JPH03219012A - 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法Info
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- JPH03219012A JPH03219012A JP26637890A JP26637890A JPH03219012A JP H03219012 A JPH03219012 A JP H03219012A JP 26637890 A JP26637890 A JP 26637890A JP 26637890 A JP26637890 A JP 26637890A JP H03219012 A JPH03219012 A JP H03219012A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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、建築、橋梁、タンクなどの鋼構造物に利用さ
れる溶接割れ感受性が低く、降伏比が８０％以下、引張
強さが６０ｋｇｆ／ｌｊ以上の低降伏比高張力鋼の製造
方法に関するものである。
れる溶接割れ感受性が低く、降伏比が８０％以下、引張
強さが６０ｋｇｆ／ｌｊ以上の低降伏比高張力鋼の製造
方法に関するものである。
〈従来の技術〉
建築、橋梁、タンクなどの鉄骨構造物の大型化に伴い使
用される鋼材には高強度化、厚肉化が求められている。
用される鋼材には高強度化、厚肉化が求められている。
−・方、構造物の安全性、すなわち脆性破壊防止の観点
から降伏比の低いこと並びに溶接性の良いことが求めら
れている。
から降伏比の低いこと並びに溶接性の良いことが求めら
れている。
しかしながら、一般に高強度化とともに降伏比は上昇し
、溶接性は低下する傾向にあり、引張強さが６０ｋｇｆ
／ｍ１１以上の高張力鋼では８０％以下の低降伏比と良
好な溶接性を兼備させることは容易ではない。すなわら
従来の低降伏比６０キロ鋼は溶接割れ感受性（ＰＣＭ−
０，２４％程度）が高いため、溶接施工時には１００℃
程度の予熱を必要とする。
、溶接性は低下する傾向にあり、引張強さが６０ｋｇｆ
／ｍ１１以上の高張力鋼では８０％以下の低降伏比と良
好な溶接性を兼備させることは容易ではない。すなわら
従来の低降伏比６０キロ鋼は溶接割れ感受性（ＰＣＭ−
０，２４％程度）が高いため、溶接施工時には１００℃
程度の予熱を必要とする。
従来の低降伏比高張力鋼の製造方法としては、フェライ
トとオーステナイトの二相域温度に再加熱してから焼入
れる方法が知られている。この方法は低降伏比化には「
効であるが、炭素当鼠が０．３５〜０．５０％と高いた
め溶接性があまり良くない。
トとオーステナイトの二相域温度に再加熱してから焼入
れる方法が知られている。この方法は低降伏比化には「
効であるが、炭素当鼠が０．３５〜０．５０％と高いた
め溶接性があまり良くない。
この方法で製造した低降伏比鋼の一例が日本鋼管技報Ｎ
ｏ、１２２（１９８８）の第９頁に示されているが、Ｆ
ｅｑ、 ０．４５％（ＰＣｌ３０．２４％）からなる組
成で、引張強さ６０ｋｇｆ／＊ｊ以上、降伏比で８０％
以下が得られているものの、溶接性はＹ割れ防止予熱温
度で１００℃と高い。このように従来法では溶接施工で
予熱を必要としない低降伏比６０キロ鋼が得られなかっ
た。
ｏ、１２２（１９８８）の第９頁に示されているが、Ｆ
ｅｑ、 ０．４５％（ＰＣｌ３０．２４％）からなる組
成で、引張強さ６０ｋｇｆ／＊ｊ以上、降伏比で８０％
以下が得られているものの、溶接性はＹ割れ防止予熱温
度で１００℃と高い。このように従来法では溶接施工で
予熱を必要としない低降伏比６０キロ鋼が得られなかっ
た。
〈発明が解決しようとする課題〉
このような現状に’Ｘｉ ’ｉで本発明はなされたもの
で、溶接施工において予熱を必要としない良好な溶接性
を有し、かつトイ伏比で８０％以下、引張強さで６０ｋ
