JPS6148517A - 抗張力６０Ｋｇ／ｍｍ↑２以上の高張力鋼の製造方法 - Google Patents
抗張力６０Ｋｇ／ｍｍ↑２以上の高張力鋼の製造方法Info
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- JPS6148517A JPS6148517A JP16655584A JP16655584A JPS6148517A JP S6148517 A JPS6148517 A JP S6148517A JP 16655584 A JP16655584 A JP 16655584A JP 16655584 A JP16655584 A JP 16655584A JP S6148517 A JPS6148517 A JP S6148517A
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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】
〈産業上の利用分野〉
この発明は、直接焼入れ一部もどしによる抗張力６０
Ｋｇ／−以上の高張力鋼の製造方法に関するもので、Ｔ
ｌ１ＢｔＮの微量コントロールおよび圧延−熱処理条件
のコントロールによシ、従来よシも低成分で高強度、高
靭性の製品を得ることを目的とする。
Ｋｇ／−以上の高張力鋼の製造方法に関するもので、Ｔ
ｌ１ＢｔＮの微量コントロールおよび圧延−熱処理条件
のコントロールによシ、従来よシも低成分で高強度、高
靭性の製品を得ることを目的とする。
〈従来の技術〉
鋼材を熱間圧延後、直ちに焼入れするいわゆる直接焼入
れ法は、省エネルギ、省プロセス法として、近年実用化
が進められている。
れ法は、省エネルギ、省プロセス法として、近年実用化
が進められている。
直接焼入れ一部もどし法によシ製造した鋼材は、通常の
再加熱焼入れ一部もどし法によシ製造した鋼材に比べて
、高強度が得られることは従来よシ良く知られている。
再加熱焼入れ一部もどし法によシ製造した鋼材に比べて
、高強度が得られることは従来よシ良く知られている。
これは、圧延前の均熱時におけるオーステナイトの均質
化（析出物の完全固溶および合金元素の均一分散）、オ
ーステナイトへの加工歪の導入、再加熱を伴ガわないこ
とによる表面スケール厚の減少などの原因によると考え
られている。
化（析出物の完全固溶および合金元素の均一分散）、オ
ーステナイトへの加工歪の導入、再加熱を伴ガわないこ
とによる表面スケール厚の減少などの原因によると考え
られている。
一方、従来のＨＴ８０の大部分およびＨＴ６０の一部で
は、極微量で焼入性を大巾に向上させる元素であるＢが
添加される。焼入性に有効なりは、焼入時に析出物を形
成していない所謂固溶Ｂ（以下Ｂと記す）である。第１
図は３０ｍｍ厚ＨＴ６０の１／２ｔにおける焼入ままの
硬さくすなわち焼入性）に及ばず焼入時ｉ量の影響に関
して本発明者らが研究した結果である。焼入時のＢ量が
増加すると焼入性は向上し、Ｂ＝５〜６ｐｐｍで最高と
なる。そのため、焼入性をある程度確保するためＫはＢ
＝３〜１０ｐｐｍにコントロールする必要がある。
は、極微量で焼入性を大巾に向上させる元素であるＢが
添加される。焼入性に有効なりは、焼入時に析出物を形
成していない所謂固溶Ｂ（以下Ｂと記す）である。第１
図は３０ｍｍ厚ＨＴ６０の１／２ｔにおける焼入ままの
硬さくすなわち焼入性）に及ばず焼入時ｉ量の影響に関
して本発明者らが研究した結果である。焼入時のＢ量が
増加すると焼入性は向上し、Ｂ＝５〜６ｐｐｍで最高と
なる。そのため、焼入性をある程度確保するためＫはＢ
＝３〜１０ｐｐｍにコントロールする必要がある。
この結果は他の報告（［鉄と鋼ｖｏｉ ５９（１９７３
）Ｐ２Ｎ２、Ｖｏ１６２（１９７６）Ｐ３１０Ｊ）とも
はｔ！一致するものである。従来の再加熱焼入れにおい
ては、このＢｉを確保するために、Ｂよルも安定な窒化
物を形成するＴ Ｉ １に１などがある置板上添加され
ているのが一般的である。そのうち、Ｔｉ添加系はＴｉ
Ｎが極めて安定な析出物であるため、従来の再加熱焼入
れ法においても、また直接焼入れ法においてもＢ量の確
保は比較的容易であるが、従来のような多い添加量では
粗大なＴｉＮが多数生成するため、靭性劣化の原因とな
る（Ｚｒも同じ）。
）Ｐ２Ｎ２、Ｖｏ１６２（１９７６）Ｐ３１０Ｊ）とも
はｔ！一致するものである。従来の再加熱焼入れにおい
ては、このＢｉを確保するために、Ｂよルも安定な窒化
物を形成するＴ Ｉ １に１などがある置板上添加され
ているのが一般的である。そのうち、Ｔｉ添加系はＴｉ
Ｎが極めて安定な析出物であるため、従来の再加熱焼入
れ法においても、また直接焼入れ法においてもＢ量の確
保は比較的容易であるが、従来のような多い添加量では
粗大なＴｉＮが多数生成するため、靭性劣化の原因とな
る（Ｚｒも同じ）。
次に、Ａｔ添加系では再加熱焼入時のＢｉを確保するた
め酸可溶Ａ／、 （以下８ｏｔＡｔと記す）を０．０６
チ程度添加子る必要があるが、このような再加熱焼入れ
を前提とした高Ａｔ−Ｂ系を直接焼入れ法に適用する場
合、以下のような点で不都合が生じる。
め酸可溶Ａ／、 （以下８ｏｔＡｔと記す）を０．０６
チ程度添加子る必要があるが、このような再加熱焼入れ
を前提とした高Ａｔ−Ｂ系を直接焼入れ法に適用する場
合、以下のような点で不都合が生じる。
即ちＡｔ−Ｂ−Ｎ系において、圧延前に全ての窒化物が
固溶した場合、その後の圧延および空冷時にはＢはその
拡散のし易さからＢＮとな）（化学的にはＡｔＮ０方が
