JPS63286517A - 低降状比高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低降状比高張力鋼の製造方法Info
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- JPS63286517A JPS63286517A JP12219487A JP12219487A JPS63286517A JP S63286517 A JPS63286517 A JP S63286517A JP 12219487 A JP12219487 A JP 12219487A JP 12219487 A JP12219487 A JP 12219487A JP S63286517 A JPS63286517 A JP S63286517A
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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]
本発明は低降伏比高張力鋼の製造方法に関するものであ
る。
る。
[従来の技術]
近年、建築構造物の大型化に伴い、経済性、安全性等の
面から高張力鋼の需要は着実な増加を示している。建築
構造物に使用される鋼材は主に梁や柱に使用される。こ
のために高強度化が要求され、また柱に使用されるもの
は高強度化とともに厚肉化が要求されている。さらには
耐震設計を行なうために塑性変形能力の優れた低降伏比
鋼(例えば降伏比ニア0%以下)が要求されている。
面から高張力鋼の需要は着実な増加を示している。建築
構造物に使用される鋼材は主に梁や柱に使用される。こ
のために高強度化が要求され、また柱に使用されるもの
は高強度化とともに厚肉化が要求されている。さらには
耐震設計を行なうために塑性変形能力の優れた低降伏比
鋼(例えば降伏比ニア0%以下)が要求されている。
従来高張力鋼板は調質処理(いわゆるQT。
DQT)によって製造されてきているが、調質高張力鋼
は降伏比が約90%と高く、降伏後の塑性変形能力が小
さいため建築構造物には適用しにくいという欠点があっ
た。
は降伏比が約90%と高く、降伏後の塑性変形能力が小
さいため建築構造物には適用しにくいという欠点があっ
た。
これに対して熱処理を施さないいわゆる非調質で高張力
化を図る製造方法として、制御圧延・制御冷却を組合せ
た方法があり、調質鋼に比較して降伏比を低くすること
が可能となる。
化を図る製造方法として、制御圧延・制御冷却を組合せ
た方法があり、調質鋼に比較して降伏比を低くすること
が可能となる。
最近、特開昭59−211528号公報によれば、水冷
開始温度をAr −20℃〜Ar3−80℃とし、水
冷停止温度を350〜650℃とした板厚40mmまで
の低降伏比非調質鋼の製造方法が開示されている。
開始温度をAr −20℃〜Ar3−80℃とし、水
冷停止温度を350〜650℃とした板厚40mmまで
の低降伏比非調質鋼の製造方法が開示されている。
[発明が解決しようとする問題点]
しかしながら、非調質処理によって鋼を製造する場合、
板厚が30mm以上となると板厚中心部の冷却速度が遅
くなり、マルテンサイト組織が生成しにくくなると同時
にフェライトやベイナイトが多く生成し、所定の強度を
満足しないという問題点がある。
板厚が30mm以上となると板厚中心部の冷却速度が遅
くなり、マルテンサイト組織が生成しにくくなると同時
にフェライトやベイナイトが多く生成し、所定の強度を
満足しないという問題点がある。
さらに非調質によって鋼を製造した場合、焼戻し処理を
行なわないために板厚中心部と表層部の硬度差が大きい
という問題点もある。
行なわないために板厚中心部と表層部の硬度差が大きい
という問題点もある。
この発明は上記のような問題点を解消するためになされ
たもので、高強度でかつ降伏比が低く、建築構造物に適
した低降伏比高張力鋼を得ることを目的とする。
たもので、高強度でかつ降伏比が低く、建築構造物に適
した低降伏比高張力鋼を得ることを目的とする。
[問題点を解決するための手4段]
本発明は従来の問題点を改善することのできる低降伏比
高張力鋼を得ることを目的とするものであり、その要旨
はC0.01−0,20%、Si0.8%以下、Mn
0.5〜2.2%、AI 0.001〜0.1%、
