度状〔圧延仕上多温度−（１０〜３０）〕℃ 再現熱サイクル、８００〜５００℃冷却時間３０秒、１
４００℃加熱 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 他２名
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１１化学成分として、ＯＯ，１０憾以下、 ８ｉ０．
０１〜１．０嘩、 Ｍｕα５〜１．８慢、Ｎｉｌ、１〜
８．０ ％、Ａ／（１００１〜０．２０僑、ＮＯ，０１
０％以下、Ｐ。 Ｂそれぞわα０１３憾以下、ＮｂＯ，００３〜０．０５
慢ヲ含み、必要によりＢ、テｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔ５１％０
畠、稀土類元素のうち１ｍ又は２種以上を０．０８−以
下、さらＫＯｕ、Ｏｒ、Ｍｏ、Ｗのｌｆｉ又は２種以上
を合計で１．８囁以下含み、残部実質的に鉄よりなる鋼
を鋳造後、必要により鋳片を粗圧延して、を加えて仕上
圧延を行ない、該仕上圧ｇ後急冷し。 焼尿処垣することｔ特徴とするＮ１系脆性亀鋏高停止性
詫鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19815081A JPS58100624A (ja) | 1981-12-09 | 1981-12-09 | Ｎｉ系脆性亀裂高停止性能鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19815081A JPS58100624A (ja) | 1981-12-09 | 1981-12-09 | Ｎｉ系脆性亀裂高停止性能鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58100624A true JPS58100624A (ja) | 1983-06-15 |
Family
ID=16386285
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19815081A Pending JPS58100624A (ja) | 1981-12-09 | 1981-12-09 | Ｎｉ系脆性亀裂高停止性能鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58100624A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61143517A (ja) * | 1984-12-13 | 1986-07-01 | Kawasaki Steel Corp | 低温用高強度鋼板の製造方法 |
| JPS62158817A (ja) * | 1985-12-28 | 1987-07-14 | Nippon Steel Corp | 高強度高靭性の厚鋼板の製造方法 |
| JPH0344444A (ja) * | 1989-07-08 | 1991-02-26 | Nippon Steel Corp | アレスト特性の優れた鋼材 |
| EP0861915A1 (en) * | 1997-02-25 | 1998-09-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same |
| WO2007034576A1 (ja) | 2005-09-21 | 2007-03-29 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 低温用鋼材およびその製造方法 |
| CN110114495A (zh) * | 2016-12-22 | 2019-08-09 | 株式会社Posco | 具有优异的低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢材及其制造方法 |
-
1981
- 1981-12-09 JP JP19815081A patent/JPS58100624A/ja active Pending
Cited By (10)
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| CN110114495A (zh) * | 2016-12-22 | 2019-08-09 | 株式会社Posco | 具有优异的低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢材及其制造方法 |
| US11649519B2 (en) | 2016-12-22 | 2023-05-16 | Posco Co., Ltd | Sour-resistant heavy-wall steel plate having excellent low-temperature toughness and post-heat treatment characteristics and method for manufacturing same |
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