JPH0118968B2 - - Google Patents
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- JPH0118968B2 JPH0118968B2 JP57207629A JP20762982A JPH0118968B2 JP H0118968 B2 JPH0118968 B2 JP H0118968B2 JP 57207629 A JP57207629 A JP 57207629A JP 20762982 A JP20762982 A JP 20762982A JP H0118968 B2 JPH0118968 B2 JP H0118968B2
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- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
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- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/021—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs
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- 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
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- C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
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- Materials Engineering (AREA)
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- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は厚肉高張力鋼の製造方法に係り、板厚
25mm以上で抗張力80キロ級以上の高張力鋼を直接
焼入法により従来法で得られない長手方向および
板厚方向における材質的均一性を一斉冷却方式お
よび制御冷却によつて適切に得ることのできる方
法を提供しようとするものである。 鋼を熱間圧延してから直ちに焼入れする所謂直
接焼入法は昭和40年前後から存在する技術である
が、その当時は圧延技術、冷却技術がまだ未熟で
あり、また高張力鋼の需要も多くなかつたため実
用化には至らなかつた。しかし、近年になつて省
エネルギー技術として見直され、再びその研究が
活発化すると同時に、大量生産設備が実用化され
るようになつて来ている。また、直接焼入法で製
造した鋼板は、通常の再加熱焼入鋼よりも合金元
素の低減、すなわち炭素当量（Ceq）の低下が可
能で溶接性の観点からも有利であることはよく知
られている。ところが、今日においても、この直
接焼入法では、鋼板の長手方向および板厚方向の
材質の均一性が不可避であり、厳しい靭性要求値
を鋼板内のすべての位置で満足させるのは困難で
ある。然して前記した鋼板長手方向の材質不均一
は、従来の冷却方式が順次焼入法を採用している
ことによるもので、この順次焼入法とは、通常ロ
ーラークエンチ設備などでみられる冷却帯の中を
鋼板を通過させながら、鋼板先端より順次焼入れ
て行く方法である。しかし、この順次焼入法で
は、鋼板先端部が冷却されてから後端部が冷却さ
れるまでに現実の設備では１分又はそれ以上の時
間的ずれが避けられず、その間に温度低下、オー
ステナイトの回復、再結晶状態の変化が生ずる結
果、長手方向に材質の不均一が生じてしまう。こ
のような不都合を解消するには、鋼板長さ以上の
冷却帯を設け、鋼板を当該冷却帯内に位置せしめ
た後全長に亘つて一斉に冷却を行なえば良いこと
は容易に考えることであるが、実際には順次焼入
が採用されているのは、大きな冷却速度が得られ
ればそれだけ合金元素が低減可能となるため強力
な冷却設備ほど材質的に好ましいと考えられてい
たからである。即ちこの大きな冷却速度を得るに
は、冷却水量密度を大きくする必要があり、圧延
台上で使用できる全水量には制約があるため、冷
却帯の長さを短かくせざるを得ず、順次焼入が採
用されていたわけである。 一方、板厚方向の材質不均一は、表層部と板厚
中心部の冷却速度の差によるものであつて、板厚
が40mm以上の鋼板で問題となり、又、この冷却速
度差は強冷却であるほど大きくなる傾向にある。
即ち厚鋼板を冷却すると、まず表層部が熱伝達律
速により急激に冷却されるが、内部は鋼の熱伝導
律速となるため緩かに冷却されることになる。第
１図に現在一般に使用されている代表的な強冷却
装置であるローラークエンチ（水量密度5.0m3／
minm2）で冷却した板厚50mm鋼板の板厚方向冷却
速度分布を示すが、表層部の冷却速度は板厚中心
部の約３倍程度となつている。 ところでこのような表層部と内部の冷却速度を
均一化する方法としては、特開昭52−101613があ
り、これは強冷帯と弱冷帯を交互に設け、その中
を鋼板を通過させることにより、両者の冷却を均
一にしようとするものである。しかし、このよう
な方法は順次焼入でしか行なえず、前記したよう
に鋼板長手方向に不均質性を生ずる。即ち前記し
た第１図には、一斉冷却方式でも採用可能なラミ
ナーフロー冷却で、水量密度1.0m3／minm2とし
た場合の冷却速度分布を示すが、この場合にはそ
の冷却速度はローラークエンチより遅くなるが表
層部と内部の冷却はほぼ均一となつている。 然して上記のように均一冷却が材質上とくに問
題となるのは80キロ以上級の高張力鋼である。即
ちこの80キロ以上級高張力鋼はその組織が、マル
テンサイトと下部ベイナイトの混合組織の場合に
最もすぐれた強度・靭性・バランスを示し、冷却
速度が速い、あるいは及び合金元素量が十分に高
いなどの理由により完全マルテンサイト組織にな
るとむしろ靭性が劣化する。又反対に、冷却速度
