JPS6030724B2 - 高靭性高張力鋼板の製造法 - Google Patents
高靭性高張力鋼板の製造法Info
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- JPS6030724B2 JPS6030724B2 JP55046197A JP4619780A JPS6030724B2 JP S6030724 B2 JPS6030724 B2 JP S6030724B2 JP 55046197 A JP55046197 A JP 55046197A JP 4619780 A JP4619780 A JP 4619780A JP S6030724 B2 JPS6030724 B2 JP S6030724B2
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- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は高靭性高張力鋼板、特に溶接熱影響部の級性を
改善した高張力鋼板の製造法に関するものである。
改善した高張力鋼板の製造法に関するものである。
従来より溶接熱影響部の級性改善法としてＴＩＮを利用
することは知られているが、製鋼技術としてＮ量のコン
トロール技術が確立されていないかつたためにＴｉ一Ｎ
のバランス問題はあまり注目されていなかった。
することは知られているが、製鋼技術としてＮ量のコン
トロール技術が確立されていないかつたためにＴｉ一Ｎ
のバランス問題はあまり注目されていなかった。
このためＴｉの歩留のみを考えて製造したものは安定し
た性能を確保することが困難であり、一６０℃で使用す
るような低ニッケル鋼では安定して要求される−６０℃
における溶接ポンド部を含む溶接熱影響部の性を保証す
ることはできなかった。本発明においては、このように
従来注目されなかったＮ量に注目し、Ｎ量とＴｉ及び（
又は）Ｂ量のバラスをうまくコントロールし、同時に特
殊圧延を行なうことによって広汎な範囲の溶接入熱でも
籾性のすぐれた高張力鋼板を製造できることを見し、出
したものである。
た性能を確保することが困難であり、一６０℃で使用す
るような低ニッケル鋼では安定して要求される−６０℃
における溶接ポンド部を含む溶接熱影響部の性を保証す
ることはできなかった。本発明においては、このように
従来注目されなかったＮ量に注目し、Ｎ量とＴｉ及び（
又は）Ｂ量のバラスをうまくコントロールし、同時に特
殊圧延を行なうことによって広汎な範囲の溶接入熱でも
籾性のすぐれた高張力鋼板を製造できることを見し、出
したものである。
即ち本発明はＣＯ．００５〜０．１６％、Ｍｎ ｏ．７
〜２．２％、Ｓｉミ０．３％、ＡＩＯ．０１〜０．１％
、Ｐミ０．０２５％、Ｓミ０．０２４％、ＮＯ．００５
〜０．０１０％及びＴｉ ｏ．００６〜０．０２５％と
ＢＯ．０００６〜０．００２５％の一方は双方を含有し
、かつＴｉとＢが共存する場合にはＢ／（Ｎ−０．２９
のｉ）＝０．斑超え０．７氏未満なる式を満足し、さら
にこれにＮｉｏ．２〜２．０％、Ｃｕｏ．０５〜０．５
％、Ｖ Ｏ．０１５〜０．０５％、Ｎｂｏ．０１〜０．
０５％、Ｃａｏ．０００５〜０．００４％、Ｃｅｏ．０
０１５〜０．０１２％の１種又は２種以上を含有し又は
含有しないで、残部実質的にＦｅ より、その際次式に
示すＣｅｑが０．４０％以下である鋼片をＡｃ３〜１３
５０℃に加熱してから直ちに中間板厚まで圧延した後圧
延を中断して６５０℃以下の温度に冷却し、再び８００
〜９５０ｏｏの温度範囲でＡｃ３温度以上に再加熱した
後圧延を開始し７８０〜６９０℃の温度範囲で５％以上
の圧下を加え、最終圧延温度を７８０〜６９０ｑｏとす
ることを特徴とするものである。Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６
十Ｓｉ／２４十Ｃｕ／１５十Ｃｒ／５十Ｍｏ／４十Ｎｉ
／４０十Ｖ／１４本出願人はさきに鋼片又は銭片を１２
００℃以上に加熱してから直ちに中間板厚まで圧延した
後、圧延を中断して６５０午○以下の温度に冷却し、再
び８００〜９５０午０に再加熱した後、３０％以上任意
の全圧下率で、かつ６９０〜７４０ｑｏの温度範囲にお
ける圧下率が３０％以上となるような圧延を仕上温度６
９０〜７４０℃で行う高鰯性高張力鋼板の製造方法を開
発した。
〜２．２％、Ｓｉミ０．３％、ＡＩＯ．０１〜０．１％
、Ｐミ０．０２５％、Ｓミ０．０２４％、ＮＯ．００５
〜０．０１０％及びＴｉ ｏ．００６〜０．０２５％と
ＢＯ．０００６〜０．００２５％の一方は双方を含有し
、かつＴｉとＢが共存する場合にはＢ／（Ｎ−０．２９
のｉ）＝０．斑超え０．７氏未満なる式を満足し、さら
にこれにＮｉｏ．２〜２．０％、Ｃｕｏ．０５〜０．５
％、Ｖ Ｏ．０１５〜０．０５％、Ｎｂｏ．０１〜０．
０５％、Ｃａｏ．０００５〜０．００４％、Ｃｅｏ．０
０１５〜０．０１２％の１種又は２種以上を含有し又は
含有しないで、残部実質的にＦｅ より、その際次式に
示すＣｅｑが０．４０％以下である鋼片をＡｃ３〜１３
５０℃に加熱してから直ちに中間板厚まで圧延した後圧
延を中断して６５０℃以下の温度に冷却し、再び８００
〜９５０ｏｏの温度範囲でＡｃ３温度以上に再加熱した
後圧延を開始し７８０〜６９０℃の温度範囲で５％以上
の圧下を加え、最終圧延温度を７８０〜６９０ｑｏとす
ることを特徴とするものである。Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６
十Ｓｉ／２４十Ｃｕ／１５十Ｃｒ／５十Ｍｏ／４十Ｎｉ
／４０十Ｖ／１４本出願人はさきに鋼片又は銭片を１２
００℃以上に加熱してから直ちに中間板厚まで圧延した
後、圧延を中断して６５０午○以下の温度に冷却し、再