N 0.006%以下、もしくは必要により、Ni 1
.0%以下、Mo 1.0%以下、Cu 1.0%
以下、Cr1.0%以下、V0.1%以下、Nb 0
.1!%以下、Ti 0.1%以下、B 0.00
3%以下、Ca 0.003%以下、REMo、01
%以下の一種または二種以上を含有させ、残部Fe及び
不可避的不純物からなる鋼片を900〜1200℃の温
度範囲に加熱し、900℃以下の累積圧下量が30%以
上かつ仕上温度がAr +80℃以下Ar320℃以
上となるように圧延を行なった後、鋼板をAr320℃
〜Ars 100℃まで空冷し、続いてこの温度から
300℃以下の温度まで2℃/秒以上の冷却速度で冷却
、その後Act以下の温度で焼戻し処理を行なうことを
特徴とする。
高張力鋼を得ることを目的とするものであり、その要旨
はC0.01−0,20%、Si0.8%以下、Mn
0.5〜2.2%、AI 0.001〜0.1%、
N 0.006%以下、もしくは必要により、Ni 1
.0%以下、Mo 1.0%以下、Cu 1.0%
以下、Cr1.0%以下、V0.1%以下、Nb 0
.1!%以下、Ti 0.1%以下、B 0.00
3%以下、Ca 0.003%以下、REMo、01
%以下の一種または二種以上を含有させ、残部Fe及び
不可避的不純物からなる鋼片を900〜1200℃の温
度範囲に加熱し、900℃以下の累積圧下量が30%以
上かつ仕上温度がAr +80℃以下Ar320℃以
上となるように圧延を行なった後、鋼板をAr320℃
〜Ars 100℃まで空冷し、続いてこの温度から
300℃以下の温度まで2℃/秒以上の冷却速度で冷却
、その後Act以下の温度で焼戻し処理を行なうことを
特徴とする。
以下に本発明における加熱圧延冷却条件の限定理由につ
いて詳細に説明する。
いて詳細に説明する。
加熱温度を900〜1200℃に限定した理由は、加熱
時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組織の細粒化を
はかるためである。1200℃は加熱時のオーステナイ
ト粒が極端に粗大化しない上限温度であって、加熱温度
がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変
態後の組織が粗大なベイナイトとなるため鋼の靭性が著
しく劣化する。
時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組織の細粒化を
はかるためである。1200℃は加熱時のオーステナイ
ト粒が極端に粗大化しない上限温度であって、加熱温度
がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変
態後の組織が粗大なベイナイトとなるため鋼の靭性が著
しく劣化する。
一方加熱温度が低すぎると、圧延終了温度が下がりすぎ
るため、十分な材質向上効果が期待できない。またNb
、Vなどの析出硬化元素添加時には、これらが十分に固
溶せず強度、靭性バランスが劣化する。このために下限
を900℃とする必要がある。
るため、十分な材質向上効果が期待できない。またNb
、Vなどの析出硬化元素添加時には、これらが十分に固
溶せず強度、靭性バランスが劣化する。このために下限
を900℃とする必要がある。
上述のような条件で加熱したスラブを、900°C以下
の未再結晶域での累積圧下量を30%以上とし、仕上温
度がAr +80℃以下Ars 20℃以上となる
ように圧延する。
の未再結晶域での累積圧下量を30%以上とし、仕上温
度がAr +80℃以下Ars 20℃以上となる
ように圧延する。
これは未再結晶域での圧延を行なうことによって、オー
ステナイト粒の細粒化を図るためである。
ステナイト粒の細粒化を図るためである。
仕上温度の下限をAr320℃としたのは、過度の変態
点以下の(γ+α)域圧延によって靭性を劣化させない
ためである。一方、仕上温度が余りにも高すぎると、オ
ーステナイト粒の細粒化効果が期待できず靭性が劣化す
る。このために上限をA r 3+ 80℃とする必要
がある。
点以下の(γ+α)域圧延によって靭性を劣化させない
ためである。一方、仕上温度が余りにも高すぎると、オ
ーステナイト粒の細粒化効果が期待できず靭性が劣化す
る。このために上限をA r 3+ 80℃とする必要
がある。