安定であるが、Ａｔの拡散速度が小さいため、冷却速度
≧２Ｃ／ｍｉｎでは、冷却過程でＡｔＮは生成しない〕
、圧延後直接焼入れを実施する場合に充分なりｉｔ−確
保することができなくなる。そこで、直接焼入れ時必要
ｉ量を確保するためには圧延前扉熱温度を低くすること
が必要となってくる。
固溶した場合、その後の圧延および空冷時にはＢはその
拡散のし易さからＢＮとな）（化学的にはＡｔＮ０方が
安定であるが、Ａｔの拡散速度が小さいため、冷却速度
≧２Ｃ／ｍｉｎでは、冷却過程でＡｔＮは生成しない〕
、圧延後直接焼入れを実施する場合に充分なりｉｔ−確
保することができなくなる。そこで、直接焼入れ時必要
ｉ量を確保するためには圧延前扉熱温度を低くすること
が必要となってくる。
これについて、第２図Ａｔ−Ｎ溶解度曲線、第３図Ｂ−
Ｎ溶解度曲線によシ若干の説明を加えると以下のように
なる。
Ｎ溶解度曲線によシ若干の説明を加えると以下のように
なる。
今、最も代表的なＡｔ、Ｎ量として０．０６饅Ａｔ。
０．００４％Ｎ１加熱温度として１１００℃を考えた場
合、第２図において距離■〜＠が析出Ｂ量で、＠以下す
なわち０．００２３％−が１１００℃での固溶Ｎ量（以
下Ｎと記す）となる。その後の圧延および空冷時には前
述の如（ＢＮが析出する。すなわち、第３図において〔
Ｂ量（全含有量のｗｔ％）＝ｏ、ｏｏｚｓｓのとき、Ｎ
量０．００２３％の点Ｏから低温側Ｏに向かってＢＮ！
が析出し、９００℃で焼入れを開始する場
合＠のｉ＝ｏ、ｏｏｏ３％ となって充分な焼入性が
確５保される（前記第１図参照）。しかしながらこの場
合、距離θ〜Ｏに相浩する多量のＢＮが生成し、靭性を
劣化させる。さらに、第２図で示した距離■〜＠に相当
するＡ７Ｎが鋼中に残存し、渡辺らの指摘した如く（「
鉄と鋼Ｖｏ１６６（１９８０）、Ｐ ２５３ ）、通常
の造塊スラブでは粗大ＡｔＮの列状配列によシ鋼材の延
靭性を劣化させる。そのため、ＡｔＮ′ｔ−微細化する
目的でスラブの冷却速度を大きくする々どの処理が必要
となり、省プロセスおよび低コスト化の観点から好まし
く力い。
合、第２図において距離■〜＠が析出Ｂ量で、＠以下す
なわち０．００２３％−が１１００℃での固溶Ｎ量（以
下Ｎと記す）となる。その後の圧延および空冷時には前
述の如（ＢＮが析出する。すなわち、第３図において〔
Ｂ量（全含有量のｗｔ％）＝ｏ、ｏｏｚｓｓのとき、Ｎ
量０．００２３％の点Ｏから低温側Ｏに向かってＢＮ！
が析出し、９００℃で焼入れを開始する場
合＠のｉ＝ｏ、ｏｏｏ３％ となって充分な焼入性が
確５保される（前記第１図参照）。しかしながらこの場
合、距離θ〜Ｏに相浩する多量のＢＮが生成し、靭性を
劣化させる。さらに、第２図で示した距離■〜＠に相当
するＡ７Ｎが鋼中に残存し、渡辺らの指摘した如く（「
鉄と鋼Ｖｏ１６６（１９８０）、Ｐ ２５３ ）、通常
の造塊スラブでは粗大ＡｔＮの列状配列によシ鋼材の延
靭性を劣化させる。そのため、ＡｔＮ′ｔ−微細化する
目的でスラブの冷却速度を大きくする々どの処理が必要
となり、省プロセスおよび低コスト化の観点から好まし
く力い。
以上述べた如く、含Ｂ高張力鋼を直接焼入れ一部もどし
法で製造する場合、従来の再加熱焼入れ一部もどし法の
ための成分系ではなく、最初から直接焼入れ一部もどし
用の成分系を考えることが必要である。
法で製造する場合、従来の再加熱焼入れ一部もどし法の
ための成分系ではなく、最初から直接焼入れ一部もどし
用の成分系を考えることが必要である。
〈発明の概要〉
この発明は上記した点に鑑みてなされたもので、新たな
直接焼入れ一部もどしによる抗張力６０Ｋｆ／ｍ？以上
の含Ｂ高張力鋼の製造方法を提供しようとするもので、
高張力鋼とじての合金成分の他に、Ｔｉ１Ｂ、Ｎを微量
コントロールすることおよび圧延〜熱処理条件をコント
ロールすることによシ、従来よシも低成分で高強度、高
靭性を有する高張力鋼を得ようとするものである。
直接焼入れ一部もどしによる抗張力６０Ｋｆ／ｍ？以上
の含Ｂ高張力鋼の製造方法を提供しようとするもので、
高張力鋼とじての合金成分の他に、Ｔｉ１Ｂ、Ｎを微量
コントロールすることおよび圧延〜熱処理条件をコント
ロールすることによシ、従来よシも低成分で高強度、高
靭性を有する高張力鋼を得ようとするものである。
即ち、本発明は高張力鋼を製造するにあたシ、抗張力６
０に９７ｔｔｍ２以上の特定の成分の鋼を１２５０℃以
下の温度に均熱後、９５０℃以下、Ａｒ３点以上の温度
範囲で圧下率４０％以上の圧延を行い、圧延完了後直ち
に３００℃以下の温度まで焼入れした後、Ａｅ、点以下
の温度で焼もどしを行なうことを特徴とするものである
。
０に９７ｔｔｍ２以上の特定の成分の鋼を１２５０℃以
下の温度に均熱後、９５０℃以下、Ａｒ３点以上の温度
範囲で圧下率４０％以上の圧延を行い、圧延完了後直ち
に３００℃以下の温度まで焼入れした後、Ａｅ、点以下
の温度で焼もどしを行なうことを特徴とするものである
。
本発明の最も大きな特徴は、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ量をこれら相
互の関係において微量コントロールすることである。こ
れについてまず説明する。
互の関係において微量コントロールすることである。こ
れについてまず説明する。
上述したように焼入れに有効なりは焼入れ時に化合物を
形成していないｉ（固溶Ｂ）であ）、−第１図に示した
ように十分な焼入性を確保するためには焼入時にＢ：Ｏ
，０Ｏ０３〜０．００１０％を確保する必要がある。
形成していないｉ（固溶Ｂ）であ）、−第１図に示した
