JPS62970B2 - - Google Patents
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- JPS62970B2 JPS62970B2 JP56159918A JP15991881A JPS62970B2 JP S62970 B2 JPS62970 B2 JP S62970B2 JP 56159918 A JP56159918 A JP 56159918A JP 15991881 A JP15991881 A JP 15991881A JP S62970 B2 JPS62970 B2 JP S62970B2
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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
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明はＺ方向材質特性の優れた50Kg/mm2級以
上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法に関する
ものである。 （従来の技術） 50Kg/mm2級以上の非調質高張力鋼板は造船、橋
梁、建築、産業機械等に広く使用されている。こ
の場合鋼板に要求される材質特性としては規定の
強度、低温靭性と共に溶接性とＺ方向材質特性に
優れていることが要求される。 しかしながら、一般に強度を高めるための合金
元素の添加は靭性、溶接性を損い、靭性改善の焼
ならし熱処理は強度を損なうというように、強
度、靭性、溶接性の同時改善は必ずしも容易でな
い。 従来かゝる鋼板の製造方法としていわゆる制御
圧延法が採用されてきた。特に最近は二相域圧延
法なども開発され、制御圧延による鋼材の材質特
性改善は著しい。 （発明が解決しようとする問題点） これらの方法では圧延終了はAr3点直上あるい
は直下でかなり低温となり、これにより結晶粒の
微細化あるいは集合組織の活用により高強度、高
靭性を得るものであるが、溶接性の指標の一つで
あるCeqの低滅については限界があり、また圧延
層状組織が顕著になり溶接構造材料として重要な
特性であるＺ方向材質特性が劣化するという欠点
がある。更に加えて、通常の圧延に比べ圧延能率
の低下が著しい。 そこで、従来よりも低Ceq化した鋼を用い、制
御圧延後強制冷却を行つて一層の成分低滅のもと
での高強度高靭性を得る取組が盛んに行なわれて
いる。 このような圧延後の強制冷却は高強度を得るの
に効果的ではあるが、適切な管理ポイントによる
冷却制御を行なわないと低温変態組織を導入して
硬化し、靭性劣化をもたらし、且つ材質バラツキ
を大きいものにする。そのため、一般には制御圧
延後の強制冷却速度の上限を抑えるとともに制御
圧延を強化してより低温側で圧延し、その後の強
制冷却による強度上昇をあまり大きくしない方法
が採られるが、この場合もＺ方向特性の劣化は大
であると共に圧延能率の低下も大きい。 （問題点を解決するための手段） 本発明は以上の如き問題を有利に解決するため
なされたもので、その要旨とするところは、Ｃ：
0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：0.6〜2.5
％、Ｔ・Al：0.005〜0.1％、Ceq：0.4％以下を含
有し、更にNb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：
0.15％以下、Ni：0.5％以下、Cu：0.5％以下の範
囲で１種または２種以上含有し、残部鉄及び不可
避的不純物よりなる鋼を、950〜1200℃に加熱
し、熱間圧延において900℃からAr3点の間で30
％以上60％未満の累積圧下を行ない、この熱間圧
延に引きつづきAr3点以上から15℃／sec以上40
℃／sec以下の冷却速度で加速冷却し400℃以上
500℃未満の間で加速冷却を停止し、その後放冷
することを特徴とするＺ方向材質特性の優れた50
Kg/mm2級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方