次に圧延後の冷却条件であるが、これは圧延終了後空冷
し鋼板温度がAr −20℃〜Ar5−100℃の間
から2℃/秒以上の冷却速度で300℃以下の温度まで
冷却し、その後Act以下の温度で焼戻し処理を行なう
必要がある。
し鋼板温度がAr −20℃〜Ar5−100℃の間
から2℃/秒以上の冷却速度で300℃以下の温度まで
冷却し、その後Act以下の温度で焼戻し処理を行なう
必要がある。
この理由は適量の初析フェライトを析出せしめた後、炭
素が濃縮された未変態オーステナイトを比較的速い冷却
速度で冷却することによって、最終組織をフェライト=
ベイナイト=マルテンサイトとするためである。
素が濃縮された未変態オーステナイトを比較的速い冷却
速度で冷却することによって、最終組織をフェライト=
ベイナイト=マルテンサイトとするためである。
組織をベイナイト−マルテンサイトとするために2℃/
秒以上の冷却速度が必要である。冷却開始温度の下限を
Ars 100℃としたのは、これ以下の温度である
とフェライトの析出量が多くなり、強度が低下するため
である。また、上限をAr3−20℃としたのは、これ
以上の温度であるとフェライトの析出量が少なく降伏強
度が低くならず、低降伏比鋼が得られないからである。
秒以上の冷却速度が必要である。冷却開始温度の下限を
Ars 100℃としたのは、これ以下の温度である
とフェライトの析出量が多くなり、強度が低下するため
である。また、上限をAr3−20℃としたのは、これ
以上の温度であるとフェライトの析出量が少なく降伏強
度が低くならず、低降伏比鋼が得られないからである。
次に成分範囲の限定理由について説明する。
Cは母材の強度を確保するために必要であるが、多量に
含有させると靭性あるいは溶接性を損なうために適量の
添加が必要となる。このような観点からCは0.01〜
0.2%とした。
含有させると靭性あるいは溶接性を損なうために適量の
添加が必要となる。このような観点からCは0.01〜
0.2%とした。
Slは脱酸上、鋼に必然的に含まれる元素であるが、S
iはHAZ靭性及び溶接性上好ましくない元素であるた
め、その上限を0.6%とした。
iはHAZ靭性及び溶接性上好ましくない元素であるた
め、その上限を0.6%とした。
Mnは強度靭性を同時に向上せしめる極めて重要な元素
であり、0.5%以上は必要であるが、多量に添加する
と溶接性、母材及びI(AZの靭性劣化を招くためその
上限を2.2%とした。
であり、0.5%以上は必要であるが、多量に添加する
と溶接性、母材及びI(AZの靭性劣化を招くためその
上限を2.2%とした。
AΩは脱酸上必然的に含有される元素であるが、o、o
ot%未満では脱酸が不十分となり、母材靭性が劣化す
るため下限をo、oot%とした。一方0.1%を超え
ると鋼の清浄度及びHAZ靭性が劣化するため上限を0
.1%とした。
ot%未満では脱酸が不十分となり、母材靭性が劣化す
るため下限をo、oot%とした。一方0.1%を超え
ると鋼の清浄度及びHAZ靭性が劣化するため上限を0
.1%とした。
Nは溶鋼中に不可避的に混入し、鋼の靭性を劣化させる
ために、その上限をo、ooe%とした。
ために、その上限をo、ooe%とした。
次に上述の成分及び製造プロセスにさらにN10、L
〜LO%、Mo 1.0%以下、Cu 1.0%以
下、Cr 1.0%以下、Vo、1%以下、Nb
0.1%以下、Tf 0.1%以下、B 0.003
%以下、Ca 0.003%以下、REMo、01%
以下の一種または二種以上を含有させることができる。
〜LO%、Mo 1.0%以下、Cu 1.0%以
下、Cr 1.0%以下、Vo、1%以下、Nb
0.1%以下、Tf 0.1%以下、B 0.003
%以下、Ca 0.003%以下、REMo、01%
以下の一種または二種以上を含有させることができる。
これらの元素を含有させる主たる目的は、本発明鋼の特
徴を損なうことなく、強度、靭性の向上及び製造板厚の
拡大を可能にするところにあり、その添加伝は溶接性及
びHAZ靭性等の面から自ずと制限されるべき性質のも
のである。
徴を損なうことなく、強度、靭性の向上及び製造板厚の
拡大を可能にするところにあり、その添加伝は溶接性及
びHAZ靭性等の面から自ずと制限されるべき性質のも
のである。
NiはHAZの硬化性及び靭性に悪影響を与えることな
く、母材の強度、靭性を向上させる特性をもつが、1.