ｇｆ／−以上の低降伏比高張力鋼の製造方法を（に案す
ることを目的とするものである。
で、溶接施工において予熱を必要としない良好な溶接性
を有し、かつトイ伏比で８０％以下、引張強さで６０ｋ
ｇｆ／−以上の低降伏比高張力鋼の製造方法を（に案す
ることを目的とするものである。
く課題を解決するための下段〉
本発明者らは、溶接割れ感受性が低く、かつ低降伏比を
有する高張力鋼の製造方法について鋭意研究をかさねた
結果、Ｃ含有量を低減し合金元素を添加した成分系で、
二（■焼入れ前の組織を若干粗い組織として、焼入れ焼
もどし処理を施すことにより達成した。
有する高張力鋼の製造方法について鋭意研究をかさねた
結果、Ｃ含有量を低減し合金元素を添加した成分系で、
二（■焼入れ前の組織を若干粗い組織として、焼入れ焼
もどし処理を施すことにより達成した。
すなわち、本発明は、重量比にて、Ｃ： ０．０３〜０
．１０％、Ｓｉ ： ０．０５〜０．６０％、Ｍｎ ：
０．６０〜２．００％、Ｍｏ ： ０．１０〜０．５
０％、Ｐ ： ０．０３０％以下、Ｓ ： ０．０２０
％以下を含み、さらにＮｉ ： １．００％以下、Ｃｒ
： ｏ、７゜％以下、Ｃｕ ： ０．７０％以下、Ｖ
： ０．０６％以下、Ｎｂ：０．０５％以下及びＢ
： ０．００５０％以下のうちから選ばれた一種以上を
含み、さらに必要に応してＴｉ：０、００３〜０．０５
％を含み、残部が実質的にＰｅからなり、かつＰｃＭ（
％） ＝ Ｃ＋５ｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０
ｌＣｒ ／ ２０ ＋ Ｃｕ ／ ２０←門ｏ／ １５
」−Ｖ ／ １０＋ ５ Ｂが０．１６〜０．２１％で
ある鋼を熱間圧延後、直ちに３００〜５５０ ℃まで象
冷するか、もしくは空冷後Ａｃ３点以上の温度に再加熱
した後３００〜５５０ ℃まで２冷したのち、室温まで
空冷し、さらにＡｃ、３〜＾Ｃ１変態点間の二相域温度
に加熱保持した後、空冷以上の冷却速度で焼入れし、そ
の後４５０〜６００℃の温度で焼もどしを行うことを特
徴とする溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法で
ある。
．１０％、Ｓｉ ： ０．０５〜０．６０％、Ｍｎ ：
０．６０〜２．００％、Ｍｏ ： ０．１０〜０．５
０％、Ｐ ： ０．０３０％以下、Ｓ ： ０．０２０
％以下を含み、さらにＮｉ ： １．００％以下、Ｃｒ
： ｏ、７゜％以下、Ｃｕ ： ０．７０％以下、Ｖ
： ０．０６％以下、Ｎｂ：０．０５％以下及びＢ
： ０．００５０％以下のうちから選ばれた一種以上を
含み、さらに必要に応してＴｉ：０、００３〜０．０５
％を含み、残部が実質的にＰｅからなり、かつＰｃＭ（
％） ＝ Ｃ＋５ｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０
ｌＣｒ ／ ２０ ＋ Ｃｕ ／ ２０←門ｏ／ １５
」−Ｖ ／ １０＋ ５ Ｂが０．１６〜０．２１％で
ある鋼を熱間圧延後、直ちに３００〜５５０ ℃まで象
冷するか、もしくは空冷後Ａｃ３点以上の温度に再加熱
した後３００〜５５０ ℃まで２冷したのち、室温まで
空冷し、さらにＡｃ、３〜＾Ｃ１変態点間の二相域温度
に加熱保持した後、空冷以上の冷却速度で焼入れし、そ
の後４５０〜６００℃の温度で焼もどしを行うことを特
徴とする溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法で
ある。
〈作 用〉
以下、本発明について詳細に説明する。
まず鋼の組成の限定理由について述べる。
ｃ：ｏ、ｏ３〜０．１０％
Ｃは高強度かつ低ＹＲを得るために０．０３％（重量％
以下同じ）以上必要であるが、０．１０％を超えると溶
接割れ感受性が高くなるため０．０３〜０．１０％とし
た。
以下同じ）以上必要であるが、０．１０％を超えると溶
接割れ感受性が高くなるため０．０３〜０．１０％とし
た。
Ｓｉ ： ０．０５〜０．６０％