が遅いか、合金元素量が少く、上部ベイナイトの
混在した組織となつても強度・靭性ともに劣化す
る。つまり、鋼の化学成分によつて決まる最適冷
却速度範囲というものが存在し、その範囲は高強
度になるほど狭くなる傾向にある。そこで、板厚
方向に大きな冷却速度分布があると、全位置で最
適焼入組織を得ることができなくなる。蓋し、板
厚中心部で最適焼入組織となるように化学成分を
調整すると、表層部近傍では完全マルテンサイト
組織となり充分な靭性が得られず、また表層部近
傍で最適焼入組織となるようにすると板厚中心部
では上部ベイナイトの混在した組織となつて強
度・靭性ともに不充分となつてしまう。このよう
な不都合を解消するには緩冷却を行なえばよいこ
とは上述した通りである。そして、大水量密度を
使用しない緩冷却であれば、既にのべたところか
ら明らかなように長手方向の均一性にとつても好
ましい一斉冷却が可能となる。 なお茲で、付言すれば前記「緩冷却」とは単に
緩かな冷却であればどんな冷却速度の冷却でも良
いという意味ではなく、ある指標をもつて制御さ
れた緩かな冷却であることは、前記したところ及
び以下の記載から明らかである。 本発明は上記したような実情に鑑み、更に仔細
な検討と推考を重ねて創案されたものであつて、
板厚40mm以上の抗張力80キロ以上級鋼を直接焼入
法で製造する際に問題となる鋼板内の材質不均一
を解消し、なお且つ優れた溶接性を具備した厚鋼
板を得ることに成功したものである。即ち本発明
によるものは直接焼入法による焼入性向上効果を
充分に発揮させるための圧延方法と、長手方向及
び板厚方向に均一な冷却が得られる圧延後の焼入
冷却方法およびそのような目的における最適な化
学成分関係によつて構成されるものであつて、重
量％（以下単に％という）で、 Ｃ：0.04〜0.16％、Si：0.02〜0.50％、Mn：0.4
〜1.2％、Ni：0.8〜5.0％、Cr：0.2〜1.5％、
Mo：0.2〜1.0％、sol.Al：0.01〜0.10％、Ｐ：
0.015％以下、Ｓ：0.006％を含有し、さらにNb、
Ｖ、Tiの析出硬化元素をそれらの添加量の合計
が0.03％以上、0.15％以下添加した鋼を、Nb、Ｖ
の炭・窒化物およびTiの炭化物が完全に固溶す
る温度以上に加熱し、950℃以下の温度で40％以
上の圧延を行い、圧延完了後速やかに冷却装置に
搬送し、（A3−50）℃以上の温度から鋼板の全長
にわたつて一斉冷却によつて焼入れ、その際の冷
却水量密度を被焼入材の板厚に応じて下記(1)(2)の
ように選び 板厚40mm以上のとき Ｗ：0.7〜1.5m3／min−m2 (1) 板厚25〜40mmのとき Ｗ：0.7〜8.5〜0.1t／３m3／min−m2 (2) この焼入完了後Ac1点以下の温度で焼戻しを行
うことを特徴とする板厚が特に25mm以上の抗長力
80キロ以上級鋼の製造法に関し、この本発明では
更に強度を微妙に調整するためにCu：0.5％以下、
Ｂ：0.002％以下の１種又は２種を添加含有させ
ることができる。 上記したような本発明について更に説明する
と、直接焼入法における焼入性向上効果を充分に
発揮させるためには、先ずNb、Ｖの炭窒化物お
よびTiの炭化物が完全に固溶する温度以上にス
ラブを加熱する必要がある。オーステナイト中に
固溶する炭素、窒素あるいはＶ、Nb、Tiなどの
炭窒化物形成元素は焼入性向上に有効であるとし
ても、それらが未固溶状態で残存すると焼入性が
低下するばかりでなく、靭性も劣化する。本発明
においては、後述するようにNb、Ｖ、Tiなどの
析出強化元素を有効利用しようとするものであつ
て、このスラブ加熱温度は特に重要である。即ち
Nb、Ｖ、Tiなどの炭窒化物、炭化物が完全に固
溶する温度は、これら元素の種類、含有量ならび
に鋼中に存在する炭素量、窒素量などの条件によ
つて変化するので一概には言えないが、Ｖが単独
で含有されているときは900℃以上、Nb、Tiを
含有するときは1050℃以上の温度域となる。 又、前記したような直接焼入法で焼入性が向上
する原因は、加工によりオーステナイトの微視状
態が変化することと関連しているものであり、加
工後のオーステナイトが再結晶を完了してしまつ
てからでは充分な焼入性向上を発揮させることが
できない。そこで再結晶に要する時間が長くなる
低温域で圧延を行い、直ちに焼入れる必要があ
る。本発明の前記したような鋼の化学成分組成範
囲では950℃を超えた温度範囲での圧下は再結晶
により前記オーステナイトに対する加工の影響が
消失してしまうし、950℃以下で圧下を行つても
その圧下が40％未満では焼入れの際に充分な加工
の影響が残つておらず、何れにしても本発明の目
的を達し得ないから950℃以下において、40％以
上の加工を行う必要がある。 圧延終了温度については当然のことながらこれ
に引続いて行われる焼入条件を満足させるもので
なければならない。即ち本発明にあつては圧延終
了後の鋼板はその鋼板長さよりも長い冷却帯に搬
入され、一斉焼入れが（A3−50）℃以上の温度
から開始されるものであるから、この冷却帯への
鋼板搬入、位置決めに要する時間内に生ずる温度
低下を見越して圧延終了温度が決定されることと
なる。焼入開始温度を（A3−50）℃以上とした
のは焼入開始温度がこの温度未満となるとオース
テナイトからフエライト核生成の潜伏期間の相当
部分が経過することになり、充分な焼入効果が得
られないこととなるためである。 更に圧延終了から焼入れ開始までの時間につい
てはなるべく短い方が好ましい。第２図には熱間
圧延終了後の鋼板を圧延終了温度に保定した加熱
炉に装入し、この加熱炉で数段階に保持時間を変
えて保持した材料を焼入れした際の保持時間（即
ち圧延完了後焼入開始までの時間）と焼入れたま
まの硬さの関係を示すが、焼入開始までの時間が
長くなるに従つて焼入れ硬さは低下することが明
らかであり、圧延終了後30秒以内に焼入れを開始
することが望ましい。 又、鋼板内の位置によつて焼入れ開始時間が異
ると、その焼入れ硬さに差が生じ、均一な材質が
得られないことは明らかである。このため冷却は
被冷却（焼入）鋼板よりも長い冷却帯内に搬入し
終つてから鋼板全面に対して一斉に冷却水を衝突
せしめる一斉冷却方式とする必要があり、又表層
部と板厚中心部との冷却速度が略均一となるよう