0%を超えるとHAZの硬化性及び靭性上好ましくない
ため、上限を1.0%とした。
く、母材の強度、靭性を向上させる特性をもつが、1.
0%を超えるとHAZの硬化性及び靭性上好ましくない
ため、上限を1.0%とした。
Moは母材の強度、靭性を共に向上させる元素であるが
、1.0%を超えると溶接部靭性及び溶接性の劣化を招
き好ましくないため、上限を1.0%とした。
、1.0%を超えると溶接部靭性及び溶接性の劣化を招
き好ましくないため、上限を1.0%とした。
CuはN1とほぼ同様の効果を持つと共に、耐食性、耐
水素誘起割れ特性にも効果がある。しかし、1.0%を
超えると圧延中にCu −クラックが発生し製造が困難
になる。このため、上限を1.0%とした。
水素誘起割れ特性にも効果がある。しかし、1.0%を
超えると圧延中にCu −クラックが発生し製造が困難
になる。このため、上限を1.0%とした。
Crは母材の強度を高め、耐水素誘起割れ特性等にも効
果を有するが、1.0%を超えるとHAZの硬化性を増
大させ、靭性及び溶接性の低下が大きくなり好ましくな
い。このため上限を1.0%とした。
果を有するが、1.0%を超えるとHAZの硬化性を増
大させ、靭性及び溶接性の低下が大きくなり好ましくな
い。このため上限を1.0%とした。
■は析出硬化に有効であるが、0.1%を超えると溶接
性の劣化を招き好ましくないため、上限を0.1%とし
た。
性の劣化を招き好ましくないため、上限を0.1%とし
た。
Nbは析出硬化に有効であるが、0.1%を超えると靭
性の劣化を招き好ましくないため、上限を0.1%とし
た。
性の劣化を招き好ましくないため、上限を0.1%とし
た。
T1はオーステナイト粒の細粒化に有効であるが、0.