法である。 但し、上記Ceqの計算式は次による。 Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Si／24＋Cr／５ ＋Mo／４＋Ｖ／14＋Ni／40 本発明者等は種々の制御圧延―強制冷却材の機
械的性質の変化を調べた結果、制御圧延後の強制
冷却に際し15℃／sec程度以上の強冷却を行なう
と硬化による靭性劣化を生じて良好な特性が得ら
れないという従来の知見に対し、鋼の化学組成と
スラブ加熱温度、軽度の制御圧延および冷却停止
温度を適切に組み合せれば、15℃／sec以上の冷
却速度による強冷却であつても変態組織が自動的
に焼戻される結果Ｚ方向材質特性を劣化させるこ
となく低温靭性の向上と引張強さ、降伏点の向上
をもたらし、かつ従来鋼より成分低下を可能なら
しめ、従来の制御圧延材に優るとも劣らない高靭
性と一層の高溶接性を有するＺ方向材質特性に優
れた50Kg/mm2以上級の非調質高張力鋼を得ること
に成功した。 この場合、圧延後のオーステナイト粒を整粒と
し且つ鋼板のＺ方向材質特性を劣化させないため
に、スラブ加熱温度は950〜1200℃とすると共に
熱間圧延においては900℃〜Ar3点間で30％以上
60％未満の累積圧下率に制限することが必要であ
る。 また、これによつて通常の制御圧延法に比して
圧延能率は格段に向上する。 その後15℃／sec以上40℃／sec以下の冷却速度
で急冷することにより大幅な引張強さの上昇、お
よびその後400℃以上500℃未満で冷却停止し放冷
することにより整粒オーステナイトから得られた
フエライトーパーライト―ベーナイト混合組織が
自動焼戻し効果で焼戻され、低温靭性の改善をも
たらすと共に焼戻しによる降伏点の上昇効果、更
に析出硬化元素が添加されている場合には析出硬
化により一層の降伏点上昇をもたらし、溶接構造
用として十分な高靭性、高溶接性、高Ｚ方向材質
特性を有する50Kg/mm2級以上の非調質高張力鋼を
得ることができる。 （作用） 次に本発明における成分限定理由を述べる。 Ｃは鋼の靭性および溶接性を確保するため上限
を0.20％とし、下限については強度確保のため
0.03％とする。 Siは脱酸のため0.05％以上は必要であるが、多
くなると溶接性を阻害するため上限を0.6％とす
る。 Mnは強度確保のため0.6％以上は必要である
が、多くなると溶接性を阻害するため上限を2.5
％とする。 Ｔ・Alは脱酸のため及び窒化物を形成し細粒
化作用を得るためには0.005％以上は必要である
が、多くなると鋼中に介在物が多くなりすぎ鋼の
性質を悪化させるため0.1％以下とする。 Nb及びTiはオーステナイト粒の細粒化並びに
自動焼戻し時の析出硬化に有用であつて添加され
るが、多くなると溶接性を阻害するため夫々上限
を0.1％及び0.15％以下とする。 Ｖは析出硬化に有用で添加されるが、多くなる
と溶接性を阻害するため0.1％以下とする。 Niは低温靭性の改善に有用であるが高価な元
素であるため、0.5％以下とする。 Cuは強度上昇及び耐食性向上に有用である
が、多くなると鋼表面にヒビ割れ疵が発生するた
め0.5％以下とする。 Ceqを0.4％以下とするのは、これ以上になる
と強度が上がりすぎ、高溶接性が得られないため
である。 次に加熱、圧延、冷却条件について述べる。 加熱温度は1200℃を超える高温になると粒が粗
大化するため1200℃以下とするが、下限はA3変
態点以上で十分溶体化する温度として950℃以上
とする。好ましくは950〜1150℃が良い。 熱間圧延条件を900℃〜Ar3点間において累積
圧下率を60％未満としたのは、オーステナイト粒
を整細粒とし且つ鋼板Ｚ方向材質特性を劣化させ
ないためであり、圧下率30％未満では圧延の効果
が十分でなく母材低温靭性が改善されない。好ま
しくは累積圧下率は40〜50％が良い。 このような加熱条件と、従来の制御圧延に比し
て軽度な熱間圧延条件とを組合せて採用したこと
により圧延層状組織の発生が有効適切に防止され
る。その結果、本発明の重要な目的である高Ｚ方
向材質特性確保に大きく寄与するとともに従来の
制御圧延に比して圧延能率を著しく高めることが
可能である。 次に冷却開始温度をAr3点以上としたのは、初
析フエライト―オーステナイト域からの強制冷却
はミクロ組織の均一性、低温靭性上好ましくない