ように十分な焼入性を確保するためには焼入時にＢ：Ｏ
，０Ｏ０３〜０．００１０％を確保する必要がある。
このＢ量を考慮するにあたって、Ｂを固定するＮ量を考
えなければならないが、Ｔｉ−Ｎ−Ｂの三元素を想定し
た場合、後記する本発明の範囲内の含有量および温度で
は窒化物の安定性はＴＩＮ＞＞ＢＮであるため、最初に
ＴｉＮの生成を考慮し、次にＴｉによって固定され得な
い艮がｉと反応してＢＮとなる過程を考慮すればよい（
ＴｉＮは１１００℃までにほとんど析出完了する）。
えなければならないが、Ｔｉ−Ｎ−Ｂの三元素を想定し
た場合、後記する本発明の範囲内の含有量および温度で
は窒化物の安定性はＴＩＮ＞＞ＢＮであるため、最初に
ＴｉＮの生成を考慮し、次にＴｉによって固定され得な
い艮がｉと反応してＢＮとなる過程を考慮すればよい（
ＴｉＮは１１００℃までにほとんど析出完了する）。
第４図は本発明におけるＢ量の範囲をＮ量（即ちＴ１に
よシ固定されないＮ量）との関係で示すものである。図
中温度をパラメータとして示される各曲線はｔａｇ ［
Ｂ：） （ＩＮ） −−！丑延十５．２４で表わされる
■、Ｎの平衡曲線である。
よシ固定されないＮ量）との関係で示すものである。図
中温度をパラメータとして示される各曲線はｔａｇ ［
Ｂ：） （ＩＮ） −−！丑延十５．２４で表わされる
■、Ｎの平衡曲線である。
いまととで９００℃からの焼入れを考えるとととする。
本発明において焼入温度は９００℃に限定されるもので
社ないが、実用上焼入温度の上限としては９００℃で十
分であシ、９００℃以下〜Ａｒ３点の焼入温度の場合で
も９００℃における固溶Ｂ量として３〜１０ｐｐｍを確
保すればＢによる焼入性が十分に保証されることが本発
明者らの他の実験によ）確認されたため、ＢとＮの関係
については９００℃で考えることとしたものである。
社ないが、実用上焼入温度の上限としては９００℃で十
分であシ、９００℃以下〜Ａｒ３点の焼入温度の場合で
も９００℃における固溶Ｂ量として３〜１０ｐｐｍを確
保すればＢによる焼入性が十分に保証されることが本発
明者らの他の実験によ）確認されたため、ＢとＮの関係
については９００℃で考えることとしたものである。
第４図において９００℃のＢ−Ｎ平衡曲線以下のＮの場
合、ＢがそのままＢとなシ、Ｂ：０．０００３〜０．０
０１０係で良い。しかし、Ｎがこの曲線よシ高い場合、
ＢＮの化学量論的な直線（α）と平行にＢＮの析出が進
むため、９００ ℃でＢ：０．０００３〜０．００１０
チとするためにＬｌｏ、７７ 〔Ｎ：］＋８．４６ Ｘ
１０ ≧［Ｂ：］ ＞ ０．７７ 〔Ｎ）−３，１
６ＸＩＯのＢ量が必要となる（直線■、■）。
合、ＢがそのままＢとなシ、Ｂ：０．０００３〜０．０
０１０係で良い。しかし、Ｎがこの曲線よシ高い場合、
ＢＮの化学量論的な直線（α）と平行にＢＮの析出が進
むため、９００ ℃でＢ：０．０００３〜０．００１０
チとするためにＬｌｏ、７７ 〔Ｎ：］＋８．４６ Ｘ
１０ ≧［Ｂ：］ ＞ ０．７７ 〔Ｎ）−３，１
６ＸＩＯのＢ量が必要となる（直線■、■）。
しかし、析出するＢＮ量が多過ぎると、延靭性の劣化を
招くため、９００℃においてＢａ５ＢＮ＜０．０００７
％とする必要がある。すなわち、Ｌｏｇ（［Ｂ、：ｌ−
０，０００７）（〔Ｎ量 ０．０００９）＝、ｏｏ＋
、３、 ＋５．２４°゛°°°°°
°°°゛°゛°゛■によって、析出Ｂ Ｎ Ｊｉを制限
することか必要である。
招くため、９００℃においてＢａ５ＢＮ＜０．０００７
％とする必要がある。すなわち、Ｌｏｇ（［Ｂ、：ｌ−
０，０００７）（〔Ｎ量 ０．０００９）＝、ｏｏ＋
、３、 ＋５．２４°゛°°°°°
°°°゛°゛°゛■によって、析出Ｂ Ｎ Ｊｉを制限
することか必要である。
以上のようにＢ量はＮ−ｉとの関係において■■■の各
線及びＢ量０．００３、Ｂ ＝ ０．００１０の線に囲
まれた範囲としなければならない。
線及びＢ量０．００３、Ｂ ＝ ０．００１０の線に囲
まれた範囲としなければならない。
この時＆≦０．００１７％でちることが、８４図の横軸
から読みとれる。
から読みとれる。
Ｎの固定に関しては、前述の如く、安定性および銅の延
靭性の点から、微量のＴｉ添加が最も有効であり、本発
明においでもＴ１添加を行う。第５図にＴｉ−Ｎ溶解度
積とＴｉ量およびＮ量の限定範囲金示す。
靭性の点から、微量のＴｉ添加が最も有効であり、本発
明においでもＴ１添加を行う。第５図にＴｉ−Ｎ溶解度
積とＴｉ量およびＮ量の限定範囲金示す。
ＴｉＮの析出がほぼ完了する１１００℃での平衡を考え
ると（ＴｉＮは熱的に極めて安定であり、Ｌ１００℃以
上の加熱温度であっても冷却中に速やかにＴｔＮとして
析出する）、〔Ｎ〕＞０．００１７ｑ６の場合、ＴｉＮ
の化学量論的な直線と平行にＴｉＮの析出が進むため、
１１００℃で５≦０．００１７％とするためには（Ｔｉ
量：］≧３．４３〔Ｎ） −０，００５８３・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・・・・■のＴｉ添加が
必要である。しかし、析出するＴｉＮ量が多過ぎると、
延靭性の劣化を招くため、１１００℃までに析出するＴ
ｉＮ量として、ＴｉａｓＴｉＮくｏ、ｏｘｏ％とする必
要がある。すなわち、ｔｏｇ （［Ｔｉ）−ｏ、ｏｘｏ
）（〔Ｎ） −０，００２９） ＝二」μｍ１１００＋
２７３ 十３．８２・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・■の線によって、析出ＴｉＮ量を制限す
ることが必要である。