Ｓｉは脱酸剤として０．０５％以上必要であるが、０．
６５％を超えると溶接熱影響部の低温靭性を低下させる
ため、０．０５〜０．６０％とした。
６５％を超えると溶接熱影響部の低温靭性を低下させる
ため、０．０５〜０．６０％とした。
Ｍｎ ： ０．６０〜２．００％
Ｍｎは焼入性の確保、強度確保のため０．６０％以上必
要であるが、２．００％を超える過剰の添加は溶接性を
低下させるため、０．６０〜２．００％とした。
要であるが、２．００％を超える過剰の添加は溶接性を
低下させるため、０．６０〜２．００％とした。
Ｐ ： ０．０３０％以下、Ｓ ： ０．０２０％
以下Ｐ、Ｓは鋼中に混入する不純物として不可避である
が、ともに溶接性、靭性、延性を阻害するため、それぞ
れ０．０１０％以下、０．０２０％以下に限定した。
以下Ｐ、Ｓは鋼中に混入する不純物として不可避である
が、ともに溶接性、靭性、延性を阻害するため、それぞ
れ０．０１０％以下、０．０２０％以下に限定した。
Ｍｏ ： Ｏ，ＩＯ〜０．５０％
Ｍｏはオーステーノ・イト中に固ン容してオーステナイ
＋の焼入性を高めるとともに、焼もどし時に析出し焼も
どし軟化抵抗を高め、強度上昇に寄与する元素であり、
０．１０％以上を必要とするが、０５０％を超えての添
加は溶接性、延靭性を低下するので、０．１０〜０．５
０％とした。
＋の焼入性を高めるとともに、焼もどし時に析出し焼も
どし軟化抵抗を高め、強度上昇に寄与する元素であり、
０．１０％以上を必要とするが、０５０％を超えての添
加は溶接性、延靭性を低下するので、０．１０〜０．５
０％とした。
さらに以上の成分系に加えて、所定の強度を得るための
下記の成分を一種以上添加することができる。
下記の成分を一種以上添加することができる。
Ｎｉ ： １．００％以下、Ｃｒ ： ０．７０％以
下、Ｃｕ ： ０．７０％以Ｌ Ｖ ： ０．０６％以
下、Ｎｂ ： ０．０５％以下及びＴ３： ０．００５
０％以下。
下、Ｃｕ ： ０．７０％以Ｌ Ｖ ： ０．０６％以
下、Ｎｂ ： ０．０５％以下及びＴ３： ０．００５
０％以下。
いずれの元素も強度」−昇に有効であるが、過剰添加は
溶接性、延靭性を低下するので、それぞれの上限を上記
のとおりとした。なおＮｉ、 Ｃｕは溶接性、延靭性を
あまり低下しないが、Ｎｉは高価な元素であり１％超で
は経済性に問題があり、Ｃｕは０．７％超では熱間加工
性を劣化させる。
溶接性、延靭性を低下するので、それぞれの上限を上記
のとおりとした。なおＮｉ、 Ｃｕは溶接性、延靭性を
あまり低下しないが、Ｎｉは高価な元素であり１％超で
は経済性に問題があり、Ｃｕは０．７％超では熱間加工
性を劣化させる。
さらに本発明においては、必要に応じてＴ１を下記の範
囲で添加することができる。
囲で添加することができる。
Ｔｉ ： ０．００３〜０．０５％
Ｔｉは（α１〜Ｔ）二用域加熱時において、フェライト
地に分散するγを微細に分散させ、強度および降伏比を
上昇させる。所定の強度を確保するにはＴｉ Ｏ，００
３％以上を必要とするが、Ｔｉ ０．０５％を超えて
の添加は降伏比を高めるので０．００３〜０．０５％と
した。
地に分散するγを微細に分散させ、強度および降伏比を
上昇させる。所定の強度を確保するにはＴｉ Ｏ，００
３％以上を必要とするが、Ｔｉ ０．０５％を超えて
の添加は降伏比を高めるので０．００３〜０．０５％と
した。
さらに、本発明鋼は良好な焼入性を６育保するため、Ｐ
ｃＭ（％） −Ｃ＋５ｉ／３０トＭｎ ／ ２０ ＋
Ｃｕ ／ ２０ ］−Ｃｒ／２０＋Ｎｉ／６０＋ Ｖ
／ＩＱ÷５Ｂを０．１６〜０．２１％の範囲に限定した
。ＰＣＨは小さいほど溶接割れ感受性が小さいが、予熱
フリーのためには０．２１％以下が必要であるが、０．
１６％以下では強度の確保ができなくなるため、ＰＣｌ
４を０．１６〜０．２１％の範囲とした。
ｃＭ（％） −Ｃ＋５ｉ／３０トＭｎ ／ ２０ ＋
Ｃｕ ／ ２０ ］−Ｃｒ／２０＋Ｎｉ／６０＋ Ｖ
／ＩＱ÷５Ｂを０．１６〜０．２１％の範囲に限定した