ためである。 加速冷却の冷却速度は、冷却―自動焼戻し後高
強度を得るために15℃／sec以上40℃／sec以下と
する必要があり、好ましくは20℃／sec以上が良
い。しかし、40℃／secを越える急冷は強度が上
昇しすぎ好ましくない。 加速冷却の冷却停止温度及びその後の放冷は整
粒オーステナイトから得られたフエライト―パー
ライト―ベーナイト混合組織をオートテンパーで
焼戻すに必要な温度範囲として400℃以上500℃未
満に限定したものであり、400℃未満では低温靭
性が劣化しオートテンパーが不十分で降伏点上昇
も望めない。一方、Ceqの低い側でも安定して高
強度を得るために上限は500℃未満とする。 析出強化元素を含有する鋼の場合はオートテン
パーによる析出硬化により一層の降伏点向上が達
成される。このようなことから冷却停止温度は
400℃以上500℃未満としたが、好ましくは450〜
500℃未満が良い。 （実施例） 次に実施例を比較例とともに挙げる。 次の第１表に示す化学成分を有する鋼Ａ、Ｂ、
Ｃを用いて第２表に示す加熱―圧延―冷却条件に
て板厚25mmの厚鋼板を製造した。得られた鋼板の
材質特性を併せて第２表に示す。
上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法に関する
ものである。 （従来の技術） 50Kg/mm2級以上の非調質高張力鋼板は造船、橋
梁、建築、産業機械等に広く使用されている。こ
の場合鋼板に要求される材質特性としては規定の
強度、低温靭性と共に溶接性とＺ方向材質特性に
優れていることが要求される。 しかしながら、一般に強度を高めるための合金
元素の添加は靭性、溶接性を損い、靭性改善の焼
ならし熱処理は強度を損なうというように、強
度、靭性、溶接性の同時改善は必ずしも容易でな
い。 従来かゝる鋼板の製造方法としていわゆる制御
圧延法が採用されてきた。特に最近は二相域圧延
法なども開発され、制御圧延による鋼材の材質特
性改善は著しい。 （発明が解決しようとする問題点） これらの方法では圧延終了はAr3点直上あるい
は直下でかなり低温となり、これにより結晶粒の
微細化あるいは集合組織の活用により高強度、高
靭性を得るものであるが、溶接性の指標の一つで
あるCeqの低滅については限界があり、また圧延
層状組織が顕著になり溶接構造材料として重要な
特性であるＺ方向材質特性が劣化するという欠点
がある。更に加えて、通常の圧延に比べ圧延能率
の低下が著しい。 そこで、従来よりも低Ceq化した鋼を用い、制
御圧延後強制冷却を行つて一層の成分低滅のもと
での高強度高靭性を得る取組が盛んに行なわれて
いる。 このような圧延後の強制冷却は高強度を得るの
に効果的ではあるが、適切な管理ポイントによる
冷却制御を行なわないと低温変態組織を導入して
硬化し、靭性劣化をもたらし、且つ材質バラツキ
を大きいものにする。そのため、一般には制御圧
延後の強制冷却速度の上限を抑えるとともに制御
圧延を強化してより低温側で圧延し、その後の強
制冷却による強度上昇をあまり大きくしない方法
が採られるが、この場合もＺ方向特性の劣化は大
であると共に圧延能率の低下も大きい。 （問題点を解決するための手段） 本発明は以上の如き問題を有利に解決するため
なされたもので、その要旨とするところは、Ｃ：
0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：0.6〜2.5
％、Ｔ・Al：0.005〜0.1％、Ceq：0.4％以下を含
有し、更にNb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：
0.15％以下、Ni：0.5％以下、Cu：0.5％以下の範
囲で１種または２種以上含有し、残部鉄及び不可
避的不純物よりなる鋼を、950〜1200℃に加熱
し、熱間圧延において900℃からAr3点の間で30
％以上60％未満の累積圧下を行ない、この熱間圧
延に引きつづきAr3点以上から15℃／sec以上40
℃／sec以下の冷却速度で加速冷却し400℃以上
500℃未満の間で加速冷却を停止し、その後放冷
することを特徴とするＺ方向材質特性の優れた50
Kg/mm2級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方