1%を超えると溶接性の劣化を招き好ましくないため、
上限を0.1%とした。
1%を超えると溶接性の劣化を招き好ましくないため、
上限を0.1%とした。
Bは高強度化に有効であるが、o、oos%を超えると
HAZ靭性を著しく劣化させるので上限を0.003%
とした。
HAZ靭性を著しく劣化させるので上限を0.003%
とした。
Ca、REMはMnSを球状化させシャルピー吸収エネ
ルギー衝撃値を向上させる他、圧延によって延伸化した
MnSと水素による内部欠陥の発生を防止する。REM
の含有量については0.01%を超えて添加すると、R
EM−8またはREM−0−8が大量に生成して大型介
在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度を害しまた溶接
性に悪影響を及ぼす。このため上限を0.01%とした
。
ルギー衝撃値を向上させる他、圧延によって延伸化した
MnSと水素による内部欠陥の発生を防止する。REM
の含有量については0.01%を超えて添加すると、R
EM−8またはREM−0−8が大量に生成して大型介
在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度を害しまた溶接
性に悪影響を及ぼす。このため上限を0.01%とした
。
CaについてもREMと同様の効果を持ちその上限は0
.003%である。
.003%である。
本発明鋼は不純物としてSおよびPを含有するが、通常
Sは0.01%以下、Pは0.01%以下であり、低い
ほど母材、溶接部靭性は向上する。Sは0.01%以下
、Pは0.01%以下が望ましい。
Sは0.01%以下、Pは0.01%以下であり、低い
ほど母材、溶接部靭性は向上する。Sは0.01%以下
、Pは0.01%以下が望ましい。
[実 施 例]
第1表には供試鋼の化学酸°分を、第2表には製造条件
および材質特性を示す。
および材質特性を示す。
第1表において鋼A、B、D、F、GはTS60kg/
−クラス、fft4 CハT S 70kg/mmクラ
ス、鋼EはT S 80kg/ mntクラスを目標に
したものである。
−クラス、fft4 CハT S 70kg/mmクラ
ス、鋼EはT S 80kg/ mntクラスを目標に
したものである。
本発明に従って製造した鋼板はいずれも降伏比70%以
下を達成しており、かつ所定の強度および低温靭性を満
足している。
下を達成しており、かつ所定の強度および低温靭性を満
足している。
これに対して比較鋼A2は冷却速度が遅く強度が低下し
ている。B2は仕上温度が高いために結晶粒の細粒化が
十分酸されておらず靭性が劣化している。C2は900
℃以下の圧下率が低いために結晶粒の細粒化が十分酸さ
れておらず靭性が劣化している。B2は加熱温度が高い
ために結晶粒の細粒化が十分酸されておらず靭性が劣化
している。
ている。B2は仕上温度が高いために結晶粒の細粒化が
十分酸されておらず靭性が劣化している。C2は900
℃以下の圧下率が低いために結晶粒の細粒化が十分酸さ
れておらず靭性が劣化している。B2は加熱温度が高い
ために結晶粒の細粒化が十分酸されておらず靭性が劣化
している。
B2は冷却開始温度が低いために強度が低下している。
F2は冷却停止温度が高いために強度が低下している。
G2は冷却開始温度が高いために降伏比が高くなってい
る。G3は仕上温度が低いために靭性が劣化している。
る。G3は仕上温度が低いために靭性が劣化している。
(以下余白)
[発明の効果コ
本発明は圧延終了後、適曾のフェライトが析出する温度
まで鋼板を空冷し、続いてこの温度から焼入れ焼戻しす
ることによって組織がフェライト=ベイナイト=マルテ
ンサイトとなり、低降伏比高張力鋼が製造可能となる。
まで鋼板を空冷し、続いてこの温度から焼入れ焼戻しす
ることによって組織がフェライト=ベイナイト=マルテ
ンサイトとなり、低降伏比高張力鋼が製造可能となる。
Claims (2)
- (1)C 0.01〜0.20%(重量%、以下同じ)
、 Si 0.6%以下、 Mn 0.5〜2.2%、 Al 0.001〜0.1%、 N 0.006%以下、 残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼片を900〜1
200℃の温度範囲に加熱し、900℃以下の累積圧下
量が30%以上、かつ仕上温度がAr_3+80℃以下
Ar_3−20℃以上となるように圧延を行なった後、
鋼板をAr_3−20℃〜Ar_3−100℃まで空冷
し、続いてこの温度から300℃以下の温度まで2℃/
秒以上の冷却速度で冷却、その後Ac_1以下の温度で
焼戻し処理を行なうことを特徴とする低降伏比高張力鋼
の製造方法。 - (2)C 0.01〜0.20%、 Si 0.6%以下、 Mn 0.5〜2.2%、 Al 0.001〜0.1%、 N 0.006%以下、 に加えて、 Ni 1.0%以下、 Mo 1.0%以下、 Cu 1.0%以下、 Cr 1.0%以下、 V 0.1%以下、 Nb 0.1%以下、 Ti 0.1%以下、 B 0.003%以下、 Ca 0.003%以下、 REM 0.01%以下 の一種または二種以上を含有させ残部Fe及び不可避的
不純物からなる鋼片を900〜1200℃の温度範囲に
加熱し、900℃以下の累積圧下量が30%以上、かつ
仕上温度がAr_3+80℃以下Ar_3−20℃以上
となるように圧延を行なった後、鋼板をAr_3−20
℃〜Ar_3−100℃まで空冷し、続いてこの温度か
ら300℃以下の温度まで2℃/秒以上の冷却速度で冷
却、その後Ac_1以下の温度で焼戻し処理を行なうこ
とを特徴とする低降伏比高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62122194A JPH0615689B2 (ja) | 1987-05-19 | 1987-05-19 | 低降状比高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP62122194A JPH0615689B2 (ja) | 1987-05-19 | 1987-05-19 | 低降状比高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63286517A true JPS63286517A (ja) | 1988-11-24 |