。ＰＣＨは小さいほど溶接割れ感受性が小さいが、予熱
フリーのためには０．２１％以下が必要であるが、０．
１６％以下では強度の確保ができなくなるため、ＰＣｌ
４を０．１６〜０．２１％の範囲とした。
以上の成分系からなる鋼を通常の造塊または連鋳により
造塊した後、熱間圧延により所定の板厚まで熱間圧延を
行い、圧延後直らに３００〜５５０℃まで急冷するか、
もしくは圧延後−旦空冷しさらにＡｃ３点以上の温度ま
で再加熱した′？Ｂ００〜５５０℃まで９冷したのち、
室温まで空冷する前処理を施す。
造塊した後、熱間圧延により所定の板厚まで熱間圧延を
行い、圧延後直らに３００〜５５０℃まで急冷するか、
もしくは圧延後−旦空冷しさらにＡｃ３点以上の温度ま
で再加熱した′？Ｂ００〜５５０℃まで９冷したのち、
室温まで空冷する前処理を施す。
この前処理で急冷を３００〜５５０℃で停止するのは低
降伏比を得るためである。Ｃ含有量を低減し合金元素を
高めた低ｐｅｒｔ鋼は低降伏比を得難い傾向にあるが、
第１図に示すように前処理の急冷を３００〜５５０ ℃
で停止することにより、降伏比を８０％以下に低下する
ことができる。従って、前処理のや冷の停止温度は３０
０〜５５０℃に限定される。
降伏比を得るためである。Ｃ含有量を低減し合金元素を
高めた低ｐｅｒｔ鋼は低降伏比を得難い傾向にあるが、
第１図に示すように前処理の急冷を３００〜５５０ ℃
で停止することにより、降伏比を８０％以下に低下する
ことができる。従って、前処理のや冷の停止温度は３０
０〜５５０℃に限定される。
る。
なお、第１図は第１表に示す組成からなる鋼を圧延後直
ちに焼入れしたもの（Δタイプ）と、圧延後空冷しさら
にＡｃ、意思上の９００℃に再加熱し焼入れしたもの（
Ｂタイプ）の二種の前処理について、それぞれ冷却停止
温度までの冷却速度を６℃／ ｓにして焼入れだ後空冷
し、次いでＡｃ、〜Ａｃ１点範囲内の８００℃に再加熱
した後、水冷し、５５０゛Ｃで焼もどし処理した場合の
引張特性と前処理の冷却停止温度との関係を示したもの
である。
ちに焼入れしたもの（Δタイプ）と、圧延後空冷しさら
にＡｃ、意思上の９００℃に再加熱し焼入れしたもの（
Ｂタイプ）の二種の前処理について、それぞれ冷却停止
温度までの冷却速度を６℃／ ｓにして焼入れだ後空冷
し、次いでＡｃ、〜Ａｃ１点範囲内の８００℃に再加熱
した後、水冷し、５５０゛Ｃで焼もどし処理した場合の
引張特性と前処理の冷却停止温度との関係を示したもの
である。
次にＡｃ＋〜Ａｃ＝変態点間の二相域温度に加熱するの
は、低降伏比に有効な軟質のフェライトと高強度に必要
な硬質の硬化相（オーステナイ日を得るためである。Ａ
ｃ３点超の加熱では軟質のフェラ・イトを含む二相組織
は得難く、低降伏比が得られない。二相域温度からの焼
入れ冷却速度は、高強度、高靭性を得るためにはゑ、冷
はど望ましい。
は、低降伏比に有効な軟質のフェライトと高強度に必要
な硬質の硬化相（オーステナイ日を得るためである。Ａ
ｃ３点超の加熱では軟質のフェラ・イトを含む二相組織
は得難く、低降伏比が得られない。二相域温度からの焼
入れ冷却速度は、高強度、高靭性を得るためにはゑ、冷
はど望ましい。
空冷未満の徐冷却では硬化相（オーステナ、イト相）で
十分な焼入れ性が得られないため、空冷以上の冷却とし
た。
十分な焼入れ性が得られないため、空冷以上の冷却とし
た。
次に焼入れ硬化した脆い硬化相は、４５０℃以上の焼も
どしにより靭性を向上する必要がある。
どしにより靭性を向上する必要がある。
方、６００゛Ｃ超の高温で焼もどしすると硬化相の軟化
が大きくなり、引張強さの低下、降伏比の」−昇を招く
ので、焼もどし温度の上限は６００℃とした。
が大きくなり、引張強さの低下、降伏比の」−昇を招く
ので、焼もどし温度の上限は６００℃とした。
第１表
〈実施例〉
第２表に供試材の化学成分を示す、供試材Ａ〜Ｌは本発
明の成分範囲内にある綱で、Ｍ−０鋼は比較鋼である。
明の成分範囲内にある綱で、Ｍ−０鋼は比較鋼である。