法である。 但し、上記Ceqの計算式は次による。 Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Si／24＋Cr／５ ＋Mo／４＋Ｖ／14＋Ni／40 本発明者等は種々の制御圧延―強制冷却材の機
械的性質の変化を調べた結果、制御圧延後の強制
冷却に際し15℃／sec程度以上の強冷却を行なう
と硬化による靭性劣化を生じて良好な特性が得ら
れないという従来の知見に対し、鋼の化学組成と
スラブ加熱温度、軽度の制御圧延および冷却停止
温度を適切に組み合せれば、15℃／sec以上の冷
却速度による強冷却であつても変態組織が自動的
に焼戻される結果Ｚ方向材質特性を劣化させるこ
となく低温靭性の向上と引張強さ、降伏点の向上
をもたらし、かつ従来鋼より成分低下を可能なら
しめ、従来の制御圧延材に優るとも劣らない高靭
性と一層の高溶接性を有するＺ方向材質特性に優
れた50Kg/mm2以上級の非調質高張力鋼を得ること
に成功した。 この場合、圧延後のオーステナイト粒を整粒と
し且つ鋼板のＺ方向材質特性を劣化させないため
に、スラブ加熱温度は950〜1200℃とすると共に
熱間圧延においては900℃〜Ar3点間で30％以上
60％未満の累積圧下率に制限することが必要であ
る。 また、これによつて通常の制御圧延法に比して
圧延能率は格段に向上する。 その後15℃／sec以上40℃／sec以下の冷却速度
で急冷することにより大幅な引張強さの上昇、お
よびその後400℃以上500℃未満で冷却停止し放冷
することにより整粒オーステナイトから得られた
フエライトーパーライト―ベーナイト混合組織が
自動焼戻し効果で焼戻され、低温靭性の改善をも
たらすと共に焼戻しによる降伏点の上昇効果、更
に析出硬化元素が添加されている場合には析出硬
化により一層の降伏点上昇をもたらし、溶接構造
用として十分な高靭性、高溶接性、高Ｚ方向材質
特性を有する50Kg/mm2級以上の非調質高張力鋼を
得ることができる。 （作用） 次に本発明における成分限定理由を述べる。 Ｃは鋼の靭性および溶接性を確保するため上限
を0.20％とし、下限については強度確保のため
0.03％とする。 Siは脱酸のため0.05％以上は必要であるが、多
くなると溶接性を阻害するため上限を0.6％とす
る。 Mnは強度確保のため0.6％以上は必要である
が、多くなると溶接性を阻害するため上限を2.5
％とする。 Ｔ・Alは脱酸のため及び窒化物を形成し細粒
化作用を得るためには0.005％以上は必要である
が、多くなると鋼中に介在物が多くなりすぎ鋼の
性質を悪化させるため0.1％以下とする。 Nb及びTiはオーステナイト粒の細粒化並びに
自動焼戻し時の析出硬化に有用であつて添加され
るが、多くなると溶接性を阻害するため夫々上限
を0.1％及び0.15％以下とする。 Ｖは析出硬化に有用で添加されるが、多くなる
と溶接性を阻害するため0.1％以下とする。 Niは低温靭性の改善に有用であるが高価な元
素であるため、0.5％以下とする。 Cuは強度上昇及び耐食性向上に有用である
が、多くなると鋼表面にヒビ割れ疵が発生するた
め0.5％以下とする。 Ceqを0.4％以下とするのは、これ以上になる
と強度が上がりすぎ、高溶接性が得られないため
である。 次に加熱、圧延、冷却条件について述べる。 加熱温度は1200℃を超える高温になると粒が粗
大化するため1200℃以下とするが、下限はA3変
態点以上で十分溶体化する温度として950℃以上
とする。好ましくは950〜1150℃が良い。 熱間圧延条件を900℃〜Ar3点間において累積
圧下率を60％未満としたのは、オーステナイト粒
を整細粒とし且つ鋼板Ｚ方向材質特性を劣化させ
ないためであり、圧下率30％未満では圧延の効果
が十分でなく母材低温靭性が改善されない。好ま
しくは累積圧下率は40〜50％が良い。 このような加熱条件と、従来の制御圧延に比し
て軽度な熱間圧延条件とを組合せて採用したこと
により圧延層状組織の発生が有効適切に防止され
る。その結果、本発明の重要な目的である高Ｚ方
向材質特性確保に大きく寄与するとともに従来の
制御圧延に比して圧延能率を著しく高めることが
可能である。 次に冷却開始温度をAr3点以上としたのは、初
