JPH0518888B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0518888B2 JPH0518888B2 JP63052726A JP5272688A JPH0518888B2 JP H0518888 B2 JPH0518888 B2 JP H0518888B2 JP 63052726 A JP63052726 A JP 63052726A JP 5272688 A JP5272688 A JP 5272688A JP H0518888 B2 JPH0518888 B2 JP H0518888B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- toughness
- strength
- rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
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 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
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
Landscapes
- 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］
本発明は炭素量が低いにも拘らず高強度を有
し、靱性と海水あるいは塩水などの応力腐食環境
中における耐応力腐食割れ性にも優れた高強度・
高靭性鋼の製造法に関するものである。 ［従来の技術］ 近年、エネルギー需要が年々増加し、その安定
供給確保のため、海底資源開発や海底地殻地質調
査など海洋開発に対する関心が急速に高まり、こ
の海底開発につながる海洋構造物および海底調査
作業船の建造あるいは海底石油生産基地などの建
築構想が活発化している。 これらの構造物は、波浪あるいは圧力により変
形、破壊等をしてはならないものであり、より高
い安全性確保が重要課題である。 したがつてこれらに使用される材料には、構造
上高溶接性、高強度、かつ高靱性が要求されてお
り、さらに海水等の使用環境条件においても、耐
応力腐食割れ性を具備することが望まれている。 このような安全で信頼のおける鋼材の開発要求
に応えるNi含有低合金高張力鋼およびその製造
法が開発されている。 その代表的なものとしては、特開昭61−127815
号公報（資料Ａ）、特開昭59−100214号公報（資
料Ｂ）、特開昭61−272316号公報（資料Ｃ）、特願
昭61−271031号明細書（資料Ｄ）をあげることが
できる。 これらはいずれも鋼板を圧延後直ちに水冷す
る、いわゆる直接焼入れ法を用いている。 資料Ａでは、圧延前のスラブを著しく低温
（900〜1000℃）加熱し低温圧延後直接焼入れ−焼
戻しすることによつて微細な有効結晶粒
（effectivegrain）を得、従来鋼にない高い脆性亀
裂停止性能（brittle crack arresting
capability）を有する高靱性鋼を得ている。 また、資料Ｂでは、鋼板全体を同時に冷却する
ことによつて鋼板の長手方向の材質バラツキを抑
え、水量密度を低く制御し表面と内部の冷却速度
の差を小さくすることによつて、厚み方向の材質
バラツキを抑える均一な機械的性質を鋼板に付与
しようとしている。 しかしながらこれらのいずれも塩水と接触する
環境、例えば海洋構造物などにおいての海水中で
の応力腐食を考慮に入れた検討はなされておら
ず、海洋での使用上十分に安全であるとは云えな
い。 これに対し、資料ＣではNi含有鋼にNbを添加
し、さらに不純物元素Ｐ，Ｎ，Ｏを低減した鋼
に、圧延後直接焼入れ−焼戻しの適正条件を適用
することによつて、耐海水応力腐食割れ性のよい
鋼が製造できるとしている。 また資料ＤではNi−Mo鋼を低Ｃ化することに
より、溶接部の耐海水応力腐食割れ性を改善し、
低Ｃ化による強度の低下を制御圧延−直接焼入れ
−焼戻しで補つている。 ［発明が解決しようとする課題］ 高張力鋼の応力腐食割れに関しては、線型破壊
力学モードの理論が取り入れられ、材料内に先天
的に存在する亀裂あるいは欠陥が腐食環境に対し
て、どのような破壊挙動を取るかを亀裂環境のＫ
値（応力拡大係数）を用いて定量化する手法が用