ると（ＴｉＮは熱的に極めて安定であり、Ｌ１００℃以
上の加熱温度であっても冷却中に速やかにＴｔＮとして
析出する）、〔Ｎ〕＞０．００１７ｑ６の場合、ＴｉＮ
の化学量論的な直線と平行にＴｉＮの析出が進むため、
１１００℃で５≦０．００１７％とするためには（Ｔｉ
量：］≧３．４３〔Ｎ） −０，００５８３・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・・・・■のＴｉ添加が
必要である。しかし、析出するＴｉＮ量が多過ぎると、
延靭性の劣化を招くため、１１００℃までに析出するＴ
ｉＮ量として、ＴｉａｓＴｉＮくｏ、ｏｘｏ％とする必
要がある。すなわち、ｔｏｇ （［Ｔｉ）−ｏ、ｏｘｏ
）（〔Ｎ） −０，００２９） ＝二」μｍ１１００＋
２７３ 十３．８２・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・■の線によって、析出ＴｉＮ量を制限す
ることが必要である。
一方、〔Ｎ）がこの線よシ低い場合に［Ｔｉ：］が多過
ぎると、ＴｉＮの析出が完了した後でもＴｉが過剰に存
在し、後の焼もどし時にＴｉｃとして析出、硬化し、母
材の靭性劣化を招くため、Ｔ１≦０．００５％ とする
必要がある。すなわち、〔Ｔ１〕≦ａ、４ ａ 〔Ｎ：
ｌ ＋ｏ、ｏ ｏ ｓ・・・・・・・・・・・・・・・
■とする必要がある。
ぎると、ＴｉＮの析出が完了した後でもＴｉが過剰に存
在し、後の焼もどし時にＴｉｃとして析出、硬化し、母
材の靭性劣化を招くため、Ｔ１≦０．００５％ とする
必要がある。すなわち、〔Ｔ１〕≦ａ、４ ａ 〔Ｎ：
ｌ ＋ｏ、ｏ ｏ ｓ・・・・・・・・・・・・・・・
■とする必要がある。
Ｂ、 Ｎ１Ｔｉについては上記の通ｐ″″Ｃあるが、他
の元素についての成分限定及びその限定理由は以下の通
シである。
の元素についての成分限定及びその限定理由は以下の通
シである。
Ｃ：強度を確保するため、００５％以上必要であるが、
０．２０％を超えると母材延靭性および溶接性を劣化さ
せるので、０．０５〜０．２０％の範囲とする。
０．２０％を超えると母材延靭性および溶接性を劣化さ
せるので、０．０５〜０．２０％の範囲とする。
Ｓｌ：ｇ鋼上必要な元素であるが・ ０．５５％を超え
ると母材および溶接部靭性、溶接性を劣化させ、また、
焼もどし脆化を助長するので、その範囲’ｉ０．０２〜
０．５５％とする。
ると母材および溶接部靭性、溶接性を劣化させ、また、
焼もどし脆化を助長するので、その範囲’ｉ０．０２〜
０．５５％とする。
Ｍｎ：強度を確保するため、０．４％以上必要であるが
、１．８０％を超えると、溶接性の劣化および焼もどし
脆化の助長を招くので、その範囲ヲ０．４〜１．８０％
とする。
、１．８０％を超えると、溶接性の劣化および焼もどし
脆化の助長を招くので、その範囲ヲ０．４〜１．８０％
とする。
Ｐ：母材および溶接部靭性を劣化させ、焼もとし脆化を
引き起こす元素でおるため、００２０％以下とする。
引き起こす元素でおるため、００２０％以下とする。
Ｓ：母材の延靭性を劣化させるため、０．０１５％以下
とする。
とする。
上記成分に加えて更に下記成分￥ｆ：１種又は２種以上
添加可能である。
添加可能である。
Ｃｕ：強度を増加させるが、多過ぎると熱間加工性の劣
化およびＳＲ割れ感受性の増大を招くので、０．５０％
以下とする。
化およびＳＲ割れ感受性の増大を招くので、０．５０％
以下とする。
Ｎ１：強度および靭性の向上に有効であるが、経済性の
点から、２．０チ以下とする。
点から、２．０チ以下とする。
Ｃｒ：強度の上昇に有効であるが、多過ぎると、溶接性
の劣化およびＳＲ割れ感受性の増大を招くので、１．８
０％以下とする。
の劣化およびＳＲ割れ感受性の増大を招くので、１．８
０％以下とする。
Ｍｏ：強度の上昇に有効であるが、多過ぎると、溶接性
、溶接部靭性の劣化およびＳＲ割れ感受性の増大を招く
ので、０．６０％以下とする。
、溶接部靭性の劣化およびＳＲ割れ感受性の増大を招く
ので、０．６０％以下とする。
島、Ｖ：とくに直接焼入れの場合には、焼入ｎ性の向上
、焼もどし軟化抵抗の増大を介して強度向上に有効であ
るが、多過ぎると、溶接性および溶接部靭性の劣化を招
くので、それぞれ、上限を設定し、Ｎｂ≦０．０５％、
Ｖ＜Ｏ，１０％とする。
、焼もどし軟化抵抗の増大を介して強度向上に有効であ
るが、多過ぎると、溶接性および溶接部靭性の劣化を招
くので、それぞれ、上限を設定し、Ｎｂ≦０．０５％、
Ｖ＜Ｏ，１０％とする。
次に圧延および熱処理条件の設定理由について以下に述
べる。
べる。
直接焼入れ材の靭性に及げす粒度の影響は極めて大きく
、焼入前のオーステナイト組織１ が粗いと、
直接焼入れ一部もどしに良好な靭性を得ることが難しく
々るため、焼入れに先立ってオーステナイト組織を微細
化しておくととが必要である。
、焼入前のオーステナイト組織１ が粗いと、
直接焼入れ一部もどしに良好な靭性を得ることが難しく
々るため、焼入れに先立ってオーステナイト組織を微細
化しておくととが必要である。
圧延前の鋼片均熱温度が高過ぎると、初期粒が極めて粗
大となるため、後の圧延によっても完全に細粒とすると
とは離しく、また混粒組織となって靭性を劣化させるた
め、均熱温度は１２５０℃以下とすることが必要である
。
大となるため、後の圧延によっても完全に細粒とすると
とは離しく、また混粒組織となって靭性を劣化させるた
め、均熱温度は１２５０℃以下とすることが必要である
。
さらに、圧延仕上多温度が高過ぎると再結晶オーステナ