析フエライト―オーステナイト域からの強制冷却
はミクロ組織の均一性、低温靭性上好ましくない
ためである。 加速冷却の冷却速度は、冷却―自動焼戻し後高
強度を得るために15℃／sec以上40℃／sec以下と
する必要があり、好ましくは20℃／sec以上が良
い。しかし、40℃／secを越える急冷は強度が上
昇しすぎ好ましくない。 加速冷却の冷却停止温度及びその後の放冷は整
粒オーステナイトから得られたフエライト―パー
ライト―ベーナイト混合組織をオートテンパーで
焼戻すに必要な温度範囲として400℃以上500℃未
満に限定したものであり、400℃未満では低温靭
性が劣化しオートテンパーが不十分で降伏点上昇
も望めない。一方、Ceqの低い側でも安定して高
強度を得るために上限は500℃未満とする。 析出強化元素を含有する鋼の場合はオートテン
パーによる析出硬化により一層の降伏点向上が達
成される。このようなことから冷却停止温度は
400℃以上500℃未満としたが、好ましくは450〜
500℃未満が良い。 （実施例） 次に実施例を比較例とともに挙げる。 次の第１表に示す化学成分を有する鋼Ａ、Ｂ、
Ｃを用いて第２表に示す加熱―圧延―冷却条件に
て板厚25mmの厚鋼板を製造した。得られた鋼板の
材質特性を併せて第２表に示す。
【表】
【表】
第２表から明らかであるが、鋼板No.A1は加熱
温度が高過ぎvTrsが低い。 同A2は900〜Ar3間の累積圧下率及び冷却速度
が本発明の要件を満さず、従来の制御圧延を示
し、引張強さ及びRAzが低い。 同A3は冷却速度が遅いため強度が低い。A4は
冷却停止をせず室温まで冷却してしまつたもので
降伏点引張強さの上昇大であるがvTrs及びRAz
が極端に悪い。 同A6は冷却停止温度が300℃と低いためオート
テンパーによる十分な焼戻しが得られずvTrs及
びRAzが悪い。 同A8は冷却停止温度が高過ぎたため降伏点及
び引張強さの低下が発生している。 同B1は900〜Ar3間の圧下率及び冷却速度が本
発明の要件を満さず、引張強さが低くRAzも悪
い。 同B2は冷却停止をせず室温まで冷却してしま
つたもので降伏点及び引張強さが高くなりすぎ
vTrsとRAzが極端に悪化している。 同B4は冷却停止温度が300℃と低くオートテン
パーによる十分な焼戻しが得られずvTrsとRAz
が悪い。 同B6は冷却速度が遅いこと及び冷却停止温度
が高過ぎ降伏点及び引張強さの低下が発生してい
る。 同C7は加熱―圧延―冷却の各条件は本発明の
要件を満足しているがCeqが0.42と高目に外れて
いるため降伏点、引張強さの上昇が大きくvTrs
及びRAzが極端に悪化している。 これら比較例に比して本発明法による鋼板No.
A5、A7、A9及びB3、B5、D1、E1の各鋼板は50
Kg/mm2級及び60Kg/mm2級として理想的な降伏点、引
張強さを有し、かつ高vTrsとともに高RAzを達
成している。 次に本発明法により製造した鋼板の溶接性の評
価結果を第３表に示す。
温度が高過ぎvTrsが低い。 同A2は900〜Ar3間の累積圧下率及び冷却速度
が本発明の要件を満さず、従来の制御圧延を示
し、引張強さ及びRAzが低い。 同A3は冷却速度が遅いため強度が低い。A4は
冷却停止をせず室温まで冷却してしまつたもので
降伏点引張強さの上昇大であるがvTrs及びRAz
が極端に悪い。 同A6は冷却停止温度が300℃と低いためオート
テンパーによる十分な焼戻しが得られずvTrs及
びRAzが悪い。 同A8は冷却停止温度が高過ぎたため降伏点及
び引張強さの低下が発生している。 同B1は900〜Ar3間の圧下率及び冷却速度が本
発明の要件を満さず、引張強さが低くRAzも悪
い。 同B2は冷却停止をせず室温まで冷却してしま
つたもので降伏点及び引張強さが高くなりすぎ
vTrsとRAzが極端に悪化している。 同B4は冷却停止温度が300℃と低くオートテン
パーによる十分な焼戻しが得られずvTrsとRAz
が悪い。 同B6は冷却速度が遅いこと及び冷却停止温度
が高過ぎ降伏点及び引張強さの低下が発生してい
る。 同C7は加熱―圧延―冷却の各条件は本発明の
要件を満足しているがCeqが0.42と高目に外れて
いるため降伏点、引張強さの上昇が大きくvTrs
及びRAzが極端に悪化している。 これら比較例に比して本発明法による鋼板No.