にすることが必要である。即ち第３図には種々の
板厚を有する鋼板を水量密度（鋼板の上面及び下
面に適用する合計水量密度）で焼入れる実験を行
つた結果を要約して示したが、板厚40mm以上では
水量密度が1.5m3／min・m2以上となると表層直
下と板厚中心部の強度差が５Kg／mm2となるか、破
面遷移温度の差が20℃以上となり、或いはそれら
が同時に起ることとなる。ところが板厚25mm以下
では水量密度によらず板厚方向の不均一は生じな
い。そこで板厚40mm以上の場合においてはその水
量密度Ｗを板厚ｔとの関係において下記する関係
を満たすようにすることが必要である。 Ｗ8.5−0.1t／３ しかしこの水量密度が0.7m3／min・m2以下に
なると、前記のような厚鋼板において如何なる板
厚においても冷却速度の絶対値が小さくなり過ぎ
て所望の強度を得るためのCeqが高くなり過ぎる
ので、該水量密度は0.7m3／min・m2以上とする
ことが必要である。 次に上記したような方法で80キロ以上級厚鋼板
を製造するための鋼の化学成分組成について説明
すると、本発明における鋼の化学成分的特徴は、
先ずNb、Ｖ、Tiを有効利用することにある。然
してこれらの元素の焼入性に及ぼす影響について
は、焼入性を向上させるとする説と、焼入性を低
下させるとする説とがあることは一般に知られて
いる通りであるが、本発明者等がこの関係につい
て仔細に種々の実験を重ねた結果によると、これ
らの元素がオーステナイト中に完全に固溶してい
る場合には、焼入性の向上に有効に働き、オース
テナイト中に未固溶の炭窒化物として存在すると
著しく焼入性を害することが明らかになつた。即
ちこのように完全固溶しているかどうかによつて
全く反することが前記したような両説の存した所
以と考えられるが、通常の再加熱焼入の場合、焼
入温度は、結晶粒粗大化の起こらない温度でなけ
ればならないためそのような温度ではTiの炭化
物やNbの炭窒化物はほとんど固溶せず、またＶ
も0.05％を越えると未固溶の炭窒化物として残存
する場合が多い。しかし、本発明のような直接焼
入では、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化が起つて
も、圧延により細粒化できるため、Nb、Ｖ、あ
るいはTiが完全に固溶する温度にスラブを加熱
して、これらの元素の焼入性向上効果を有効に利
用することができる。さらに、これらの元素はオ
ーステナイト中に固溶したまま焼入れられると、
焼戻時に微細な炭窒化物を形成し、焼戻軟化抵抗
を大巾に向上させ、焼戻後の強度上昇に著しい効
果がある。本発明法の水量密度を制御した冷却の
みでは、板厚方向の均一性は向上するが、冷却速
度の絶対値も低下するのである程度Ceqの上昇が
避けられない傾向がある。しかし、Nb、Ｖある
いはTiを焼入性向上と焼戻軟化抵抗の増大の両
面で有効利用すると、Ceqを上昇させることはな
く高張力化が可能となり、従来の80キロ級鋼と同
等のCeqで、100キロ級鋼の製造も可能となる。 焼入性向上と焼戻軟化抵抗の増大を得るには、
Nb、ＶおよびTiの添加量の合計が0.03％以上で
あることが必要であるが、それらの合計が0.15％
以上となると、溶接部の靭性を劣化させるので、
その上限を0.15％とした。 上記した関係が本発明における鋼の成分組成上
における枢要ポイントをなしているが、その他の
元素についての限定理由は以下の通りである。 Ｃは、強度を確保するために必須の元素である
が、溶接性の面からはなるべく低いほうが好まし
い。0.04％以下では80Kg／mm2以上の強度確保は困
難であるが、0.16％以上となると溶接割れ感受性
が高くなるので、その範囲は0.04％以上、0.16％
以下とする。 Siは、製鋼上不可避な元素であり、0.02％は鋼
中に含まれることになるが、0.5％以上になると
母材靭性、溶接性が劣化するので、0.02％以上、
0.50％以下とする。 Mnは、焼入性を確保するのに0.40％は必須で
あるが、1.20％を超えると溶接性を損うばかりで
なく焼戻脆化感受性も増大するので、0.40％以
上、1.20％以下とする。 Ｐは、靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であ
り、0.015％を超えると靭性が劣化するため、こ
れ以下としなければならない。 Ｓは、MnSとなつて、靭性を劣化させるので、
0.006％以下とする。 Crは、0.2％以上で焼入性向上に有効に寄与す
るが、1.5％以上になると溶接性を害するので、
0.2％以上、1.5％以下とする。 Moは、0.2％以上焼入性向上と焼戻軟化抵抗の
増大に有効で、強度確保に必須であるが、高価で
あることから0.2％以上、1.0％以下とする。 Alは、脱酸上、不可欠の元素であるが、0.01％
未満ではその効果が得られなく又0.10％超えると
靭性が、劣化するので0.01〜0.10％とした。 Niは、靭性向上に有効な元素だが、高価であ
るので0.80％以上、5.00％以下とする。 本発明によるものは更に強度を調整するために
Cu、Ｂを適宜に添加することは前記した通りで
あり、これらのものについての限定理由は以下の
通りである。 Cuは、焼入性を向上させ又、析出硬化に寄与
するが、0.5％を超えて添加するとSR割れ感受性
を増大させ、又圧延キズ発生の原因ともなるため
0.50％以下とした。 Ｂは、微量添加で著しく焼入性を向上させる元
素であるが、その効果は、0.002％以上では飽和
するためこれを0.002％以下とした。 なお、本発明法に用いる鋼に、REM、Ca処理
などにより介在物制御を行うことは、従来鋼と同
様に靭性向上に効果がある。又、Ｈ、Ｎ、Ｏなど
の不純物の低減も従来鋼と同様に靭性向上に有効
である。本発明方法によるものの具体的な実施例
について説明すると以下の如くである。 本発明者等が具体的に用いた供試鋼の化学成分
は次の第１表に示す通りである。
25mm以上で抗張力80キロ級以上の高張力鋼を直接
焼入法により従来法で得られない長手方向および
板厚方向における材質的均一性を一斉冷却方式お
よび制御冷却によつて適切に得ることのできる方
法を提供しようとするものである。 鋼を熱間圧延してから直ちに焼入れする所謂直