び８００〜９５０午０に再加熱した後、３０％以上任意
の全圧下率で、かつ６９０〜７４０ｑｏの温度範囲にお
ける圧下率が３０％以上となるような圧延を仕上温度６
９０〜７４０℃で行う高鰯性高張力鋼板の製造方法を開
発した。
（特公昭４９−７２９３号参照）。然しこの発明はＣＯ
．０５〜０．３０％、Ｓｉｏ．７％以下、Ｍｎｏ．３〜
１．６％、ＳｏＩＡＩＯ．０７％以下を基本成分とする
キルド鋼又はセミキルド鋼及びさらに前記基本成分鋼に
析出硬化元素としてＶＯ．０２〜０．３０％、Ｎｂ０．
００５〜０．２０％、Ｔｉ ｏ．０３〜０．２０％、Ｚ
ｒ ｏ．０２〜０．２０％、Ｔａｏ．０１０〜０．１０
％、Ｎ２０．００１５％以下の１種又は２種以上を含有
する鋼或はさらに前記両鋼種にＣｕｌ．０％以下、Ｃｒ
３．０％以下、Ｎｉ３．０％以下の１種又は２種以上を
添加した耐食性、耐懐性、耐海水性鋼を適用しているが
、一方本発明は前述の通りＮ量とＴｉ及び（又は）Ｂ量
のバランスをうまくコントロールすることによって溶接
入熱１７．０００〜６０．０００Ｊ／弧の溶接で−６０
℃における溶接熱影響部シャルピー値が安定して３．０
ｋ９一ｍ以上得られるような下記の組成を有する低温用
鋼に適用した溶接熱影響部及び母材の級性のすぐれた低
温用鋼板の製造に成功したものである。即ちＣ Ｏ．０
００５〜０．１６％、Ｍｎ ｏ．７〜２．２、Ｓｉミ０
．３％、ＡＩ Ｏ．０１〜０．１％、Ｐ＜０．０２５％
、Ｓ＜０．０２４％、Ｎ Ｏ．００５〜０．０１０％及
びＴｉ ｏ．００６〜０．０２５％とＢ Ｏ．０００６
〜０．００２５％の一方又は双方を含有し、かつＴｉと
Ｂが共存する場合にはＢ／（Ｎ−０．２９２Ｔｉ）＝０
．３超え０．７氏未満なる止を満足し、さらに必要に応
じこれにこれにＮｊｏ．２〜２．０％、Ｃｕｏ．０５〜
０．５％、ＶＯ．０１５〜０．０５％、Ｎｂｏ．０１〜
０．０５％、Ｃａ ｏ．０００５〜０．００４％、Ｃｅ
ｏ．００１５〜０．０１２％の１種又は２種以上を含有
し、残部実質的にＦｅ より成り、次式に示すＣｅｑが
０．４０％以下の鋼に適用するものである。Ｃｅｑ＝Ｃ
十Ｍｎ／６十Ｓｉ／２４十Ｃｕノ１５十Ｃｒ／５十Ｍｏ
／４十Ｎｉ／４０十Ｖ／１４（Ｃ．Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｕ
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは重量％）以下に本発明における
鋼成分の限定理由について説明する、Ｃは鋼の強化に有
効であり、経済的に最も有利な元素であって鞠性を害わ
ない範囲でなるべく多く利用するのがよいが、０．００
５％未満であれば、他の強化元素（Ｍｈ， Ｃｒ，Ｍｏ
など）を多量添加する必要が生ずるので０．００５％以
上とした。
．０５〜０．３０％、Ｓｉｏ．７％以下、Ｍｎｏ．３〜
１．６％、ＳｏＩＡＩＯ．０７％以下を基本成分とする
キルド鋼又はセミキルド鋼及びさらに前記基本成分鋼に
析出硬化元素としてＶＯ．０２〜０．３０％、Ｎｂ０．
００５〜０．２０％、Ｔｉ ｏ．０３〜０．２０％、Ｚ
ｒ ｏ．０２〜０．２０％、Ｔａｏ．０１０〜０．１０
％、Ｎ２０．００１５％以下の１種又は２種以上を含有
する鋼或はさらに前記両鋼種にＣｕｌ．０％以下、Ｃｒ
３．０％以下、Ｎｉ３．０％以下の１種又は２種以上を
添加した耐食性、耐懐性、耐海水性鋼を適用しているが
、一方本発明は前述の通りＮ量とＴｉ及び（又は）Ｂ量
のバランスをうまくコントロールすることによって溶接
入熱１７．０００〜６０．０００Ｊ／弧の溶接で−６０
℃における溶接熱影響部シャルピー値が安定して３．０
ｋ９一ｍ以上得られるような下記の組成を有する低温用
鋼に適用した溶接熱影響部及び母材の級性のすぐれた低
温用鋼板の製造に成功したものである。即ちＣ Ｏ．０
００５〜０．１６％、Ｍｎ ｏ．７〜２．２、Ｓｉミ０
．３％、ＡＩ Ｏ．０１〜０．１％、Ｐ＜０．０２５％
、Ｓ＜０．０２４％、Ｎ Ｏ．００５〜０．０１０％及
びＴｉ ｏ．００６〜０．０２５％とＢ Ｏ．０００６
〜０．００２５％の一方又は双方を含有し、かつＴｉと
Ｂが共存する場合にはＢ／（Ｎ−０．２９２Ｔｉ）＝０
．３超え０．７氏未満なる止を満足し、さらに必要に応
じこれにこれにＮｊｏ．２〜２．０％、Ｃｕｏ．０５〜
０．５％、ＶＯ．０１５〜０．０５％、Ｎｂｏ．０１〜
０．０５％、Ｃａ ｏ．０００５〜０．００４％、Ｃｅ
ｏ．００１５〜０．０１２％の１種又は２種以上を含有
し、残部実質的にＦｅ より成り、次式に示すＣｅｑが
０．４０％以下の鋼に適用するものである。Ｃｅｑ＝Ｃ
十Ｍｎ／６十Ｓｉ／２４十Ｃｕノ１５十Ｃｒ／５十Ｍｏ
／４十Ｎｉ／４０十Ｖ／１４（Ｃ．Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｕ
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは重量％）以下に本発明における
鋼成分の限定理由について説明する、Ｃは鋼の強化に有
効であり、経済的に最も有利な元素であって鞠性を害わ
ない範囲でなるべく多く利用するのがよいが、０．００
５％未満であれば、他の強化元素（Ｍｈ， Ｃｒ，Ｍｏ
など）を多量添加する必要が生ずるので０．００５％以
上とした。
一方Ｃ量が０．１６％を超えると溶接熱影響部の靭性が
著しく劣化する。Ｓｉは従来より脱酸元素として利用さ
れてきたが、ＡＩ脱酸技術の発展により必ずしも添加す
る必要がないばかりでなく鋼の轍性を劣化させるので０
．３以下とする。Ｍｎは銅の強化に有効であるばかりで
なく、母村部の改善にも有効で、０．７％以上が必要で
あり、一方２．２％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣
化させるので好ましくない。ＡＩは銅の脱酸元素として