A5、A7、A9及びB3、B5、D1、E1の各鋼板は50
Kg/mm2級及び60Kg/mm2級として理想的な降伏点、引
張強さを有し、かつ高vTrsとともに高RAzを達
成している。 次に本発明法により製造した鋼板の溶接性の評
価結果を第３表に示す。
【表】
第３表から明白な如く本発明法により製造され
た鋼板は高溶接性を具備している。 （発明の効果） 以上詳細に説明したように本発明製造法は化学
組成とスラブ加熱温度、軽度の制御圧延および冷
却停止温度を適切に組合わせれば、15℃／sec以
上の強冷却であつても変態組織が自動的に焼戻さ
れＺ方向材質特性を劣化させることなく低温靭性
の向上と引張強さ、降伏点の向上をもたらし、か
つ低Ceq化を可能とし、従来の制御圧延材に劣ら
ない高靭性と一層の高溶接性を有するＺ方向材質
特性の良い50Kg/mm2級以上の非調質高張力鋼の製
造を可能としたものであり、工業的にその効果の
大きい発明である。
た鋼板は高溶接性を具備している。 （発明の効果） 以上詳細に説明したように本発明製造法は化学
組成とスラブ加熱温度、軽度の制御圧延および冷
却停止温度を適切に組合わせれば、15℃／sec以
上の強冷却であつても変態組織が自動的に焼戻さ
れＺ方向材質特性を劣化させることなく低温靭性
の向上と引張強さ、降伏点の向上をもたらし、か
つ低Ceq化を可能とし、従来の制御圧延材に劣ら
ない高靭性と一層の高溶接性を有するＺ方向材質
特性の良い50Kg/mm2級以上の非調質高張力鋼の製
造を可能としたものであり、工業的にその効果の
大きい発明である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ ：0.03〜0.20％、 Si ：0.05〜0.60％、 Mn ：0.6〜2.5％、 T.Al：0.005〜0.1％、 Ceq ：0.4％以下 を含有し、更に Nb ：0.1％以下、 Ｖ ：0.1％以下、 Ti ：0.15％以下、 Ni ：0.5％以下、 Cu ：0.5％以下 の範囲で１種または２種以上含有し、残部鉄及び
不可避的不純物よりなる鋼を、950〜1200℃に加
熱し、熱間圧延において900℃からAr3点の間で
30％以上60％未満の累積圧下を行ない。この熱間
圧延に引きつづきAr3点以上から15℃／sec以上
40℃／sec以下の冷却速度で加速冷却し400℃以上
500℃未満の間で加速冷却を停止し、その後放冷
することを特徴とするＺ方向材質特性の優れた50
Kg/mm2級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方
法。 但しCeq計算式は次による Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Si／24＋Cr／５ ＋Mo／４＋Ｖ／14＋Ni／40
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15991881A JPS5861223A (ja) | 1981-10-07 | 1981-10-07 | Ｚ方向材質特性の優れた５０Ｋｇ／ｍｍ↑２級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15991881A JPS5861223A (ja) | 1981-10-07 | 1981-10-07 | Ｚ方向材質特性の優れた５０Ｋｇ／ｍｍ↑２級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5861223A JPS5861223A (ja) | 1983-04-12 |
| JPS62970B2 true JPS62970B2 (ja) | 1987-01-10 |
Family
ID=15703995
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15991881A Granted JPS5861223A (ja) | 1981-10-07 | 1981-10-07 | Ｚ方向材質特性の優れた５０Ｋｇ／ｍｍ↑２級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5861223A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59211527A (ja) * | 1983-05-16 | 1984-11-30 | Nippon Steel Corp | 溶接性及び靭性のすぐれた厚鋼板の製造方法 |
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS6196028A (ja) * | 1984-10-18 | 1986-05-14 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 直接焼入−焼戻による中炭素高強度高靭性鋼の製造方法 |
| JPS61147812A (ja) * | 1984-12-19 | 1986-07-05 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法 |
| JPH0676615B2 (ja) * | 1986-03-17 | 1994-09-28 | 住友金属工業株式会社 | 溶接部ｃｏｄ特性に優る高張力鋼の製造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52123921A (en) * | 1976-04-13 | 1977-10-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of steel plate with high toughness |
| JPS5421917A (en) * | 1977-07-20 | 1979-02-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Method of manufacturing non-quenched high-tensile steel having high toughness |
| JPS5471714A (en) * | 1977-11-21 | 1979-06-08 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of control-rolled high tensile steel with no separation |
-
1981
- 1981-10-07 JP JP15991881A patent/JPS5861223A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52123921A (en) * | 1976-04-13 | 1977-10-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of steel plate with high toughness |
| JPS5421917A (en) * | 1977-07-20 | 1979-02-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Method of manufacturing non-quenched high-tensile steel having high toughness |
| JPS5471714A (en) * | 1977-11-21 | 1979-06-08 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of control-rolled high tensile steel with no separation |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5861223A (ja) | 1983-04-12 |
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