イトが粗大となる穴め、仕上多温度は少なくとも９５０
℃以下とし、しかも４０饅以上の圧下率を付加すること
によるオーステナイト粒の微細化が必要となる。しかし
、圧延仕上多温度がＡｒ３温度以下になるとフェライト
が生成し、充分な焼入れ組織が得られないため圧延終了
温度は少なくともＡｒ３温度以上とし、その後直ちに焼
入れを開始する必要がおる。その後、残留応力の低減、
延靭性の向上金目的として、Ａｅｌ以下の焼もどし余実
施する。
イトが粗大となる穴め、仕上多温度は少なくとも９５０
℃以下とし、しかも４０饅以上の圧下率を付加すること
によるオーステナイト粒の微細化が必要となる。しかし
、圧延仕上多温度がＡｒ３温度以下になるとフェライト
が生成し、充分な焼入れ組織が得られないため圧延終了
温度は少なくともＡｒ３温度以上とし、その後直ちに焼
入れを開始する必要がおる。その後、残留応力の低減、
延靭性の向上金目的として、Ａｅｌ以下の焼もどし余実
施する。
〈実施例〉
第１表に供試鋼の化学成分、第２表に圧延、熱処理条件
と機械的性質を示す。ＣｈＦＣ１〜５はＨＴ６０、ｃｈ
隘６〜１１はＩ（Ｔ２Ｏを目標としたものである。
と機械的性質を示す。ＣｈＦＣ１〜５はＨＴ６０、ｃｈ
隘６〜１１はＩ（Ｔ２Ｏを目標としたものである。
ｌａ鋼は本発明鋼で、９００℃でのＢ＝３．６ｐｐｍと
なっておシ、Ｃｅｑ ＝０．３１９ ％と従来鋼よシも
低いにもかかわらず、ＤＱ−６３０℃Ｔ後のＴＳ＝６５
、ｓ Ｋｙ／ｒＪ、ｖＴｓ ＝ −８５℃と良好な特性
を示している。同−成分鋼を再加熱Ｑ−ＴしたＮｂ鋼で
は、ＴＳ＝５９．４Ｖ−と低く、必要ｉｉｆ：確保する
Ｔｉ−Ｂ−ＮバランスとＤＱの組み合わせによシ、優ｎ
＋強度、靭性が得られることがわかる。
なっておシ、Ｃｅｑ ＝０．３１９ ％と従来鋼よシも
低いにもかかわらず、ＤＱ−６３０℃Ｔ後のＴＳ＝６５
、ｓ Ｋｙ／ｒＪ、ｖＴｓ ＝ −８５℃と良好な特性
を示している。同−成分鋼を再加熱Ｑ−ＴしたＮｂ鋼で
は、ＴＳ＝５９．４Ｖ−と低く、必要ｉｉｆ：確保する
Ｔｉ−Ｂ−ＮバランスとＤＱの組み合わせによシ、優ｎ
＋強度、靭性が得られることがわかる。
２ａ〜５ａ鋼はＣｅｑ ＝ ０．３６〜０．３７％のほ
ぼ同−Ｃｅｑの５０調厚鋼板であるが、３ａのみ、本発
明のＴｉ−Ｂ−Ｎバランスを満足する鋼で、他はＩ３（
３ｐｐｍとなっている。そのため、３ａ鋼の良好彦強度
、靭性に比べて２ ａ Ｎ ｄ ｎ Ｎ ５ ａ鋼はい
ずれも低強度となっている。
ぼ同−Ｃｅｑの５０調厚鋼板であるが、３ａのみ、本発
明のＴｉ−Ｂ−Ｎバランスを満足する鋼で、他はＩ３（
３ｐｐｍとなっている。そのため、３ａ鋼の良好彦強度
、靭性に比べて２ ａ Ｎ ｄ ｎ Ｎ ５ ａ鋼はい
ずれも低強度となっている。
６ａｓ ７ａ１１１ａはＨＴ８０における本発明鋼の例
で、適正表Ｔｉ −Ｂ ＮバランスとＤＱ−Ｔによっ
て良好な強度、靭性が得られている。
で、適正表Ｔｉ −Ｂ ＮバランスとＤＱ−Ｔによっ
て良好な強度、靭性が得られている。
６ｂ＠は圧延均熱温度が高過ぎ、６ｃ銅は圧延仕上多温
度が高過ぎる（結果として、９５０℃以下の圧下率が低
過ぎる）ため、夫々組織が粗く、靭性が劣る。６ｄ鋼は
圧延仕上多温度がＡｒ３温度以下となっておシ、ミクロ
組織中にフェライトが存在しているための強度不足およ
び強ＣＲ（コントロールトローリング）による延性低下
が認めら扛る。７ｂ鋼は７ａ鋼と同一成分を再加熱Ｑ−
Ｔしたものであるが、７ａ鋼に比べて強度、靭性とも劣
化している。８８〜１０ａ鋼は、７ａ鋼とはＩ！同−Ｃ
ｅｑＯ鋼であるが、８ａ鋼は〔Ｎ〕に対して［Ｔｉ）が
少な過ぎるため焼入性不足による強度、靭性劣化、９ａ
鋼は過剰［Ｔｉ 〕による靭性劣化、ｌＯａ鋼は過剰［
Ｂ）による強度劣化（焼入性低下）、靭性劣化（Ｂ化合
物）が起こっている。
度が高過ぎる（結果として、９５０℃以下の圧下率が低
過ぎる）ため、夫々組織が粗く、靭性が劣る。６ｄ鋼は
圧延仕上多温度がＡｒ３温度以下となっておシ、ミクロ
組織中にフェライトが存在しているための強度不足およ
び強ＣＲ（コントロールトローリング）による延性低下
が認めら扛る。７ｂ鋼は７ａ鋼と同一成分を再加熱Ｑ−
Ｔしたものであるが、７ａ鋼に比べて強度、靭性とも劣
化している。８８〜１０ａ鋼は、７ａ鋼とはＩ！同−Ｃ
ｅｑＯ鋼であるが、８ａ鋼は〔Ｎ〕に対して［Ｔｉ）が
少な過ぎるため焼入性不足による強度、靭性劣化、９ａ
鋼は過剰［Ｔｉ 〕による靭性劣化、ｌＯａ鋼は過剰［
Ｂ）による強度劣化（焼入性低下）、靭性劣化（Ｂ化合
物）が起こっている。
以上述べた如く、本発明法によれば、従来よシも低成分
で高強度、高靭性が得られる。
で高強度、高靭性が得られる。
第１図はＢ量と焼入性との関係を示すグラフ、第２図は
Ａｔ−Ｎ溶解度曲線、第３図はＢ−Ｎ溶解度曲線、第４
図は本発明におけるＢ量の範囲を示すグラフ、第５図は
本発明におけるＴｉ１Ｎ量の範囲を示すグラフである。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発 明 者 １） 川 寿 俊同
松 井 和 南回
須 賀 正 学問
谷 三 部代理人弁理士 吉
原 省 玉量 同 高 橋
消量 弁護士 吉 原 弘
子、 第 １ 図 第２図 ［成］ （Ｗ１％） 第 ３ 図 、 〔Ｎ］ （ｗ↑％） 第 ４ 図 手続補正書どｌ；Ｌ’、、−） 昭和Ｓ７年／／月１ｔｌ−日 特許庁長官 志 賀 学 殿 （特許庁審査官 殿）
１ 事件の表示 昭和 ８２年 特 許 願第１ｂｂ５；Ｓ；ダ号２発
明の名称 お−朱力眺μ所９叉玉の高層（力会司。り焙ΔＬブ＞Ａ