不可欠であるばかりでなく、ＡＩＮを形成して鋼中の遊
離Ｎを固定し、鋼の轍性を改善し納処理時或は熱間圧延
時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し鋼の強靭化
に寄与するため０．０１％以上が必要であるが、一方０
．１％以上ではＡＩ２０３系介在物を多数形成しこの介
在物の作用で轍性、延性を劣化させるので０．０１〜０
．１％とする。
著しく劣化する。Ｓｉは従来より脱酸元素として利用さ
れてきたが、ＡＩ脱酸技術の発展により必ずしも添加す
る必要がないばかりでなく鋼の轍性を劣化させるので０
．３以下とする。Ｍｎは銅の強化に有効であるばかりで
なく、母村部の改善にも有効で、０．７％以上が必要で
あり、一方２．２％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣
化させるので好ましくない。ＡＩは銅の脱酸元素として
不可欠であるばかりでなく、ＡＩＮを形成して鋼中の遊
離Ｎを固定し、鋼の轍性を改善し納処理時或は熱間圧延
時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し鋼の強靭化
に寄与するため０．０１％以上が必要であるが、一方０
．１％以上ではＡＩ２０３系介在物を多数形成しこの介
在物の作用で轍性、延性を劣化させるので０．０１〜０
．１％とする。
Ｐは０．０２５％を超えて含有すると鋼の凝固時に偏折
を生じ製品となった後も偏折帯と呼ばれるＰの著しく偏
折した靭性の悪い領域を局部的に形成するばかりでなく
溶接熱影響部の籾性にも悪影響を及ぼすので０．０２５
％以下とする。
を生じ製品となった後も偏折帯と呼ばれるＰの著しく偏
折した靭性の悪い領域を局部的に形成するばかりでなく
溶接熱影響部の籾性にも悪影響を及ぼすので０．０２５
％以下とする。
Ｓは鋼中の不純物元素としてＦｅＳ，ＭｍＳなどの介在
物を形成し、鋼の延性を劣化させるため０．０２４％以
下に制限する必要がある。
物を形成し、鋼の延性を劣化させるため０．０２４％以
下に制限する必要がある。
ＴｉはＮと結合して鋼中でＴＩＮ化合物を形成し、これ
が溶接熱影響部のオーステナィド粒の粗大化を防止する
と同時に溶接熱影響部の溶接熱サイクルの冷却過程にお
おし、てフェライトの析出核として作用し、溶接熱影響
部の暁入性を調整する作用をなし、これがＣｅｑを０．
４０％以下にして合金元素から焼入れ性を調整する作用
と合せて溶接熱影響部の籾性を有害な上部ベイナイト組
織の出現を極力防止することによって高鞠性を有する溶
接熱影響部を得るものである。
が溶接熱影響部のオーステナィド粒の粗大化を防止する
と同時に溶接熱影響部の溶接熱サイクルの冷却過程にお
おし、てフェライトの析出核として作用し、溶接熱影響
部の暁入性を調整する作用をなし、これがＣｅｑを０．
４０％以下にして合金元素から焼入れ性を調整する作用
と合せて溶接熱影響部の籾性を有害な上部ベイナイト組
織の出現を極力防止することによって高鞠性を有する溶
接熱影響部を得るものである。
こ）でＣｅｑは次式で定義されるもので、Ｃｕ以外はＪ
ＩＳに規定されているものである。
ＩＳに規定されているものである。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｈ／６十Ｓｉ／２４十Ｎｉ／４０
十Ｃｒ／５十Ｍｏノ４十Ｖ／１４十Ｃｕ／１５（Ｃ，Ｍ
ｎ，Ｓｉ，Ｎｊ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｃｕは重量％である
）前述のようにＴＩＮ利用による溶接熱影響部の級性改
善は従釆より知られているが（樽公昭４８一６００８号
公報参照）、こ）に述べられているようにＴＩＮの利用
は５０．００の／の以上の大入熱溶接時の溶接熱影響部
靭‘性に限定されている。
十Ｃｒ／５十Ｍｏノ４十Ｖ／１４十Ｃｕ／１５（Ｃ，Ｍ
ｎ，Ｓｉ，Ｎｊ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｃｕは重量％である
）前述のようにＴＩＮ利用による溶接熱影響部の級性改
善は従釆より知られているが（樽公昭４８一６００８号
公報参照）、こ）に述べられているようにＴＩＮの利用
は５０．００の／の以上の大入熱溶接時の溶接熱影響部
靭‘性に限定されている。
即ち本発明のようなＮｉを含まないか又は僅かに含有す
るアルミキルド鋼の場合のように極めて低温での使用が
考えられるときにこのような温度で溶接熱影響部の鰯性
を確保るためには技術的に極めて高度のものを要し、Ｃ
，Ｍｎ，Ｓｉ”Ｐ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎ 成分を上記範囲に限
定することによってのみ達成できるのである。例えば入
熱５０．０００Ｊ／伽以下で溶接熱影響部に対するＴＩ
Ｎ効果が損失されるのはＣｅｑが０．４０％を著しく超
えて合金元素の過剰によって溶接熱影響部に上部ベイナ
イト又は焼入れマルテソトサィトが出現するためであり
ＴＩＮの適正利用と同時に含有元素のコントロールによ
る級性化との組合せによってのみその効果を発揮できる
ものであり、Ｔｉ量を０．００６〜０．０２５％、Ｎ量
を０．００５０〜０．０１００％に限定すれば−６０ｑ
ｏにおける溶接熱影響部鞠性を１７．０００〜６０．０
０Ｗ／肌の入熱で安定して確保できるものである。また
好ましくは上記Ｔｉ，Ｎ限定範囲でＴＩＮの生成量を製
品状態で０．０かｔ％以上とすれ‘ま一層すぐれた溶接
熱影響部轍性を確保できる。ＢはＴｉと同様にＢＮを形
成し溶接熱影響部のオーステナィト粒軽粗大化を防止す
ると同時に溶接熱サイクルで高温（１２００℃以上）に
加熱されたときに一部溶解したＢＮが冷却過程で再びＢ
とＮが結びつきＢＮを析出する。