JPH0615689B2 JPH0615689B2 (ja) | 1994-03-02 |
Family
ID=14829896
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JP62122194A Expired - Lifetime JPH0615689B2 (ja) | 1987-05-19 | 1987-05-19 | 低降状比高張力鋼の製造方法 |
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JP (1) | JPH0615689B2 (ja) |
Cited By (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02298216A (ja) * | 1989-05-12 | 1990-12-10 | Kobe Steel Ltd | 高強度高靭性鋼の製造方法 |
JPH0379716A (ja) * | 1989-08-23 | 1991-04-04 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
JPH04107240A (ja) * | 1990-08-27 | 1992-04-08 | Nippon Steel Corp | 耐火性および靭性の優れた低降伏比h形鋼の製造方法 |
JPH04297522A (ja) * | 1990-10-01 | 1992-10-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 建築用超高張力鋼の製造方法 |
JPH0665675A (ja) * | 1992-08-21 | 1994-03-08 | Nippon Steel Corp | 耐火性の優れた建築用高張力鋼およびその製造方法 |
JPH0665676A (ja) * | 1992-08-21 | 1994-03-08 | Nippon Steel Corp | 耐火性の優れた建築用高張力鋼およびその製造方法 |
US5454883A (en) * | 1993-02-02 | 1995-10-03 | Nippon Steel Corporation | High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same |
WO1996009419A1 (fr) * | 1994-09-20 | 1996-03-28 | Kawasaki Steel Corporation | Materiau en acier bainitique a faible dispersion de qualite et son procede de production |
JP2006297398A (ja) * | 2005-04-15 | 2006-11-02 | Nippon Steel Corp | 耐疲労特性に優れた摩擦圧接接合部品およびその疲労特性向上方法 |
JP2009221522A (ja) * | 2008-03-14 | 2009-10-01 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接熱影響部の板厚方向靭性に優れたスキンプレート用鋼板およびその製造方法 |
JP2011195883A (ja) * | 2010-03-19 | 2011-10-06 | Jfe Steel Corp | 引張強度590MPa以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
CN102899576A (zh) * | 2012-10-23 | 2013-01-30 | 鞍钢股份有限公司 | 一种590MPa级低屈强比汽车用钢板及其生产方法 |
CN111492085A (zh) * | 2017-12-22 | 2020-08-04 | 株式会社Posco | 低温下抗断裂性优异的极地环境用高强度钢材及其制造方法 |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5810442A (ja) * | 1981-07-06 | 1983-01-21 | Ryoji Honma | フライス盤の自動サイクル化の方法 |
JPS59211528A (ja) * | 1983-05-17 | 1984-11-30 | Nippon Steel Corp | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
JPS6067619A (ja) * | 1983-09-20 | 1985-04-18 | Nippon Steel Corp | 高張力鋼板の製造法 |
JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
JPS60149722A (ja) * | 1984-01-14 | 1985-08-07 | Nippon Steel Corp | 溶接部低温靭性の優れたCu添加鋼の製造法 |
JPS6277419A (ja) * | 1985-09-30 | 1987-04-09 | Nippon Steel Corp | アレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法 |
-
1987