いられ、実用的成果をあげている。 すなわち、応力腐食割れ試験としては、使用環
境条件において予亀裂付きの試験片を用い、ノツ
チ先端に苛酷な状態を作ることにより遅れ破壊を
生じ易くして、この環境下で、種々のＫ値のレベ
ルでの定荷重試験を行なうことにより、ある一定
のＫ値以下では破壊を生じない限界値Kiscc値を
求めることによつて、耐応力腐食割れ性が評価さ
れている。 資料Ｃに記載された耐海水限界Kiscc値は、溶
接熱影響部では最も高いものでも、450Kgｆ−mm-
３／２で改善されてはいるが十分高いとは言えない。 また、資料Ｄの方法では、溶接熱影響部の耐海
水限界Kiscc値はよく改善されるものの、母材の
強度・靱性に異方性（圧延方向に採取した試料と
それに直角方向に採取した試料との強度・靱性の
差）が強く現れることが懸念される。 ［課題を解決するための手段］ 本発明者らは、海水中あるいは塩水中における
耐応力腐食割れ性を具備し、異方性のない均一な
高強度・高靱性を有する高溶接性Ni含有低合金
鋼を開発することを目的に、鋼およびその製造方
について種々検討した結果、高強度材の耐応力腐
食割れ性には鋼中の炭素量が著しく影響し、炭素
量を低減することが極めて有効であること、この
低炭素Ni含有低合金鋼を通常に圧延し、焼入れ
焼戻し処理した場合は、異方性はほとんどなく母
材の限界Kiscc値は十分高いが、高い強度が得ら
れず目標値を満足しないこと、また制御圧延を行
なつて直接焼入れ−焼戻しを行なつた場合は、高
強度は得られるが、異方性が強く現れ母材の限界
Kiscc値が若干低下することなどを知見した。 そこで炭化物の挙動に着目して制御圧延−直接
焼入れ後、種々のオースナイト化温度に再加熱
し、焼入れ−焼戻し処理を行なつてみると、特定
の温度域で強度が著しく上昇し、異方性も殆んど
なく、高靱性かつ母材および溶接部の限界Kiscc
値が十分に高い鋼材が得られることを見出した。 以上から耐海水水応力腐食割れ性に優れた、高
溶接性と均一な高強度・高靱性を有する鋼は、低
炭素をベースにしたNi含有低合金鋼を熱間圧延
において制御圧延後直接焼入れし、その後再加熱
−焼入れ−焼戻し処理の適正条件を採用すること
によつて製造できることを知見した。 本発明はこのような知見に基づいて構成したも
ので、その要旨はＣ；0.02〜0.10％，Si；0.50％
以下、Mn；0.4〜1.5％，Ni；1.0〜8.0％，Mo；
0.1〜1.5％，Cr；1.0％以下、Sol.Al；0.01〜0.08
％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼片、あるいはさらにCu；1.5％以下、
Ｖ；0.12％以下、Nb；0.04％以下、Ti；0.015％
以下の１種または２種以上および／またはCa；
0.0050％以下の少量を含有する鋼片を、1000〜
1250℃に加熱した後、熱間圧延において、オース
テナイトが再結晶する温度域で20〜60％ついでオ
ーステナイトが再結晶しないする温度域で30〜70
％の圧下を行ない、650℃以上で圧延を完了後
Ar3点以上の温度から水冷を開始して150℃以下
の温度で停止する焼入れ処理を行ない、その後さ
らにAc3点からAc3＋100℃の温度域に再加熱した
後、焼入れ処理を行ない、続いてAc1点以下の温
度で焼戻し処理する耐応力腐食割れ性の優れた高
靱性高張力鋼の製造法である。 以下本発明について詳細に説明する。 まず、本発明を上記のような鋼成分に限定した
理由を述べる。 Ｃ；Ｃは焼入れ性を向上させ強度を容易に上昇
させるのに有効な元素である。反面、本発明の目
的である耐応力腐食割れ性の向上に対しては最も
影響を与える元素でもある。 すなわち、Ｃが0.10％を超えると著しくKiscc
値を低下して溶接熱影響部が硬化し、耐応力割れ
性を劣化させる。また、Ｃが0.02％未満であると
強度が得られない。したがつて、Ｃ含有量の範囲
を0.02〜0.10％とした。 Si；Siは強度向上に有効であるが、Ni含有鋼
の場合、Siが高いと焼戻し脆性が大きくなり、低
温靱性が劣化する。したがつて、ある程度の強度
を確保し、切欠靱性を劣化しないために上限を
0.50％とした。 Mn；Mnは焼入れ性を向上させ、強度・靱性
確保に有効であるが、Mnが高いとSiと同様に焼
戻し脆性が大きくなるので、1.5％以下にする必