るアルミキルド鋼の場合のように極めて低温での使用が
考えられるときにこのような温度で溶接熱影響部の鰯性
を確保るためには技術的に極めて高度のものを要し、Ｃ
，Ｍｎ，Ｓｉ”Ｐ，Ｓ，Ｔｉ，Ｎ 成分を上記範囲に限
定することによってのみ達成できるのである。例えば入
熱５０．０００Ｊ／伽以下で溶接熱影響部に対するＴＩ
Ｎ効果が損失されるのはＣｅｑが０．４０％を著しく超
えて合金元素の過剰によって溶接熱影響部に上部ベイナ
イト又は焼入れマルテソトサィトが出現するためであり
ＴＩＮの適正利用と同時に含有元素のコントロールによ
る級性化との組合せによってのみその効果を発揮できる
ものであり、Ｔｉ量を０．００６〜０．０２５％、Ｎ量
を０．００５０〜０．０１００％に限定すれば−６０ｑ
ｏにおける溶接熱影響部鞠性を１７．０００〜６０．０
０Ｗ／肌の入熱で安定して確保できるものである。また
好ましくは上記Ｔｉ，Ｎ限定範囲でＴＩＮの生成量を製
品状態で０．０かｔ％以上とすれ‘ま一層すぐれた溶接
熱影響部轍性を確保できる。ＢはＴｉと同様にＢＮを形
成し溶接熱影響部のオーステナィト粒軽粗大化を防止す
ると同時に溶接熱サイクルで高温（１２００℃以上）に
加熱されたときに一部溶解したＢＮが冷却過程で再びＢ
とＮが結びつきＢＮを析出する。
このＢＮ‘ま極めて微細なものであってフェライト生成
の核となり溶接熱影響部に籾性の悪い上部ベイナイト組
織の生成を防止する。ＢＮの溶接熱影響部のオーステナ
ィト粒径粗大化防止効果はＴＩＮとほゞ同程度であるが
、ＢＮとＴＩＮの効果の相違はＢＮが冷却過程における
窒化物の再析出によるものである。即ちオーステナィト
中のＢの拡散速度はＴｉの拡散速度に比較して非常に遠
い。例えば１２０びＫ‘こおいてはＢの拡散係数は３×
１０‐７仇／Ｓであり、Ｔｉの拡散係数は２５×１０‐
１３弧／Ｓ程度である。この理由はＢとＴｉの固溶形態
の相違に基くものであって、Ｂはオーステナィト鋼に対
し格子間原子に近い形で固溶するのに対しＴｉは置換形
に固溶するためであると考えられる。この拡散速度の差
は窒化物の析出速度に著しい差を生じ、拡散速度の遅い
ＴｉではＴＩＮ析出までにかなり時間を要するため、入
熱が低い溶接条件の場合にはＴＩＮが析出する時間が不
足し冷却時のＴｉｎのフェライト生成核効果があまり発
揮されないが、ＢはＴｉよりも拡散速度が遠い分だけ同
じ冷却速度で比べた場合、多量のＢＮを再析出するだけ
でなくＴｉとＢが共存する場合には、冷却時に固溶した
Ｂ，Ｔｉ，Ｎにおいて拡散の遠いＢがＴｉに優先してＮ
と結合してまずＢＮを形成するのでフェライト生成核と
しての作用はＢＮが主な役割を果たすことになる。即ち
Ｂ，Ｔｉの複合添加効果は主に冷却速度の遠い１８．０
００〜６０．０００Ｊ／弧の入熱の場合に著しい効果を
有するのであって、このため大入熱溶接から、手溶接の
１８．００の／伽まで安定して溶暖熱影響部の靭性の良
好な鋼を製造することができる。このような効果の得ら
れるＢの添加範囲は０．０００６〜０．００２５％で、
Ｂ／（Ｎ−０．３超え０．７法未満の範囲にあるのが好
ましい。Ｂの添加量が０．０００６％以下ではＢの効果
はなく、又０．００２５％を超えるとかえって轍性を劣
化させたり熱間圧延時に割れを生じたり溶接部の割れの
原因になったりする。又Ｂ／（Ｎ−０．２９汀ｉ）がｏ
．７９以上であればＢ過剰となりＢＮを再析出するＮが
不足し、この値が０．３以下であればＢが不足となりＴ
ｉともＢとも結合しない遊離Ｎが溶接熱影響部に存在し
、轍性を劣化させる。以上のようにＣ，Ｓｉ，Ｍｎ．（
Ｓ．Ｐ）ＡＩ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎは本発明における鋼の必須
成分であるが、以下に述べる他の元素は要求する強度レ
ベル、機械的性質の異方性に対する要求、経済性を考え
て必要に応じ適宜添加される成分元素である。Ｃｕ，Ｎ
ｉは機材の低温轍性を改善するに当り有効な元素であり
、溶接熱影響部の靭Ｉ性改善にも若干有効であるが、Ｃ
ｅｑミ０．４０％を超えて添加されると溶接熱影響部に
上部ベイナイト組織を生成し、かえつて靭性を劣化する
とともに、Ｎｉ は経済的にも高価な合金元素であり、
２％を超えて添加されるＡＩキルド鋼では−６０℃以下
の例えば一７０ｑｏ，一１００ｑｏなどにおける轍性値
が要求され、又高Ｎｉ鋼に特有の配慮が溶接施工時に必
要とされるため、一６０℃までの靭性を考えた山キルド
鋼として２０％以下とした。又Ｃｕは０．０５％以下で
は轍性に対する効果がなく、０．５％以上の添加は溶接
時の高温割れ、熱間圧延時の表面割れを生ずる。Ｃａ
はＣａＳを形成してＳ系介在物を球状化することによっ
て鋼の靭性、延性を改善すると同時に強力な脱酸元素と
して鋼中の酸素を取り除く働きをなし、一部はＣａ０の
形で介在物として鋼中に残る。
の核となり溶接熱影響部に籾性の悪い上部ベイナイト組
織の生成を防止する。ＢＮの溶接熱影響部のオーステナ
ィト粒径粗大化防止効果はＴＩＮとほゞ同程度であるが
、ＢＮとＴＩＮの効果の相違はＢＮが冷却過程における
窒化物の再析出によるものである。即ちオーステナィト
中のＢの拡散速度はＴｉの拡散速度に比較して非常に遠
い。例えば１２０びＫ‘こおいてはＢの拡散係数は３×
１０‐７仇／Ｓであり、Ｔｉの拡散係数は２５×１０‐
１３弧／Ｓ程度である。この理由はＢとＴｉの固溶形態
の相違に基くものであって、Ｂはオーステナィト鋼に対
し格子間原子に近い形で固溶するのに対しＴｉは置換形
に固溶するためであると考えられる。この拡散速度の差
は窒化物の析出速度に著しい差を生じ、拡散速度の遅い
ＴｉではＴＩＮ析出までにかなり時間を要するため、入
熱が低い溶接条件の場合にはＴＩＮが析出する時間が不
足し冷却時のＴｉｎのフェライト生成核効果があまり発
揮されないが、ＢはＴｉよりも拡散速度が遠い分だけ同