接焼入法は昭和40年前後から存在する技術である
が、その当時は圧延技術、冷却技術がまだ未熟で
あり、また高張力鋼の需要も多くなかつたため実
用化には至らなかつた。しかし、近年になつて省
エネルギー技術として見直され、再びその研究が
活発化すると同時に、大量生産設備が実用化され
るようになつて来ている。また、直接焼入法で製
造した鋼板は、通常の再加熱焼入鋼よりも合金元
素の低減、すなわち炭素当量（Ceq）の低下が可
能で溶接性の観点からも有利であることはよく知
られている。ところが、今日においても、この直
接焼入法では、鋼板の長手方向および板厚方向の
材質の均一性が不可避であり、厳しい靭性要求値
を鋼板内のすべての位置で満足させるのは困難で
ある。然して前記した鋼板長手方向の材質不均一
は、従来の冷却方式が順次焼入法を採用している
ことによるもので、この順次焼入法とは、通常ロ
ーラークエンチ設備などでみられる冷却帯の中を
鋼板を通過させながら、鋼板先端より順次焼入れ
て行く方法である。しかし、この順次焼入法で
は、鋼板先端部が冷却されてから後端部が冷却さ
れるまでに現実の設備では１分又はそれ以上の時
間的ずれが避けられず、その間に温度低下、オー
ステナイトの回復、再結晶状態の変化が生ずる結
果、長手方向に材質の不均一が生じてしまう。こ
のような不都合を解消するには、鋼板長さ以上の
冷却帯を設け、鋼板を当該冷却帯内に位置せしめ
た後全長に亘つて一斉に冷却を行なえば良いこと
は容易に考えることであるが、実際には順次焼入
が採用されているのは、大きな冷却速度が得られ
ればそれだけ合金元素が低減可能となるため強力
な冷却設備ほど材質的に好ましいと考えられてい
たからである。即ちこの大きな冷却速度を得るに
は、冷却水量密度を大きくする必要があり、圧延
台上で使用できる全水量には制約があるため、冷
却帯の長さを短かくせざるを得ず、順次焼入が採
用されていたわけである。 一方、板厚方向の材質不均一は、表層部と板厚
中心部の冷却速度の差によるものであつて、板厚
が40mm以上の鋼板で問題となり、又、この冷却速
度差は強冷却であるほど大きくなる傾向にある。
即ち厚鋼板を冷却すると、まず表層部が熱伝達律
速により急激に冷却されるが、内部は鋼の熱伝導
律速となるため緩かに冷却されることになる。第
１図に現在一般に使用されている代表的な強冷却
装置であるローラークエンチ（水量密度5.0m3／
minm2）で冷却した板厚50mm鋼板の板厚方向冷却
速度分布を示すが、表層部の冷却速度は板厚中心
部の約３倍程度となつている。 ところでこのような表層部と内部の冷却速度を
均一化する方法としては、特開昭52−101613があ
り、これは強冷帯と弱冷帯を交互に設け、その中
を鋼板を通過させることにより、両者の冷却を均
一にしようとするものである。しかし、このよう
な方法は順次焼入でしか行なえず、前記したよう
に鋼板長手方向に不均質性を生ずる。即ち前記し
た第１図には、一斉冷却方式でも採用可能なラミ
ナーフロー冷却で、水量密度1.0m3／minm2とし
た場合の冷却速度分布を示すが、この場合にはそ
の冷却速度はローラークエンチより遅くなるが表
層部と内部の冷却はほぼ均一となつている。 然して上記のように均一冷却が材質上とくに問
題となるのは80キロ以上級の高張力鋼である。即
ちこの80キロ以上級高張力鋼はその組織が、マル
テンサイトと下部ベイナイトの混合組織の場合に
最もすぐれた強度・靭性・バランスを示し、冷却
速度が速い、あるいは及び合金元素量が十分に高
いなどの理由により完全マルテンサイト組織にな
るとむしろ靭性が劣化する。又反対に、冷却速度
が遅いか、合金元素量が少く、上部ベイナイトの
混在した組織となつても強度・靭性ともに劣化す
る。つまり、鋼の化学成分によつて決まる最適冷
却速度範囲というものが存在し、その範囲は高強
度になるほど狭くなる傾向にある。そこで、板厚
方向に大きな冷却速度分布があると、全位置で最
適焼入組織を得ることができなくなる。蓋し、板
厚中心部で最適焼入組織となるように化学成分を
調整すると、表層部近傍では完全マルテンサイト
組織となり充分な靭性が得られず、また表層部近
傍で最適焼入組織となるようにすると板厚中心部
では上部ベイナイトの混在した組織となつて強
度・靭性ともに不充分となつてしまう。このよう
な不都合を解消するには緩冷却を行なえばよいこ
とは上述した通りである。そして、大水量密度を
使用しない緩冷却であれば、既にのべたところか
ら明らかなように長手方向の均一性にとつても好
ましい一斉冷却が可能となる。 なお茲で、付言すれば前記「緩冷却」とは単に
緩かな冷却であればどんな冷却速度の冷却でも良
いという意味ではなく、ある指標をもつて制御さ
れた緩かな冷却であることは、前記したところ及
び以下の記載から明らかである。 本発明は上記したような実情に鑑み、更に仔細
な検討と推考を重ねて創案されたものであつて、
板厚40mm以上の抗張力80キロ以上級鋼を直接焼入
法で製造する際に問題となる鋼板内の材質不均一
を解消し、なお且つ優れた溶接性を具備した厚鋼
板を得ることに成功したものである。即ち本発明
によるものは直接焼入法による焼入性向上効果を
充分に発揮させるための圧延方法と、長手方向及
び板厚方向に均一な冷却が得られる圧延後の焼入
冷却方法およびそのような目的における最適な化
学成分関係によつて構成されるものであつて、重
量％（以下単に％という）で、 Ｃ：0.04〜0.16％、Si：0.02〜0.50％、Mn：0.4
〜1.2％、Ni：0.8〜5.0％、Cr：0.2〜1.5％、
Mo：0.2〜1.0％、sol.Al：0.01〜0.10％、Ｐ：
0.015％以下、Ｓ：0.006％を含有し、さらにNb、
Ｖ、Tiの析出硬化元素をそれらの添加量の合計
が0.03％以上、0.15％以下添加した鋼を、Nb、Ｖ
の炭・窒化物およびTiの炭化物が完全に固溶す
る温度以上に加熱し、950℃以下の温度で40％以
上の圧延を行い、圧延完了後速やかに冷却装置に
搬送し、（A3−50）℃以上の温度から鋼板の全長
にわたつて一斉冷却によつて焼入れ、その際の冷
却水量密度を被焼入材の板厚に応じて下記(1)(2)の
ように選び 板厚40mm以上のとき Ｗ：0.7〜1.5m3／min−m2 (1) 板厚25〜40mmのとき Ｗ：0.7〜8.5〜0.1t／３m3／min−m2 (2) この焼入完了後Ac1点以下の温度で焼戻しを行