要がある。また、Mn含有量が0.4％未満では強度
および靱性が低下する。従つて、Mnの含有量を
0.4〜1.5％とした。 Ni；Niは積層欠陥エネルギーを上げ、交叉辷
りを増し、応力緩和を生じやすく、衝撃吸収エネ
ルギーを増し、鋼の低温靱性を向上、さらには
Niは焼入れ性を高めて強度を向上させる。した
がつて要求される鋼の強度や靱性に応じて含有さ
れるが、本発明においては、他元素との兼ね合い
により、1.0％以上の含有が必要である。 また、本発明における未再結晶域圧延法を用い
ると、Ni量8.0％以下で十分な高い靱性が得られ
るので上限を8.0M％とした。 Mo；Moは焼入れ性の向上による強度確保の
ため、また焼戻し脆性を防止するために有効な元
素である。また未再結晶温度域を拡大するので、
本発明のように未再結晶温度域を利用して圧延す
る場合には特に有用な元素である。 しかし、0.1％未満では未再結晶温度域の拡大
効果が小さく、目標とする強度・靱性が得られ
ず、また、1.5％を超えると粗大なMo2Ｃ等の炭
化物が増加し、靱性を低下させ、また溶接熱影響
部を著しく硬化させる。 Cr；Crは焼入れ性を向上させ強度確保に有効
であるが、0.80％を超えると溶接硬化性が増大
し、Kiscc値を低下させる危険性がある。 Sol.Al；Alは鋼片加熱時および熱処理時の高
温域で窒化物を形成し、オーステナイト粒の細粒
化に有効である。しかし、0.01％未満ではその効
果が小さく、また0.08％を超えるとアルミナ系介
在物が増大し、靱性を阻害する。したがつて、
Sol.Alの含有量を0.01〜0.08％とした。 以上は本発明における鋼の基本成分であるが、
さらに本発明は強度および靱性を一層改善するた
めに以下の成分を選択添加することができる。 Cn；Cuは靱性を劣化させずに強度を上昇させ
るとともに耐食性の向上にも有効であるが、1.5
％を超えると熱間加工性および靱性を劣化させ
る。 Ｖ；Ｖは焼戻し処理において炭窒化物を形成し、
析出硬化により強度確保に有効であるが、0.12％
超えると靱性を劣化させる。 Nb；Nbは主として再加熱時のオーステナイト
粒の細粒化と、これによる靱性確保に有用である
が、多量の添加は溶接熱影響部の硬度を増して耐
海水応力腐食割れ性を損ねるので0.04％以下とす
る。 Ti；Tiは溶接部の粗粒化防止に有効であるが、
0.015％を超えるとかえつて母材靱性を低下させ
る。 上記の成分は本発明において強度・靱性を得る
ために添加する元素であり、さらに異方性および
耐ラメラテイア性を改善するためCaを選択添加
する。 Ca；Caは非金属介在物の球状化に極めて有効
であり、靱性の向上や靱性の異方性を小さくする
効果がある。しかし、0.0050％を超えると介在物
増化により靱性を低下させる。したがつてその含
有量を0.0050％以下とした。 上記の成分の他に不可避的不純物としてＰ，
Ｓ，Ｎ等は本発明の特性である靱性を劣化させる
有害な元素であるから、その量は少ない方がよ
い。好ましくはＰ≦0.010％，Ｓ≦0.005％，Ｎ≦
0.006％Ｄに調整する。 さらに本発明では、上記のような鋼成分組成の
鋼片を温度1000〜1250℃に加熱後、熱間圧延にお
いて、オーステナイトが再結晶する温度域で20〜
60％、ついでオーステナイトが再結晶しない温度
域で30〜70％の圧下を行ない、650℃以上で圧延
を完了後、Ar3点以下の温度から水冷を開始し
て、150℃以下の温度で停止する焼入れ処理を行
ない、その後さらにAc3からAc3＋100℃の間の温
度に再加熱した後焼入れし、続いてAc1点以下の
温度で焼戻し処理を行なうが、これも発明の重要
な骨子であるので、この工程条件の限定理由につ
いて次に説明する。 まず、上記のような成分組成に溶製したNi含
有低合金鋼の溶鋼から連続鋳造法もしくは造塊分
塊法によつて鋼片を製造し、ついで直接あるいは
必要によつては、偏析成分拡散の目的から加熱と
冷却を繰返す前処理を施した後、温度1000〜1250
℃に加熱し、熱間圧延を行なう。 この加熱においては、加熱オーステナイト粒の
細粒化と焼戻し処理時にMo，Ｖ等の微細炭窒化
物の析出による強化を利用するために鋼片の状態
で存在するMo，Ｖ等の炭窒化物を十分に固溶化
させるい必要がある。 このとき1000℃未満の低い温度では、この固溶
化作用が十分でなく、M6Ｃの未溶解析出物の存
在は、焼戻しの際の十分な析出硬化が期待出来な