じ冷却速度で比べた場合、多量のＢＮを再析出するだけ
でなくＴｉとＢが共存する場合には、冷却時に固溶した
Ｂ，Ｔｉ，Ｎにおいて拡散の遠いＢがＴｉに優先してＮ
と結合してまずＢＮを形成するのでフェライト生成核と
しての作用はＢＮが主な役割を果たすことになる。即ち
Ｂ，Ｔｉの複合添加効果は主に冷却速度の遠い１８．０
００〜６０．０００Ｊ／弧の入熱の場合に著しい効果を
有するのであって、このため大入熱溶接から、手溶接の
１８．００の／伽まで安定して溶暖熱影響部の靭性の良
好な鋼を製造することができる。このような効果の得ら
れるＢの添加範囲は０．０００６〜０．００２５％で、
Ｂ／（Ｎ−０．３超え０．７法未満の範囲にあるのが好
ましい。Ｂの添加量が０．０００６％以下ではＢの効果
はなく、又０．００２５％を超えるとかえって轍性を劣
化させたり熱間圧延時に割れを生じたり溶接部の割れの
原因になったりする。又Ｂ／（Ｎ−０．２９汀ｉ）がｏ
．７９以上であればＢ過剰となりＢＮを再析出するＮが
不足し、この値が０．３以下であればＢが不足となりＴ
ｉともＢとも結合しない遊離Ｎが溶接熱影響部に存在し
、轍性を劣化させる。以上のようにＣ，Ｓｉ，Ｍｎ．（
Ｓ．Ｐ）ＡＩ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎは本発明における鋼の必須
成分であるが、以下に述べる他の元素は要求する強度レ
ベル、機械的性質の異方性に対する要求、経済性を考え
て必要に応じ適宜添加される成分元素である。Ｃｕ，Ｎ
ｉは機材の低温轍性を改善するに当り有効な元素であり
、溶接熱影響部の靭Ｉ性改善にも若干有効であるが、Ｃ
ｅｑミ０．４０％を超えて添加されると溶接熱影響部に
上部ベイナイト組織を生成し、かえつて靭性を劣化する
とともに、Ｎｉ は経済的にも高価な合金元素であり、
２％を超えて添加されるＡＩキルド鋼では−６０℃以下
の例えば一７０ｑｏ，一１００ｑｏなどにおける轍性値
が要求され、又高Ｎｉ鋼に特有の配慮が溶接施工時に必
要とされるため、一６０℃までの靭性を考えた山キルド
鋼として２０％以下とした。又Ｃｕは０．０５％以下で
は轍性に対する効果がなく、０．５％以上の添加は溶接
時の高温割れ、熱間圧延時の表面割れを生ずる。Ｃａ
はＣａＳを形成してＳ系介在物を球状化することによっ
て鋼の靭性、延性を改善すると同時に強力な脱酸元素と
して鋼中の酸素を取り除く働きをなし、一部はＣａ０の
形で介在物として鋼中に残る。
この介在物はＴＩＮと同様に溶接熱影響部のオーステナ
ィト粒の微細化とフェライト生成核として上部ベイナイ
ト組織出現の防止に寄与するために有効であり、０．０
００５％禾満ではＳ系介在物改善効果、Ｃａ０形成によ
る溶接熱影響部の組織微細化効果がない。一方０．００
４％を超えるとＣａ○介在物の量が著しく多くなり介在
物の存在による悪影響を生ずる。ＣｅもＣａと全く同様
のＳ系介在物の形状改善効果と、Ｃｅ○形成による溶接
熱影響部の組織微細化効果を有する。
ィト粒の微細化とフェライト生成核として上部ベイナイ
ト組織出現の防止に寄与するために有効であり、０．０
００５％禾満ではＳ系介在物改善効果、Ｃａ０形成によ
る溶接熱影響部の組織微細化効果がない。一方０．００
４％を超えるとＣａ○介在物の量が著しく多くなり介在
物の存在による悪影響を生ずる。ＣｅもＣａと全く同様
のＳ系介在物の形状改善効果と、Ｃｅ○形成による溶接
熱影響部の組織微細化効果を有する。
ＣｅはＣａに比して約３倍の原子量を有しており適正範
囲もＣａの場合の約３倍の０．００１５〜０．０１２％
であり、これ未満であっても、これを超えてもＣａの場
合と同じ悪影響を生ずる。Ｖ，Ｎｂは徴量で強度を高め
るのに有効な元素であってこれを有効に利用すれば、他
の合金元素を減らして経済的に安価な鋼を製造すること
ができるが、Ｖに関しては０．０１５％以下であれば強
度上昇にあまり寄与しないし、０．０５％超えると溶接
熱影響部の靭性を劣化させる。
囲もＣａの場合の約３倍の０．００１５〜０．０１２％
であり、これ未満であっても、これを超えてもＣａの場
合と同じ悪影響を生ずる。Ｖ，Ｎｂは徴量で強度を高め
るのに有効な元素であってこれを有効に利用すれば、他
の合金元素を減らして経済的に安価な鋼を製造すること
ができるが、Ｖに関しては０．０１５％以下であれば強
度上昇にあまり寄与しないし、０．０５％超えると溶接
熱影響部の靭性を劣化させる。
同様にＮｂは０．０１％以下であれば強度に寄与しない
し又０．０５％を超えると靭性を劣化させるが溶接熱影
響部の轍性のみの点から考えればＶは０．０１５〜０．
０２５％、Ｎｂは０．０１〜０．０５％が好ましい。本
発明は以上の如き組成を有する鋼片に対し下記の如き特
定の圧延、熱処理するもので、鋼片より鋼板を製造する
に当って、まず通常の圧延時の加熱温度１０００〜１３
５び０の温度に加熱し、適当な中間板厚に圧延してこれ
を次の圧延工程の素材とし、次にこの素材を一度６５０
℃以下（Ａｃ，点以下）の適当な温度に下げてｙ→Ｑへ
の変態を生ぜしめ、変態が５０〜１００％完了した後再
び素材をＡｃ３点直上から１０００℃以下の温度に加熱
する。
し又０．０５％を超えると靭性を劣化させるが溶接熱影
響部の轍性のみの点から考えればＶは０．０１５〜０．
０２５％、Ｎｂは０．０１〜０．０５％が好ましい。本
発明は以上の如き組成を有する鋼片に対し下記の如き特
定の圧延、熱処理するもので、鋼片より鋼板を製造する
に当って、まず通常の圧延時の加熱温度１０００〜１３
５び０の温度に加熱し、適当な中間板厚に圧延してこれ
を次の圧延工程の素材とし、次にこの素材を一度６５０
℃以下（Ａｃ，点以下）の適当な温度に下げてｙ→Ｑへ
の変態を生ぜしめ、変態が５０〜１００％完了した後再
び素材をＡｃ３点直上から１０００℃以下の温度に加熱
する。