うことを特徴とする板厚が特に25mm以上の抗長力
80キロ以上級鋼の製造法に関し、この本発明では
更に強度を微妙に調整するためにCu：0.5％以下、
Ｂ：0.002％以下の１種又は２種を添加含有させ
ることができる。 上記したような本発明について更に説明する
と、直接焼入法における焼入性向上効果を充分に
発揮させるためには、先ずNb、Ｖの炭窒化物お
よびTiの炭化物が完全に固溶する温度以上にス
ラブを加熱する必要がある。オーステナイト中に
固溶する炭素、窒素あるいはＶ、Nb、Tiなどの
炭窒化物形成元素は焼入性向上に有効であるとし
ても、それらが未固溶状態で残存すると焼入性が
低下するばかりでなく、靭性も劣化する。本発明
においては、後述するようにNb、Ｖ、Tiなどの
析出強化元素を有効利用しようとするものであつ
て、このスラブ加熱温度は特に重要である。即ち
Nb、Ｖ、Tiなどの炭窒化物、炭化物が完全に固
溶する温度は、これら元素の種類、含有量ならび
に鋼中に存在する炭素量、窒素量などの条件によ
つて変化するので一概には言えないが、Ｖが単独
で含有されているときは900℃以上、Nb、Tiを
含有するときは1050℃以上の温度域となる。 又、前記したような直接焼入法で焼入性が向上
する原因は、加工によりオーステナイトの微視状
態が変化することと関連しているものであり、加
工後のオーステナイトが再結晶を完了してしまつ
てからでは充分な焼入性向上を発揮させることが
できない。そこで再結晶に要する時間が長くなる
低温域で圧延を行い、直ちに焼入れる必要があ
る。本発明の前記したような鋼の化学成分組成範
囲では950℃を超えた温度範囲での圧下は再結晶
により前記オーステナイトに対する加工の影響が
消失してしまうし、950℃以下で圧下を行つても
その圧下が40％未満では焼入れの際に充分な加工
の影響が残つておらず、何れにしても本発明の目
的を達し得ないから950℃以下において、40％以
上の加工を行う必要がある。 圧延終了温度については当然のことながらこれ
に引続いて行われる焼入条件を満足させるもので
なければならない。即ち本発明にあつては圧延終
了後の鋼板はその鋼板長さよりも長い冷却帯に搬
入され、一斉焼入れが（A3−50）℃以上の温度
から開始されるものであるから、この冷却帯への
鋼板搬入、位置決めに要する時間内に生ずる温度
低下を見越して圧延終了温度が決定されることと
なる。焼入開始温度を（A3−50）℃以上とした
のは焼入開始温度がこの温度未満となるとオース
テナイトからフエライト核生成の潜伏期間の相当
部分が経過することになり、充分な焼入効果が得
られないこととなるためである。 更に圧延終了から焼入れ開始までの時間につい
てはなるべく短い方が好ましい。第２図には熱間
圧延終了後の鋼板を圧延終了温度に保定した加熱
炉に装入し、この加熱炉で数段階に保持時間を変
えて保持した材料を焼入れした際の保持時間（即
ち圧延完了後焼入開始までの時間）と焼入れたま
まの硬さの関係を示すが、焼入開始までの時間が
長くなるに従つて焼入れ硬さは低下することが明
らかであり、圧延終了後30秒以内に焼入れを開始
することが望ましい。 又、鋼板内の位置によつて焼入れ開始時間が異
ると、その焼入れ硬さに差が生じ、均一な材質が
得られないことは明らかである。このため冷却は
被冷却（焼入）鋼板よりも長い冷却帯内に搬入し
終つてから鋼板全面に対して一斉に冷却水を衝突
せしめる一斉冷却方式とする必要があり、又表層
部と板厚中心部との冷却速度が略均一となるよう
にすることが必要である。即ち第３図には種々の
板厚を有する鋼板を水量密度（鋼板の上面及び下
面に適用する合計水量密度）で焼入れる実験を行
つた結果を要約して示したが、板厚40mm以上では
水量密度が1.5m3／min・m2以上となると表層直
下と板厚中心部の強度差が５Kg／mm2となるか、破
面遷移温度の差が20℃以上となり、或いはそれら
が同時に起ることとなる。ところが板厚25mm以下
では水量密度によらず板厚方向の不均一は生じな
い。そこで板厚40mm以上の場合においてはその水
量密度Ｗを板厚ｔとの関係において下記する関係
を満たすようにすることが必要である。 Ｗ8.5−0.1t／３ しかしこの水量密度が0.7m3／min・m2以下に
なると、前記のような厚鋼板において如何なる板
厚においても冷却速度の絶対値が小さくなり過ぎ
て所望の強度を得るためのCeqが高くなり過ぎる
ので、該水量密度は0.7m3／min・m2以上とする
ことが必要である。 次に上記したような方法で80キロ以上級厚鋼板
を製造するための鋼の化学成分組成について説明
すると、本発明における鋼の化学成分的特徴は、
先ずNb、Ｖ、Tiを有効利用することにある。然
してこれらの元素の焼入性に及ぼす影響について
は、焼入性を向上させるとする説と、焼入性を低
下させるとする説とがあることは一般に知られて
いる通りであるが、本発明者等がこの関係につい
て仔細に種々の実験を重ねた結果によると、これ
らの元素がオーステナイト中に完全に固溶してい
る場合には、焼入性の向上に有効に働き、オース
テナイト中に未固溶の炭窒化物として存在すると
著しく焼入性を害することが明らかになつた。即
ちこのように完全固溶しているかどうかによつて
全く反することが前記したような両説の存した所
以と考えられるが、通常の再加熱焼入の場合、焼
入温度は、結晶粒粗大化の起こらない温度でなけ
ればならないためそのような温度ではTiの炭化
物やNbの炭窒化物はほとんど固溶せず、またＶ
も0.05％を越えると未固溶の炭窒化物として残存
する場合が多い。しかし、本発明のような直接焼
入では、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化が起つて
も、圧延により細粒化できるため、Nb、Ｖ、あ
るいはTiが完全に固溶する温度にスラブを加熱
して、これらの元素の焼入性向上効果を有効に利
用することができる。さらに、これらの元素はオ
ーステナイト中に固溶したまま焼入れられると、
焼戻時に微細な炭窒化物を形成し、焼戻軟化抵抗
を大巾に向上させ、焼戻後の強度上昇に著しい効
果がある。本発明法の水量密度を制御した冷却の