- 1987-05-19 JP JP62122194A patent/JPH0615689B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5810442A (ja) * | 1981-07-06 | 1983-01-21 | Ryoji Honma | フライス盤の自動サイクル化の方法 |
JPS59211528A (ja) * | 1983-05-17 | 1984-11-30 | Nippon Steel Corp | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
JPS6067619A (ja) * | 1983-09-20 | 1985-04-18 | Nippon Steel Corp | 高張力鋼板の製造法 |
JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
JPS60149722A (ja) * | 1984-01-14 | 1985-08-07 | Nippon Steel Corp | 溶接部低温靭性の優れたCu添加鋼の製造法 |
JPS6277419A (ja) * | 1985-09-30 | 1987-04-09 | Nippon Steel Corp | アレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法 |
Cited By (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02298216A (ja) * | 1989-05-12 | 1990-12-10 | Kobe Steel Ltd | 高強度高靭性鋼の製造方法 |
JPH0379716A (ja) * | 1989-08-23 | 1991-04-04 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
JPH04107240A (ja) * | 1990-08-27 | 1992-04-08 | Nippon Steel Corp | 耐火性および靭性の優れた低降伏比h形鋼の製造方法 |
JPH04297522A (ja) * | 1990-10-01 | 1992-10-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 建築用超高張力鋼の製造方法 |
JPH0665675A (ja) * | 1992-08-21 | 1994-03-08 | Nippon Steel Corp | 耐火性の優れた建築用高張力鋼およびその製造方法 |
JPH0665676A (ja) * | 1992-08-21 | 1994-03-08 | Nippon Steel Corp | 耐火性の優れた建築用高張力鋼およびその製造方法 |
US5454883A (en) * | 1993-02-02 | 1995-10-03 | Nippon Steel Corporation | High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same |
WO1996009419A1 (fr) * | 1994-09-20 | 1996-03-28 | Kawasaki Steel Corporation | Materiau en acier bainitique a faible dispersion de qualite et son procede de production |
US5766381A (en) * | 1994-09-20 | 1998-06-16 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing bainitic steel materials having a less scattering of properties |
US5900076A (en) * | 1994-09-20 | 1999-05-04 | Kawasaki Steel Corporation | Bainitic steel materials having a less scattering of properties and method of producing the same |
JP2006297398A (ja) * | 2005-04-15 | 2006-11-02 | Nippon Steel Corp | 耐疲労特性に優れた摩擦圧接接合部品およびその疲労特性向上方法 |
JP2009221522A (ja) * | 2008-03-14 | 2009-10-01 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接熱影響部の板厚方向靭性に優れたスキンプレート用鋼板およびその製造方法 |
JP2011195883A (ja) * | 2010-03-19 | 2011-10-06 | Jfe Steel Corp | 引張強度590MPa以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
CN102899576A (zh) * | 2012-10-23 | 2013-01-30 | 鞍钢股份有限公司 | 一种590MPa级低屈强比汽车用钢板及其生产方法 |
CN111492085A (zh) * | 2017-12-22 | 2020-08-04 | 株式会社Posco | 低温下抗断裂性优异的极地环境用高强度钢材及其制造方法 |
CN111492085B (zh) * | 2017-12-22 | 2021-10-29 | 株式会社Posco | 低温下抗断裂性优异的极地环境用高强度钢材及其制造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0615689B2 (ja) | 1994-03-02 |
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