これらの鋼について第３表に示す前処理Ａ、Ｂ法を施し
た後、Ａｃ＋〜Ａｃ＋点範囲内の二相域温度に加熱保持
した後、空冷以上の冷却速度で焼入れし、５００〜５６
０℃で焼もどし処理を行った。
た後、Ａｃ＋〜Ａｃ＋点範囲内の二相域温度に加熱保持
した後、空冷以上の冷却速度で焼入れし、５００〜５６
０℃で焼もどし処理を行った。
これらの機械的性質を第３表に示す０本発明法では引張
強さ（Ｔ Ｓ ） ６０ｋｇｆ／−以上で、７７％以下
の低降伏比（ＹＲ）が得られている。Ｙ型溶接割れ試験
による割れ防止予熱温度はいずれも２５℃以下で予熱を
必要としない。また、Ｔｉフリー鋼（Ａ〜Ｉ）に比べＴ
ｉ添加＠（Ｊ−Ｌ）はＹＲが幾分高めであるが、ＹＳ、
ＴＳが高い。
強さ（Ｔ Ｓ ） ６０ｋｇｆ／−以上で、７７％以下
の低降伏比（ＹＲ）が得られている。Ｙ型溶接割れ試験
による割れ防止予熱温度はいずれも２５℃以下で予熱を
必要としない。また、Ｔｉフリー鋼（Ａ〜Ｉ）に比べＴ
ｉ添加＠（Ｊ−Ｌ）はＹＲが幾分高めであるが、ＹＳ、
ＴＳが高い。
これに対し比較例では、ＴＳ≧６０ｋｇｆ／ｌＪ、ＹＲ
≦８０％、Ｙ割れ防止予熱温度≦２５℃のいずれかが満
足されていない。
≦８０％、Ｙ割れ防止予熱温度≦２５℃のいずれかが満
足されていない。
例えば、Ａ２、Ａ３鋼は、成分的には発明範囲内にあり
良好な溶接性を有するが、熱処理条件が適切でないため
ＹＲ≦８０％を満足できない。Ｍ、Ｎ、０鋼はいずれも
Ｐｃイが高く、Ｙ割れ防止予熱温度が７５℃以上と高い
。
良好な溶接性を有するが、熱処理条件が適切でないため
ＹＲ≦８０％を満足できない。Ｍ、Ｎ、０鋼はいずれも
Ｐｃイが高く、Ｙ割れ防止予熱温度が７５℃以上と高い
。
また、Ｐ鋼はＴｉ含有量が発明範囲を超えるためＹＲが
８０％超えとなる。
８０％超えとなる。
〈発明の効果〉
Ｃ含有量を低減しＭＯ等の合金元素含有量を高め、ＰＣ
９を０．１６〜０．２１％に調節した銅に、予め本発明
の前処理を施した後、Ａｃ、〜Ａｃ３変態点間の二相域
温度に再加熱保持してから焼入れ、焼もどし処理するこ
とにより、溶接割れ感受性が小さく予熱が不要で、降伏
比が８０％以下、引張強さが６０ｋｇｆ／ｉ以上の低降
伏比高張力鋼の製造が可能となった。
９を０．１６〜０．２１％に調節した銅に、予め本発明
の前処理を施した後、Ａｃ、〜Ａｃ３変態点間の二相域
温度に再加熱保持してから焼入れ、焼もどし処理するこ
とにより、溶接割れ感受性が小さく予熱が不要で、降伏
比が８０％以下、引張強さが６０ｋｇｆ／ｉ以上の低降
伏比高張力鋼の製造が可能となった。
第１図は引張特性に及ぼずｉｆ■処理時の冷却停止温度
の影響を示すグラフである。
の影響を示すグラフである。
Claims (2)
- （１）重量比にて、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．６０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下を含み、さらにＮｉ：１．００％
以下、Ｃｒ：０．７０％以下、Ｃｕ：０．７０％以下、
Ｖ：０．０６％以下、Ｎｂ：０．０５％以下及びＢ：０
．００５０％以下のうちから選ばれた一種以上を含み、
残部が実質的にＦｅからなり、かつＰ＿Ｃ＿Ｍ（％）＝
Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｃｕ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．１６
〜０．２１％である鋼を熱間圧延後、直ちに３００〜５
５０℃まで急冷するか、もしくは空冷後Ａｃ＿３点以上
の温度に再加熱した後３００〜５５０℃まで急冷したの
ち、室温まで空冷し、さらにＡｃ＿３〜Ａｃ＿１変態点
間の二相域温度に加熱保持した後、空冷以上の冷却速度
で焼入れし、その後４５０〜６００℃の温度で焼もどし
を行うことを特徴とする溶接性の良好な低降伏比高張力