みでは、板厚方向の均一性は向上するが、冷却速
度の絶対値も低下するのである程度Ceqの上昇が
避けられない傾向がある。しかし、Nb、Ｖある
いはTiを焼入性向上と焼戻軟化抵抗の増大の両
面で有効利用すると、Ceqを上昇させることはな
く高張力化が可能となり、従来の80キロ級鋼と同
等のCeqで、100キロ級鋼の製造も可能となる。 焼入性向上と焼戻軟化抵抗の増大を得るには、
Nb、ＶおよびTiの添加量の合計が0.03％以上で
あることが必要であるが、それらの合計が0.15％
以上となると、溶接部の靭性を劣化させるので、
その上限を0.15％とした。 上記した関係が本発明における鋼の成分組成上
における枢要ポイントをなしているが、その他の
元素についての限定理由は以下の通りである。 Ｃは、強度を確保するために必須の元素である
が、溶接性の面からはなるべく低いほうが好まし
い。0.04％以下では80Kg／mm2以上の強度確保は困
難であるが、0.16％以上となると溶接割れ感受性
が高くなるので、その範囲は0.04％以上、0.16％
以下とする。 Siは、製鋼上不可避な元素であり、0.02％は鋼
中に含まれることになるが、0.5％以上になると
母材靭性、溶接性が劣化するので、0.02％以上、
0.50％以下とする。 Mnは、焼入性を確保するのに0.40％は必須で
あるが、1.20％を超えると溶接性を損うばかりで
なく焼戻脆化感受性も増大するので、0.40％以
上、1.20％以下とする。 Ｐは、靭性に悪影響を及ぼす不純物元素であ
り、0.015％を超えると靭性が劣化するため、こ
れ以下としなければならない。 Ｓは、MnSとなつて、靭性を劣化させるので、
0.006％以下とする。 Crは、0.2％以上で焼入性向上に有効に寄与す
るが、1.5％以上になると溶接性を害するので、
0.2％以上、1.5％以下とする。 Moは、0.2％以上焼入性向上と焼戻軟化抵抗の
増大に有効で、強度確保に必須であるが、高価で
あることから0.2％以上、1.0％以下とする。 Alは、脱酸上、不可欠の元素であるが、0.01％
未満ではその効果が得られなく又0.10％超えると
靭性が、劣化するので0.01〜0.10％とした。 Niは、靭性向上に有効な元素だが、高価であ
るので0.80％以上、5.00％以下とする。 本発明によるものは更に強度を調整するために
Cu、Ｂを適宜に添加することは前記した通りで
あり、これらのものについての限定理由は以下の
通りである。 Cuは、焼入性を向上させ又、析出硬化に寄与
するが、0.5％を超えて添加するとSR割れ感受性
を増大させ、又圧延キズ発生の原因ともなるため
0.50％以下とした。 Ｂは、微量添加で著しく焼入性を向上させる元
素であるが、その効果は、0.002％以上では飽和
するためこれを0.002％以下とした。 なお、本発明法に用いる鋼に、REM、Ca処理
などにより介在物制御を行うことは、従来鋼と同
様に靭性向上に効果がある。又、Ｈ、Ｎ、Ｏなど
の不純物の低減も従来鋼と同様に靭性向上に有効
である。本発明方法によるものの具体的な実施例
について説明すると以下の如くである。 本発明者等が具体的に用いた供試鋼の化学成分
は次の第１表に示す通りである。
【表】
【表】
又上記したような第１表の各鋼について採用さ
れた加熱温度、950℃以下の圧下率のような圧延
条件、冷却開始温度、冷却水量密度などの圧延後
の熱処理および板厚を要約して示すと次の第２表
の通りである。
れた加熱温度、950℃以下の圧下率のような圧延
条件、冷却開始温度、冷却水量密度などの圧延後
の熱処理および板厚を要約して示すと次の第２表
の通りである。
【表】
【表】
然して上記のようにして得られた各鋼板につい
ての機械的性質を板厚ｔのt/2およびt/4について
測定した結果は次の第３表に示す通りである。
ての機械的性質を板厚ｔのt/2およびt/4について
測定した結果は次の第３表に示す通りである。
【表】
【表】
即ち1aは本発明鋼で、100キロ級鋼の強度であ
りながらCeqは0.498％と従来の80キロ級鋼と同等
以下でありvTsも−60℃以下と優れている。1a鋼
と同一成分鋼をローラークエンチを用いて900℃
に再加熱後焼入（水量密度5.0m3／minm2）した
のが1b鋼であり、1aに比べY.S.が８Kg／min低
く、なおかつ1/4ｔ部のvTsは1a鋼より30℃以上
劣つている。1c鋼は1a鋼と同一チヤージ、同一
圧延条件で冷却をローラークエンチと同じ水量密
度5.0m3／min・m2としたものである。強度は1a
鋼とほぼ同程度であり、1/2ｔ部のvTsも1a鋼と
同等であるが、1/4ｔ部のvTsが1a鋼より大巾に
劣つている。1/4ｔ部では冷却速度が大きすぎて、
完全マルテンサイト組織となつたためである。 2a鋼は本発明法で製造したものであり、2b鋼
は950℃以下の圧下率を10％としたものである。
2b鋼は950℃以下の圧下率が小さすぎるため、充
分な加工熱処理効果が得られず、強度・靭性とと
もに2a鋼より劣つている。 3a、3b鋼は板厚50mm、75mmの本発明鋼であり、
すぐれた強度・靭性を示している。同一チヤージ
で、冷却開始温度をAr3以下の750℃とした場合
の3c鋼では、同板厚の3b鋼に比べ強度で約８
Kg／mm2低く、vTsで30℃以上劣化している。これ
は、焼入性が不足したためである。 4b鋼は、冷却のみ従来法と同じ水量密度とし
たもので化学成分、圧延条件など他の製造条件は
4a鋼と全く同等である。強度は4a鋼よりやや高
いが、1/4ｔ部と1/2ｔ部のvTsの差が大きく、1/
４ｔ部のvTsは4a鋼より60℃近く劣つている。 5b鋼のスラブ加熱温度は950℃であり、炭窒化
物が完全固溶しない温度である。そのため、完全
に固溶する温度に加熱した5a鋼に比べ、強度・
靭性ともに大巾に劣つている。 Ch、No、６鋼は、0.06％Ｃと炭素量が低く、
またCeqも0.468％であり、板厚50mmの80キロ級鋼
としては従来鋼に比べて低いものであるが、本発
明法で製造した6a鋼は、80キロ級鋼として充分
な強度・靭性を有している。6b鋼は冷却水量密
度0.6m3／min・m2とした場合の例で、冷却速度
不足のため、80キロ級鋼の強度を満足せず、また