このときの加熱温度はｙ粒径が大きくならないような温
度を選び、冷却ｒ→Ｑ変態、加熱Ｑ→ｙ変態のプロセス
によるｙ粒径微細化効果を害わないように注意すること
が必要であり、本発明における前述の如き成分範囲であ
れば望ましい再加熱温度は８００〜９５０℃である。こ
のようにして得られた微細なｙ組織をもった素材はざら
に仕上圧延時の温度をｙ→Ｑ変態の始まる直前か或は一
部ｙ→は変態の生じている温度にとり製品板厚に圧延す
るもので、再加熱後圧延を開始し６９０〜７８０℃の温
度範囲で５％以上の圧下を加えるものである。従釆、斯
る圧延条件としては、圧延工程によって適当な製品板厚
とした鋼板をＡｃ３点より５〜５０℃高い温度に適当な
時間保持した後、空冷又は適当な冷却を行なって安定し
た鋼板を得る暁ならし処理のほか、競入煉房処理、又は
調質処理、或は直接暁入嬢戻処理、低温圧延処理などの
多数の圧延、熱処理方法が知られているが、本発明にお
いて実施する上述の特定の圧延処理は、母材特性として
高鰍性が得られるばかりでなく強度も通常圧延材よりも
高くなり、パーライトコロニーが分割されるため溶接熱
影響部に生ずるパーラィト部がッ変態し、マルテンサィ
トやベイナイトになる場合にもこの大きさを小さくし溶
接熱影響部級性を改善する効果もつものである。圧延条
件のうち、スラグ加熱温度は製品の特性を害わない範囲
で５０〜１００℃低下させることも可能であり、蓮銭又
は分塊工程の熱量を利用した直送圧延（加熱に［程の省
略）も可能である。本発明において一次圧延後、６５０
℃以下への冷却は空冷でも水頃霧でもよいが、一次圧延
後の冷却温度が６５０℃以上の場合は靭性の向上が不十
分で好ましくない。
度を選び、冷却ｒ→Ｑ変態、加熱Ｑ→ｙ変態のプロセス
によるｙ粒径微細化効果を害わないように注意すること
が必要であり、本発明における前述の如き成分範囲であ
れば望ましい再加熱温度は８００〜９５０℃である。こ
のようにして得られた微細なｙ組織をもった素材はざら
に仕上圧延時の温度をｙ→Ｑ変態の始まる直前か或は一
部ｙ→は変態の生じている温度にとり製品板厚に圧延す
るもので、再加熱後圧延を開始し６９０〜７８０℃の温
度範囲で５％以上の圧下を加えるものである。従釆、斯
る圧延条件としては、圧延工程によって適当な製品板厚
とした鋼板をＡｃ３点より５〜５０℃高い温度に適当な
時間保持した後、空冷又は適当な冷却を行なって安定し
た鋼板を得る暁ならし処理のほか、競入煉房処理、又は
調質処理、或は直接暁入嬢戻処理、低温圧延処理などの
多数の圧延、熱処理方法が知られているが、本発明にお
いて実施する上述の特定の圧延処理は、母材特性として
高鰍性が得られるばかりでなく強度も通常圧延材よりも
高くなり、パーライトコロニーが分割されるため溶接熱
影響部に生ずるパーラィト部がッ変態し、マルテンサィ
トやベイナイトになる場合にもこの大きさを小さくし溶
接熱影響部級性を改善する効果もつものである。圧延条
件のうち、スラグ加熱温度は製品の特性を害わない範囲
で５０〜１００℃低下させることも可能であり、蓮銭又
は分塊工程の熱量を利用した直送圧延（加熱に［程の省
略）も可能である。本発明において一次圧延後、６５０
℃以下への冷却は空冷でも水頃霧でもよいが、一次圧延
後の冷却温度が６５０℃以上の場合は靭性の向上が不十
分で好ましくない。
又二次圧延の加熱温度は８００〜９５０℃であるが、８
００℃以下では圧延組織及び機械的性質の均一性が阻害
されて靭性を急激に劣化し、又９５０ｑｏを越せば圧延
後の組織が粗く、かつ鷹粒となり轍性を劣化する。さら
に二次圧延において７８０ｑｏ以下での圧下率が５％に
達しない場合には強度及び靭性が低下し、またその仕上
温度が６９０『○以下になれば、強加工フェライトの再
結晶が阻害され、籾性が著しく劣化するので、二次圧延
における仕上温度を６９０〜７８び０の温度範囲とする
。二次圧延における７８０〜６９０℃の温度範囲での圧
下率は５％以上であるが、金属学上大きい程望ましいの
で、本発明では特に上限を限定するものではない。しか
しこの圧下率の上限は圧延機の能力や一次圧延と二次圧
延の能率のバランスなどによりある程度制限されてくる
。次に本発明を実施例により説明する。
００℃以下では圧延組織及び機械的性質の均一性が阻害
されて靭性を急激に劣化し、又９５０ｑｏを越せば圧延
後の組織が粗く、かつ鷹粒となり轍性を劣化する。さら
に二次圧延において７８０ｑｏ以下での圧下率が５％に
達しない場合には強度及び靭性が低下し、またその仕上
温度が６９０『○以下になれば、強加工フェライトの再
結晶が阻害され、籾性が著しく劣化するので、二次圧延
における仕上温度を６９０〜７８び０の温度範囲とする
。二次圧延における７８０〜６９０℃の温度範囲での圧
下率は５％以上であるが、金属学上大きい程望ましいの
で、本発明では特に上限を限定するものではない。しか
しこの圧下率の上限は圧延機の能力や一次圧延と二次圧
延の能率のバランスなどによりある程度制限されてくる
。次に本発明を実施例により説明する。
下記第１表に示す組成を有する鋼を藩製して得た素材ス
ラグを第２表に示す圧延条件により鋼板を製造した。
ラグを第２表に示す圧延条件により鋼板を製造した。
表中、最右欄の丸印は本発明によるもの、×印は比較の
ための供試材である。第１表 第 ２ 表（圧延条件） 圧延条件Ａ： 素材スラグ（厚さ１８０脚）を１２５０ｑｏ×ｌｈｒ加
熱後、直ちに厚さ９仇吻まで圧延終了温度を９００℃と
して一次圧延する。
ための供試材である。第１表 第 ２ 表（圧延条件） 圧延条件Ａ： 素材スラグ（厚さ１８０脚）を１２５０ｑｏ×ｌｈｒ加
熱後、直ちに厚さ９仇吻まで圧延終了温度を９００℃と
して一次圧延する。
次いで圧延を中断して５００℃まで空冷し、再び９５０
ｑＣ×ｌｈｒ加熱後、厚さ５仇ゅまで９５００ 〜７８