鋼の製造方法。 - （２）重量比にて、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．６０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．
０５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下
を含み、さらにＮｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．７０
％以下、Ｃｕ：０．７０％以下、Ｖ：０．０６％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下及びＢ：０．００５０％以下のう
らから選ばれた一種以上を含み、残部が実質的にＦｅか
らなり、かつＰ＿Ｃ＿Ｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ
／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｍｏ／
１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．１６〜０．２１％である鋼
を熱間圧延後、直ちに３００〜５５０℃まで急冷するか
、もしくは空冷後Ａｃ＿３点以上の温度に再加熱した後
３００〜５５０℃まで急冷したのち、室温まで空冷し、
さらにＡｃ＿３〜Ａｃ＿１変態点間の二相域温度に加熱
保持した後、空冷以上の冷却速度で焼入れし、その後４
５０〜６００℃の温度で焼もどしを行うことを特徴とす
る溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1-288659 | 1989-11-08 | ||
| JP28865989 | 1989-11-08 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03219012A true JPH03219012A (ja) | 1991-09-26 |
Family
ID=17733023
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26637890A Pending JPH03219012A (ja) | 1989-11-08 | 1990-10-05 | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03219012A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04272129A (ja) * | 1991-02-27 | 1992-09-28 | Nkk Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JPH05125481A (ja) * | 1991-11-01 | 1993-05-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靱性低降伏比高張力鋼材とその製造方法 |
-
1990
- 1990-10-05 JP JP26637890A patent/JPH03219012A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04272129A (ja) * | 1991-02-27 | 1992-09-28 | Nkk Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JPH05125481A (ja) * | 1991-11-01 | 1993-05-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靱性低降伏比高張力鋼材とその製造方法 |
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