靭性も6a鋼に比べ大巾に劣つている。 7a鋼は、Nb、Ｖ、Tiを含まない比較鋼であ
る。Ceqは0.519％と高いが抗張力80キロ以上の強
度が得られていない。 8a鋼は、Ｃ量が0.03％と低いためにCeqは0.533
％と高いが、80キロ級の強度を満足していない。
また、焼入組織も粗く、靭性も悪い。 なお、焼戻しは、いずれの鋼についても600〜
630℃の間で行つてあり、圧延終了から焼入開始
までの時間は15〜30秒としている。 以上説明したような本発明によるときは、板厚
40mm以上の厚肉鋼板においてもその長手方向およ
び板厚方向の何れにおいても材質は均一であり、
かつ低炭素当量で高い強度を有する鋼板を的確に
製造し得るものであるから、工業的にその効果の
大きい発明である。
りながらCeqは0.498％と従来の80キロ級鋼と同等
以下でありvTsも−60℃以下と優れている。1a鋼
と同一成分鋼をローラークエンチを用いて900℃
に再加熱後焼入（水量密度5.0m3／minm2）した
のが1b鋼であり、1aに比べY.S.が８Kg／min低
く、なおかつ1/4ｔ部のvTsは1a鋼より30℃以上
劣つている。1c鋼は1a鋼と同一チヤージ、同一
圧延条件で冷却をローラークエンチと同じ水量密
度5.0m3／min・m2としたものである。強度は1a
鋼とほぼ同程度であり、1/2ｔ部のvTsも1a鋼と
同等であるが、1/4ｔ部のvTsが1a鋼より大巾に
劣つている。1/4ｔ部では冷却速度が大きすぎて、
完全マルテンサイト組織となつたためである。 2a鋼は本発明法で製造したものであり、2b鋼
は950℃以下の圧下率を10％としたものである。
2b鋼は950℃以下の圧下率が小さすぎるため、充
分な加工熱処理効果が得られず、強度・靭性とと
もに2a鋼より劣つている。 3a、3b鋼は板厚50mm、75mmの本発明鋼であり、
すぐれた強度・靭性を示している。同一チヤージ
で、冷却開始温度をAr3以下の750℃とした場合
の3c鋼では、同板厚の3b鋼に比べ強度で約８
Kg／mm2低く、vTsで30℃以上劣化している。これ
は、焼入性が不足したためである。 4b鋼は、冷却のみ従来法と同じ水量密度とし
たもので化学成分、圧延条件など他の製造条件は
4a鋼と全く同等である。強度は4a鋼よりやや高
いが、1/4ｔ部と1/2ｔ部のvTsの差が大きく、1/
４ｔ部のvTsは4a鋼より60℃近く劣つている。 5b鋼のスラブ加熱温度は950℃であり、炭窒化
物が完全固溶しない温度である。そのため、完全
に固溶する温度に加熱した5a鋼に比べ、強度・
靭性ともに大巾に劣つている。 Ch、No、６鋼は、0.06％Ｃと炭素量が低く、
またCeqも0.468％であり、板厚50mmの80キロ級鋼
としては従来鋼に比べて低いものであるが、本発
明法で製造した6a鋼は、80キロ級鋼として充分
な強度・靭性を有している。6b鋼は冷却水量密
度0.6m3／min・m2とした場合の例で、冷却速度
不足のため、80キロ級鋼の強度を満足せず、また
靭性も6a鋼に比べ大巾に劣つている。 7a鋼は、Nb、Ｖ、Tiを含まない比較鋼であ
る。Ceqは0.519％と高いが抗張力80キロ以上の強
度が得られていない。 8a鋼は、Ｃ量が0.03％と低いためにCeqは0.533
％と高いが、80キロ級の強度を満足していない。
また、焼入組織も粗く、靭性も悪い。 なお、焼戻しは、いずれの鋼についても600〜
630℃の間で行つてあり、圧延終了から焼入開始
までの時間は15〜30秒としている。 以上説明したような本発明によるときは、板厚
40mm以上の厚肉鋼板においてもその長手方向およ
び板厚方向の何れにおいても材質は均一であり、
かつ低炭素当量で高い強度を有する鋼板を的確に
製造し得るものであるから、工業的にその効果の
大きい発明である。
図面は、本発明の技術内容を示すものであり、
第１図はローラークエンチ法によるものと、ラミ
ナーフロー冷却1.0m3／min・m2の緩冷却方法と
の両者による板厚方向位置と冷却速度の関係を示
す図表、第２図は加工後の保持時間と焼入硬さの
関係を示す図表、第３図は、表層下2.5mmにおけ
る板厚中心部の強度差（△TS）および靭性差
（△vTs）と板厚、水量密度の関係を示す図表で
ある。
第１図はローラークエンチ法によるものと、ラミ
ナーフロー冷却1.0m3／min・m2の緩冷却方法と
の両者による板厚方向位置と冷却速度の関係を示
す図表、第２図は加工後の保持時間と焼入硬さの
関係を示す図表、第３図は、表層下2.5mmにおけ
る板厚中心部の強度差（△TS）および靭性差
（△vTs）と板厚、水量密度の関係を示す図表で
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.04〜0.16wt％、 Si：0.02〜0.50wt％、 Mn：0.4〜1.2wt％、 Ni：0.8〜5.0wt％、 Cr：0.2〜1.5wt％、 Mo：0.2〜1.0wt％、 sol.Al：0.01〜0.10wt％ を含有すると共にＶ、Ti、Nbの何れか１種又は
２種以上を合計で0.03〜0.15wt％と、 Ｐ：0.015wt％以下、 Ｓ：0.006wt％以下 を含有し、残部が鉄および不可避不純物から成る
鋼を、前記Ｖ、Ti、Nbの炭窒化物が完全に固溶
する温度以上に加熱してから950℃以下の温度域
での累積圧下率を40％以上とした圧延を行い、こ
の圧延終了後速やかに（A3−50）℃以上の温度
から一斉冷却によつて焼入れ、その際の冷却水量
密度を被焼入材の板厚に応じて下記(1)(2)のように
選び、 板厚40mm以上のとき、 Ｗ：0.7〜1.5m3／min−m2 (1) 板厚25〜40mmのとき、 Ｗ：0.7〜8.5−0.1t／３m3／min−m2 (2) （但し、Ｗは冷却水量密度で、ｔは板厚） この焼入完了後Ac1以下の温度で焼戻すことを
特徴とする厚肉高張力鋼の製造法。 ２ Ｃ：0.04〜0.16wt％、 Si：0.02〜0.50wt％、 Mn：0.4〜1.2wt％、 Ni：0.8〜5.0wt％、 Cr：0.2〜1.5wt％、 Mo：0.2〜1.0wt％、 sol.Al：0.01〜0.10wt％ を含有すると共に、 Ｂ：0.002wt％以下、 Cu：0.5wt％以下 の１種又は２種を含有し、更にＶ、Ti、Nbの何
れか１種又は２種以上を合計で0.03〜0.15wt％