（４１２） Ｂ本ｆ；Ｊｉ′１； −’Ｓジ、；′Ｌ
４代理人 ５ 補正命令の日付 ｌ 輔止り１勺谷 万り桃のとおり 補 正 内 容 １本−の「％許詞求の範囲」を以下のように訂正する。 ｆ １． Ｃ： ０．Ｏｓ 〜０．２０％、Ｓｉ ：
０．０２〜０．５５係、Ｍｎ ： ０．４０〜１．８
０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、
Ｔｉ、Ｎ、Ｂを下記限定する量、残部鉄及び不可避不純
物から成る鋼を、１２５０℃以下の温度に均熱後、９５
０℃以下Ａｒ３点以上の範囲で圧下率４０％以上の圧延
を施し、圧延完了後直ちに３００℃以下の温度まで焼入
ｆした後、Ａｃ１点以下の温度で焼もどすこと全特徴と
する抗張力６ｏＫ４／−以上の高張力鋼の製造方法。 Ｔ１及びＮｉ： 下記式を満足する量 ０３．４３〔Ｎ）−０，００５８３＜［Ｔｉ］＜３．４
３〔Ｎ］＋０．００５０−ｇｏｇ（［Ｔｉ〕−０，０１
０）（〔Ｎ］−０，００２９）＜−’互０２（Ｌ〜〜
１１００＋２７３ −ｌ−３，８２ Ｂ量： （ｆ）Ｎ＜ ０．０００２係のときＢ ：
０．０００３〜０．００１０％＠０．０００２＜ｉ≦
０．００１７％のとき下記式を満足する量 ００．７７〔Ｑ〕−０，０００３１６＜〔ｎ〕＜ ０．
７ ｖ〔Ｎ〕十０．０００８４６ ０〔Ｂ〕≧ｏ、ｏ ｏ ｏ ａ ｏ Ａｏｇ（［Ｂ］−０，０００７） （〔Ｎ） −０
，０００９）＜９００＋２７３ ＋５”’ 〔但［ＪＪ：Ｔｉによシ固足さｎた後に残存する固溶Ｎ
量〕 ２、 Ｃ： ０．０５〜０．２０％、Ｓｉ ： ０．
０２〜０．５５係、Ｍｎ ： ０．４０〜１．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、ｒｉ、
Ｎ、ｎを下記限定する量、更Ｋ Ｃｕ ： ０１５０％
以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．８０％以下、Ｍ
Ｑ：Ｕ、６０チ以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．
１０％以下の１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不
可避不純物から成る鋼を１２５０℃以下の温度に均熱後
、９５０℃以下Ａｒ３点以上の範囲で圧下率４０％以上
の圧延を施し、圧延完了後直ちに、４００℃以下の温度
まで焼入ルした後、Ａｃ１点以下の温度で焼もどすこと
’に％徴とする抗張力６０Ｋｇ／ｍｍ２以上の高張力鋼
の製造方法。 Ｔｉ及びＮｉ： 下記式を満足する量 ０３．４３〔Ｎ）−０，００５８３≦［Ｔｉ：ｌ＜３．
４３〔Ｎ］＋０．００５０ ＡｏｇＣ［Ｔｉ’：ｌ−０
，０１０Ｘ〔Ｎ：］−０，００２９） ＜□□。。ヤ２
□３十３．８２ Ｂ量：■ｉ＜ｏ、ｏｏｏｚ％のとき Ｂ ： ０．０００３〜０．００１０％＠０．０００２
≦Ｎ≦０．００１７％のとき下記式を満足する量 ００．７７〔Ｎ）−０，０００３１６≦［Ｂ］＜０．７
７〔Ｎ］十０．０００８４６ ０ ［Ｂ］＞０．０００３ ０−ｇｏｇ（［Ｂ］−０，０００７）（〔Ｎ］−０，０
００９）≦□＋５．２４ ９００＋２７３ 〔但しＮ：Ｔｉによシ固定さｎた後に残存する固溶Ｎ量
〕 」 ユ本願添附図面中、「第２図、妃４図」を別紙のように
訂正する。 第２図 ［Ａ９・コ （ｗｔ ’Ａ） 第 ４ 図
Ａｔ−Ｎ溶解度曲線、第３図はＢ−Ｎ溶解度曲線、第４
図は本発明におけるＢ量の範囲を示すグラフ、第５図は
本発明におけるＴｉ１Ｎ量の範囲を示すグラフである。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発 明 者 １） 川 寿 俊同
松 井 和 南回
須 賀 正 学問
谷 三 部代理人弁理士 吉
原 省 玉量 同 高 橋
消量 弁護士 吉 原 弘
子、 第 １ 図 第２図 ［成］ （Ｗ１％） 第 ３ 図 、 〔Ｎ］ （ｗ↑％） 第 ４ 図 手続補正書どｌ；Ｌ’、、−） 昭和Ｓ７年／／月１ｔｌ−日 特許庁長官 志 賀 学 殿 （特許庁審査官 殿）
１ 事件の表示 昭和 ８２年 特 許 願第１ｂｂ５；Ｓ；ダ号２発
明の名称 お−朱力眺μ所９叉玉の高層（力会司。り焙ΔＬブ＞Ａ
（４１２） Ｂ本ｆ；Ｊｉ′１； −’Ｓジ、；′Ｌ
４代理人 ５ 補正命令の日付 ｌ 輔止り１勺谷 万り桃のとおり 補 正 内 容 １本−の「％許詞求の範囲」を以下のように訂正する。 ｆ １． Ｃ： ０．Ｏｓ 〜０．２０％、Ｓｉ ：
０．０２〜０．５５係、Ｍｎ ： ０．４０〜１．８
０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、
Ｔｉ、Ｎ、Ｂを下記限定する量、残部鉄及び不可避不純
物から成る鋼を、１２５０℃以下の温度に均熱後、９５
０℃以下Ａｒ３点以上の範囲で圧下率４０％以上の圧延
を施し、圧延完了後直ちに３００℃以下の温度まで焼入
ｆした後、Ａｃ１点以下の温度で焼もどすこと全特徴と
する抗張力６ｏＫ４／−以上の高張力鋼の製造方法。 Ｔ１及びＮｉ： 下記式を満足する量 ０３．４３〔Ｎ）−０，００５８３＜［Ｔｉ］＜３．４
３〔Ｎ］＋０．００５０−ｇｏｇ（［Ｔｉ〕−０，０１
０）（〔Ｎ］−０，００２９）＜−’互０２（Ｌ〜〜
１１００＋２７３ −ｌ−３，８２ Ｂ量： （ｆ）Ｎ＜ ０．０００２係のときＢ ：
０．０００３〜０．００１０％＠０．０００２＜ｉ≦
０．００１７％のとき下記式を満足する量 ００．７７〔Ｑ〕−０，０００３１６＜〔ｎ〕＜ ０．