０ｑｏで５０％、７８００ 〜７５０ｏｏで５０％二次
圧延し、最終圧延温度を７５０℃とする。圧延条件Ｂ： 上記圧延条件Ａで、二次圧延条件を９５００〜７８０℃
で９７％、７８００〜７５０℃で３％の庄下に変える。
ｑＣ×ｌｈｒ加熱後、厚さ５仇ゅまで９５００ 〜７８
０ｑｏで５０％、７８００ 〜７５０ｏｏで５０％二次
圧延し、最終圧延温度を７５０℃とする。圧延条件Ｂ： 上記圧延条件Ａで、二次圧延条件を９５００〜７８０℃
で９７％、７８００〜７５０℃で３％の庄下に変える。
圧延条件Ｃ：上記圧延条件Ａで、二次圧延条件を９５０
０〜８００℃で５０％、８０００ 〜７８５℃で５０％
圧下し、最終圧延温度を７８５００とする。
０〜８００℃で５０％、８０００ 〜７８５℃で５０％
圧下し、最終圧延温度を７８５００とする。
圧延条件Ｄ：
上言己圧延条件Ａで、二次圧延・条件を９５００〜７８
０℃で５０％、７８００ 〜６８５ｑｏで５０％広下し
、最終圧延温度を総５℃とする圧延条件Ｅ： 上記圧延条件Ａの一次圧延のみで、素材スラグ（厚ささ
１８物廠）を１２ぷ０×ｌｈｒ加熱後、厚さ５仇凧まで
圧延終了温度を８００℃として圧延する。
０℃で５０％、７８００ 〜６８５ｑｏで５０％広下し
、最終圧延温度を総５℃とする圧延条件Ｅ： 上記圧延条件Ａの一次圧延のみで、素材スラグ（厚ささ
１８物廠）を１２ぷ０×ｌｈｒ加熱後、厚さ５仇凧まで
圧延終了温度を８００℃として圧延する。
圧延条件Ｆ：上記圧延条件Ａの一次圧延のみで、素材ス
ラグ（厚さ１８仇廠）を１２５０ｑｏ×ｌｈｒ加熱後、
７８０ｏ 〜７５０００で圧下して板厚５比肋とし、圧
延終了温度を７５０℃とする。圧延条件Ｇ： 上記圧延条件Ｅの成品を９００ｑ○×水ｒ加熱後水暁入
れし、次いで６２０つ○で独ｒ焼もどし処理する。
ラグ（厚さ１８仇廠）を１２５０ｑｏ×ｌｈｒ加熱後、
７８０ｏ 〜７５０００で圧下して板厚５比肋とし、圧
延終了温度を７５０℃とする。圧延条件Ｇ： 上記圧延条件Ｅの成品を９００ｑ○×水ｒ加熱後水暁入
れし、次いで６２０つ○で独ｒ焼もどし処理する。
圧延条件Ｈ：上記圧延条件Ｅの成品を９００午０×が功
ロ熱後、空冷処理する。
ロ熱後、空冷処理する。
上記鋼板の母材としての特性及び溶接部の籾性結果を下
記第３，４表に示す。
記第３，４表に示す。
第 ３ 表（母材特性）
第 ３ 表（母材特性）
第 ４表（溶接部籾性）
上記第３，４表に示した特性の試験方法は次の通りであ
る。
る。
ＮＤＴＴ （ Ｎｉｌ − ｄ比ｈｌｉ○ Ｔｒａ
船ｉｔｉｏｎｒｅｍｐｅｒａｔ川ｅ）：ＮＲＬ（Ｎａｖ
ａｌＲｅｓｅａｒｃｈＬａｖｏｒａｔｏび）蕗重試験結
果、ＡＳＴＭＥ ２０８（１９７５）のＰ−２サイズ試
験片による。
船ｉｔｉｏｎｒｅｍｐｅｒａｔ川ｅ）：ＮＲＬ（Ｎａｖ
ａｌＲｅｓｅａｒｃｈＬａｖｏｒａｔｏび）蕗重試験結
果、ＡＳＴＭＥ ２０８（１９７５）のＰ−２サイズ試
験片による。
ＣＯＤ（一６０℃）：
一６０℃におけるＣｒａｃｋ ＯｐｅｎｎｊｎｇＤｉｓ
ｐｌａｃｅ−ｍｅｎｔ 試験値、Ｂ．Ｂ．ＤＤＩ９（１
９７２）による。
ｐｌａｃｅ−ｍｅｎｔ 試験値、Ｂ．Ｂ．ＤＤＩ９（１
９７２）による。
シャルピー試験：ＪＩＳＺ ２２０２（１９路）、４号
試験片（母材では板厚中央部から採取）による。
試験片（母材では板厚中央部から採取）による。
試験値はすべて圧延直角方向の値である。
上記第４表中の溶接条件１〜３は第５表に示す条件であ
る。
る。
シャルピー試験片は表面から１肋の位置とした。なおボ
ンド部とはシャルピーのノッチ位置を溶接金属と母材部
の境界としたもの、ＨＡＺＩ凧とは同じくノッチを溶融
境界から１肌入った位置に入れたものである。又第４表
のＣＯＤ試験片は表面から中２仇岬の試験片を探り、ノ
ツチ位置はシャルピー試験片と同じにした。第 ５ 表
（溶接条件） 上記実施例において、鋼番１〜８は本発明における成分
範囲に属する鋼で圧延条件を異にしたもので、本発明の
圧延条件Ａが最も良好な母材特性を有することを示して
いる（第３表参照）、溶接部の鋤性についても本発明の
圧延条件Ａが最も良好であるが、母材ほど差はない（第
４表参照）。
ンド部とはシャルピーのノッチ位置を溶接金属と母材部
の境界としたもの、ＨＡＺＩ凧とは同じくノッチを溶融
境界から１肌入った位置に入れたものである。又第４表
のＣＯＤ試験片は表面から中２仇岬の試験片を探り、ノ
ツチ位置はシャルピー試験片と同じにした。第 ５ 表
（溶接条件） 上記実施例において、鋼番１〜８は本発明における成分
範囲に属する鋼で圧延条件を異にしたもので、本発明の
圧延条件Ａが最も良好な母材特性を有することを示して
いる（第３表参照）、溶接部の鋤性についても本発明の
圧延条件Ａが最も良好であるが、母材ほど差はない（第
４表参照）。
Claims (1)
- １ Ｃ０．００５〜０．１６％，Ｍｎ０．７〜２．２％
，Ｓｉ≦０．３％，Ａｌ０．０１〜０．１％，Ｐ≦０．
０２５％，Ｓ≦０．０２４％，Ｎ０．００５〜０．０１
０％及びＴｉ０．００６〜０．０２５％とＢ０．０００
６〜０．００２５％の一方又は双方を含有し、かつＴｉ
とＢが共存する場合にはＢ／（Ｎ−０．２９２Ｔｉ）＝
０．３超え０．７９未満なる式を満足し、残部実質的に
Ｆｅより成り、その際次式に示すＣｅｑが０．４０％以
下である鋼片をＡｃ＿３〜１３５０℃に加熱してから直
ちに中間板厚まで圧延した後圧延を中断して６５０℃以
下の温度に冷却し、再び８００〜９５０℃の温度範囲で
Ａｃ＿３温度以上に再加熱した後圧延を開始し、７８０
〜６９０℃の温度範囲で５％以上の圧下を加え、最終圧
延温度を７８０〜６９０℃とすることを特徴とする高靭
性高張力鋼板の製造法Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２
４＋Ｃｕ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ
／１４２ Ｃ０．００５〜０．１６％，Ｍｎ０．７７〜
２．２％，Ｓｉ≦０．３％，Ａｌ０．０１〜０．１％，
Ｐ≦０．０２５％，Ｓ≦０．０２４％，Ｎ０．００５〜
０．０１０％及びＴｉ０．００６〜０．０２５％とＢ０
．０００６〜０．００２５％の一方又は双方を含有し、
かつＴｉとＢが共存する場合にはＢ／（Ｎ−０．２９２
Ｔｉ）＝０．３超え０．７９未満なる式を満足し、さら
にこれにＮｉ０．２〜２．０％，Ｃｕ０．０５〜０．５
％，Ｖ０．０２５〜０．０５℃，Ｎｂ０．０１〜０．０
５％，Ｃａ０．０００５〜０，００４％，Ｃｅ０．００
１５〜０．０１２％の１種又は２種以上を含有し残部自
質的にＦｅより成り、その際次式に示すＣｅｑが０．４
０％以下である鋼片をＡｃ＿３〜１３５０℃に加熱して
から直ちに中間板厚まで圧延した後圧延を中断して６５
０℃以下の温度に冷却し、再び８００〜９５０℃の温度
範囲Ａｃ＿３温度以上に再加熱した後圧延を開始し、７
８０〜６９０℃の温度範囲で５％以上の圧下を加え、最
終圧延温度を７８０〜６９０℃とすることを特徴とする
高靭性高張力鋼板の製造法Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ
／２４＋Ｃｕ／１５＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０
＋Ｖ／１４
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55046197A JPS6030724B2 (ja) | 1980-04-10 | 1980-04-10 | 高靭性高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55046197A JPS6030724B2 (ja) | 1980-04-10 | 1980-04-10 | 高靭性高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS56142826A JPS56142826A (en) | 1981-11-07 |
| JPS6030724B2 true JPS6030724B2 (ja) | 1985-07-18 |
Family
ID=12740341
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55046197A Expired JPS6030724B2 (ja) | 1980-04-10 | 1980-04-10 | 高靭性高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6030724B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4504326A (en) * | 1982-10-08 | 1985-03-12 | Nippon Steel Corporation | Method for the production of cold rolled steel sheet having super deep drawability |
| JPS59136463A (ja) * | 1983-01-26 | 1984-08-06 | Nippon Steel Corp | 耐ラメラ−テア−鋼及びその製造方法 |
| JPS60204863A (ja) * | 1984-03-28 | 1985-10-16 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接構造用鋼 |
| JPS62170459A (ja) * | 1986-01-22 | 1987-07-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 |
| CN109112264A (zh) * | 2018-10-26 | 2019-01-01 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 少量微合金化元素调质型高强韧中厚钢板及其制造方法 |
| CN112795840A (zh) * | 2020-12-24 | 2021-05-14 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种690MPa级钢板及其生产方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS497293A (ja) * | 1972-05-31 | 1974-01-22 | ||
| JPS5116890A (ja) * | 1974-08-01 | 1976-02-10 | Suwa Seikosha Kk | Suishoshindoshi |
-
1980
- 1980-04-10 JP JP55046197A patent/JPS6030724B2/ja not_active Expired
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS497293A (ja) * | 1972-05-31 | 1974-01-22 | ||
| JPS5116890A (ja) * | 1974-08-01 | 1976-02-10 | Suwa Seikosha Kk | Suishoshindoshi |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS56142826A (en) | 1981-11-07 |
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