と、 Ｐ：0.015wt％以下、 Ｓ：0.006wt％以下 を含有し、残部が鉄および不可避不純物から成る
鋼を、前記Ｖ、Ti、Nbの炭窒化物が完全に固溶
する温度以上に加熱してから950℃以下の温度域
での累積圧下率を40％以上とした圧延を行い、こ
の圧延終了後速やかに（A3−50）℃以上の温度
から一斉冷却によつて焼入れ、その際の冷却水量
密度を被焼入材の板厚に応じて下記(1)(2)のように
選び、 板厚40mm以上のとき、 Ｗ：0.7〜1.5m3／min−m2 (1) 板厚25〜40mmのとき、 Ｗ：0.7〜8.5−0.1t／３m3／min−m2 (2) （但し、Ｗは冷却水量密度で、ｔは板厚） この焼入完了後Ac1以下の温度で焼戻すことを
特徴とする厚肉高張力鋼の製造法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57207629A JPS59100214A (ja) | 1982-11-29 | 1982-11-29 | 厚肉高張力鋼の製造方法 |
| CA000442056A CA1221895A (en) | 1982-11-29 | 1983-11-28 | Method of manufacturing high tensile strength steel plates |
| GB08331786A GB2132225B (en) | 1982-11-29 | 1983-11-29 | Manufacturing high tensile strength steel plates |
| FR8318994A FR2536765B1 (fr) | 1982-11-29 | 1983-11-29 | Procede de fabrication de plaques d'acier ayant une resistance elevee a la traction |
| ZA838886A ZA838886B (en) | 1982-11-29 | 1983-11-29 | Method of manufacturing high tensile strength steel plates |
| SE8307123A SE451599B (sv) | 1982-11-29 | 1983-12-22 | Sett att framstella stalplatar med hog hallfasthet vid vilket stortkylningen direkt efter varmvalsningen regleras |
| DE19843401406 DE3401406A1 (de) | 1982-11-29 | 1984-01-17 | Verfahren zur herstellung von stahlplatten mit hoher zugfestigkeit |
| US06/722,763 US4572748A (en) | 1982-11-29 | 1985-04-15 | Method of manufacturing high tensile strength steel plates |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57207629A JPS59100214A (ja) | 1982-11-29 | 1982-11-29 | 厚肉高張力鋼の製造方法 |
| DE19843401406 DE3401406A1 (de) | 1982-11-29 | 1984-01-17 | Verfahren zur herstellung von stahlplatten mit hoher zugfestigkeit |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59100214A JPS59100214A (ja) | 1984-06-09 |
| JPH0118968B2 true JPH0118968B2 (ja) | 1989-04-10 |
Family
ID=25817627
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57207629A Granted JPS59100214A (ja) | 1982-11-29 | 1982-11-29 | 厚肉高張力鋼の製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4572748A (ja) |
| JP (1) | JPS59100214A (ja) |
| CA (1) | CA1221895A (ja) |
| DE (1) | DE3401406A1 (ja) |
| FR (1) | FR2536765B1 (ja) |
| GB (1) | GB2132225B (ja) |
| SE (1) | SE451599B (ja) |
Families Citing this family (45)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3579376D1 (de) * | 1984-06-19 | 1990-10-04 | Nippon Steel Corp | Verfahren zur herstellung von hochfestem stahl mit schweissbarkeit. |
| JPS6123715A (ja) * | 1984-07-10 | 1986-02-01 | Nippon Steel Corp | 高張力高靭性鋼板の製造法 |
| JPS6144121A (ja) * | 1984-08-09 | 1986-03-03 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高強度、高靭性圧力容器用鋼の製造方法 |
| JPS61127815A (ja) * | 1984-11-26 | 1986-06-16 | Nippon Steel Corp | 高アレスト性含Ｎｉ鋼の製造法 |
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