７ ｖ〔Ｎ〕十０．０００８４６ ０〔Ｂ〕≧ｏ、ｏ ｏ ｏ ａ ｏ Ａｏｇ（［Ｂ］−０，０００７） （〔Ｎ） −０
，０００９）＜９００＋２７３ ＋５”’ 〔但［ＪＪ：Ｔｉによシ固足さｎた後に残存する固溶Ｎ
量〕 ２、 Ｃ： ０．０５〜０．２０％、Ｓｉ ： ０．
０２〜０．５５係、Ｍｎ ： ０．４０〜１．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、ｒｉ、
Ｎ、ｎを下記限定する量、更Ｋ Ｃｕ ： ０１５０％
以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．８０％以下、Ｍ
Ｑ：Ｕ、６０チ以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．
１０％以下の１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不
可避不純物から成る鋼を１２５０℃以下の温度に均熱後
、９５０℃以下Ａｒ３点以上の範囲で圧下率４０％以上
の圧延を施し、圧延完了後直ちに、４００℃以下の温度
まで焼入ルした後、Ａｃ１点以下の温度で焼もどすこと
’に％徴とする抗張力６０Ｋｇ／ｍｍ２以上の高張力鋼
の製造方法。 Ｔｉ及びＮｉ： 下記式を満足する量 ０３．４３〔Ｎ）−０，００５８３≦［Ｔｉ：ｌ＜３．
４３〔Ｎ］＋０．００５０ ＡｏｇＣ［Ｔｉ’：ｌ−０
，０１０Ｘ〔Ｎ：］−０，００２９） ＜□□。。ヤ２
□３十３．８２ Ｂ量：■ｉ＜ｏ、ｏｏｏｚ％のとき Ｂ ： ０．０００３〜０．００１０％＠０．０００２
≦Ｎ≦０．００１７％のとき下記式を満足する量 ００．７７〔Ｎ）−０，０００３１６≦［Ｂ］＜０．７
７〔Ｎ］十０．０００８４６ ０ ［Ｂ］＞０．０００３ ０−ｇｏｇ（［Ｂ］−０，０００７）（〔Ｎ］−０，０
００９）≦□＋５．２４ ９００＋２７３ 〔但しＮ：Ｔｉによシ固定さｎた後に残存する固溶Ｎ量
〕 」 ユ本願添附図面中、「第２図、妃４図」を別紙のように
訂正する。 第２図 ［Ａ９・コ （ｗｔ ’Ａ） 第 ４ 図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．
５５％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０
％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ、Ｎ、Ｂを下記限
定する量、残部鉄及び不可避不純 物から成る鋼を、１２５０℃以下の温度に 均熱後、９５０℃以下Ａｒ＿３点以上の範囲で圧下率４
０％以上の圧延を施し、圧延 完了後直ちに３００℃以下の温度まで焼 入れした後、Ａ＿Ｃ＿１点以下の温度で焼もどすことを
特徴とする抗張力６０Ｋｇ／ｍｍ＾２以上の高張力鋼の
製造方法。 Ｔｉ及びＮ量： 下記式を満足する量 ・３．４３〔Ｎ〕−０．００５８３≦〔Ｔｉ〕≦３．４
３〔Ｎ〕＋０．００５・ｌｏｇ（〔Ｔｉ〕−０．０１０
）（〔Ｎ〕−０．００２８）≦−１５０２０／（１１０
０＋２７３）＋３．８２ Ｂ量：［イ］Ｎ≦０．０００２％のとき Ｂ：０．０００３〜０．００１０％ ［ロ］０．０００２≦＠Ｎ＠≦０．００１７％のとき下
記式を満足する量 ・０．７７〔＠Ｎ＠〕−０．０００３１６≦〔Ｂ〕≦０
．７７〔＠Ｎ＠〕＋０．０００８４６ ・〔Ｂ〕≧０．０００３ ・ｌｏｇ（〔Ｂ〕−０．０００７）（〔＠Ｎ＠〕−０．
０００９）≦−１３９７０／（９００＋２７３）＋５．
２４〔但し＠Ｎ＠：Ｔｉにより固定された後に残存する
固溶Ｎ量〕 ２、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．
５５％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０
％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ、Ｎ、Ｂを下記限
定する量、更にＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：２．０％
以下、Ｃｒ：１．８０％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１０％以下の１種又は
２種以上を含有し、残部鉄 及び不可避不純物から成る鋼を１２５０℃ 以下の温度に均熱後、９５０℃以下Ａｒ＿３点以下の範
囲で圧下率４０％以上の圧延 を施し、圧延完了後直ちに３００℃以下 の温度まで焼入れした後、Ａｃ＿１点以下の温度で焼も
どすことを特徴とする抗張力 ６０Ｋｇ／ｍｍ＾２以上の高張力鋼の製造方法。 Ｔｉ及びＮ量： 下記式を満足する量 ・３．４３〔Ｎ〕−０．００５８３≦〔Ｔｉ〕≦３．４
３〔Ｎ〕＋０．００５・ｌｏｇ（〔Ｔｉ〕−０．０１０
）（〔Ｎ〕−０．００２８）≦−１５０２０／（１１０
０＋２７３）＋３．８２ Ｂ量：［イ］＠Ｎ＠≦０．０００２％のときＢ：０．０
００３〜０．００１０％ ［ロ］０．０００２≦＠Ｎ＠≦０．００１７％のとき下
記式を満足する量 ・０．７７〔＠Ｎ＠〕−０．０００３１６≦〔Ｂ〕≦０
．７７〔＠Ｎ＠〕＋０．０００８４６ ・〔Ｂ〕＞０．０００３ ・ｌｏｇ（〔Ｂ〕−０．０００７）（〔＠Ｎ＠〕−０．
０００９）≦−１３９７０／（９００＋２７３）＋５．
２４〔但し＠Ｎ＠：Ｔｉにより固定された後に残存する
固溶Ｎ量〕
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16655584A JPS6148517A (ja) | 1984-08-10 | 1984-08-10 | 抗張力６０Ｋｇ／ｍｍ↑２以上の高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16655584A JPS6148517A (ja) | 1984-08-10 | 1984-08-10 | 抗張力６０Ｋｇ／ｍｍ↑２以上の高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6148517A true JPS6148517A (ja) | 1986-03-10 |
Family
ID=15833430
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16655584A Pending JPS6148517A (ja) | 1984-08-10 | 1984-08-10 | 抗張力６０Ｋｇ／ｍｍ↑２以上の高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6148517A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6333521A (ja) * | 1986-07-25 | 1988-02-13 | Kawasaki Steel Corp | 直接焼入れ−焼もどし工程による高じん性高張力鋼板の製造方法 |
| JPS63190117A (ja) * | 1987-02-02 | 1988-08-05 | Kawasaki Steel Corp | 直接焼入れ法による引張強さ７０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上，降伏比９０％以下の高靭性低降伏比極厚高張力鋼板の製造方法 |
| JPH02270914A (ja) * | 1989-04-10 | 1990-11-06 | Nippon Steel Corp | 強靭鋼の高能率製造方法 |
| JPH02270913A (ja) * | 1989-04-11 | 1990-11-06 | Kawasaki Steel Corp | 低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法 |
| JPH05255743A (ja) * | 1992-03-09 | 1993-10-05 | Nippon Steel Corp | 急速焼戻しによる高張力鋼板の製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59110729A (ja) * | 1982-12-16 | 1984-06-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 靭性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS59159932A (ja) * | 1983-03-02 | 1984-09-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-08-10 JP JP16655584A patent/JPS6148517A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59110729A (ja) * | 1982-12-16 | 1984-06-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 靭性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS59159932A (ja) * | 1983-03-02 | 1984-09-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6333521A (ja) * | 1986-07-25 | 1988-02-13 | Kawasaki Steel Corp | 直接焼入れ−焼もどし工程による高じん性高張力鋼板の製造方法 |
| JPS63190117A (ja) * | 1987-02-02 | 1988-08-05 | Kawasaki Steel Corp | 直接焼入れ法による引張強さ７０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上，降伏比９０％以下の高靭性低降伏比極厚高張力鋼板の製造方法 |
| JPH0579728B2 (ja) * | 1987-02-02 | 1993-11-04 | Kawasaki Steel Co | |
| JPH02270914A (ja) * | 1989-04-10 | 1990-11-06 | Nippon Steel Corp | 強靭鋼の高能率製造方法 |
| JPH02270913A (ja) * | 1989-04-11 | 1990-11-06 | Kawasaki Steel Corp | 低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法 |
| JPH05255743A (ja) * | 1992-03-09 | 1993-10-05 | Nippon Steel Corp | 急速焼戻しによる高張力鋼板の製造方法 |
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