いと共に靱性の低下させる原因ともなる。 一方、1250℃を超える温度では、Mo，Ｖ等の
炭窒化物は十分固溶するものの、本発明のNi含
有鋼においては、鋼片の表面に酸化物が増加し、
最終的に圧延後の鋼板に表面疵を生じる。 また、加熱オーステナイト粒が粗大化し、その
後の圧延においてオーステナイト粒が細粒化しに
くく、靱性低下の原因ともなる。 したがつて、これらの問題を考慮して、鋼片の
加熱温度を1000〜1250℃とした。 次に1000〜1250℃の温度に加熱された鋼片を熱
間圧延おいてオーステナイトを再結晶する温度域
で20％以上60％以下、ついでオーステナイトが再
結晶しない温度域で30％以上70％以下の圧下を行
ない、650℃以上で圧延を完了する圧延を行なう。 ここでこのように圧延条件を限定した理由につ
いて述べる。 成分と冷却速度の組合せで、直接焼入れ後の組
織が板厚中心部までマルテンサイト単相となる場
合は、全厚が、鋼板表層部がマルテンサイト相で
板厚中心部（1/2ｔ）から1/4ｔ部がマルテンサイ
ト＋下部ベイナイト組織とからなる場合は表層部
が、細粒オーステナイト粒から生成したマルテン
サイト相であると、焼戻した時に高靱性を示す。 それは細粒のオーステナイトから生成したマル
テンサイトの焼戻し組織の有効結晶物が細いから
である。したがつて、このような圧延条件を選ぶ
ことによつて、板厚方向の強度と靱性を表層から
中心まで良好で均一にすることができる。 細粒オーステナイトを得る目的で、圧延後オー
ステナイトが再結晶する温度域の累積圧下率を低
くし、オーステナイトが再結晶しない、おおむね
880℃以下のいわゆる未再結晶温度域で累積圧下
率の高い圧延を行なうと、伸長細粒オーステナイ
トが過度に形成され、このため強度・靱性の異方
性が著しく増し、応力腐食割れ感受性も増大す
る。 一方再結晶温度域での累積圧下率を高くして未
再結晶温度域で累積圧下率の低い圧延を行なう
と、伸長細粒オーステナイト粒および変形帯の形
成が不十分で、靱性低下と析出強化不足による強
度不足を生ずる。 以上の理由から必要な累積圧下率を差結晶温度
域で20％以上60％以下、好ましくは30％以上60％
以下、未再結晶温度域で70％以下30％以上、好ま
しくは60％以下30％以上とした。 また、仕上温度を650℃以上と限定したのは、
これより低い温度では加工歪によりAr3点が上昇
し、焼入れ性低下の原因となるからである。 次に圧延後、水冷開始までの時間をトランスフ
アータイムを呼ぶことにすると、結晶組織がマル
テンサイトとなる場合は圧延後直ちに焼入れるこ
ともできるが、それ以外の場合は加工歪の残存と
これによる変態点の上昇などがあつて焼入れ組
織、焼入れ硬さなどが安定しない。 それ故トランスフアータイムをとつて水冷する
方が好ましい。しかしながら余り時間をかける
と、変態点以下に鋼板の温度が低下するので、そ
の時間は15〜150秒がよい。 次にこの圧延完了後Ar3点以下の温度から水冷
を開始し、150℃以下の温度で停止する焼入れ処
理を行なう理由は、十分なマルテンサイト組織を
得るためのものであり、水冷停止温度が150℃を
超えると本発明鋼の場合、マルテンサイト変態が
終了しない場合があり、未変態オーステナイトが
そのまま残留し、かえつて降伏強度を低下させ
る。 本発明での直接焼入れ方法は鋼板全体を同時に
冷却する静止型でもよく、また鋼板が冷却設備に
装入された部分から逐次冷却される、いわゆる連
続型でもよい。 また、水量密度も特に制限せず設備能力いつぱ
いの冷却を行なつてもよい。これによりオンライ
ンでの単位時間当りの処理トン数を増大でき、原
価を低減できるメリツトがある。 熱間圧延後水冷された鋼は、Ac3点からAc3＋
100℃の温度範囲の適正な温度に再加熱され、焼
入れされる。 未再結晶温度域圧延での変形帯の形成に伴な
い、多数導入された転位は、圧延後の直接焼入れ
によつて凍結され、再加熱時においても、一部分
はなお高温で析出する炭窒化物の優先析出サイト
として、効果的に作用するが、Ac3＋100℃を超
えた再加熱ではその効果が失われる。 また、Ac3点よりも下の温度では高温析出炭窒
化物が十分に形成されない。 なお、この再加熱によつて部分的再結晶が生
じ、伸長したオーステナイト粒界が大部分崩壊
し、強度・靱性の異方性および応力腐食割れ感受
性が著しく改善される。 第１図はこのような再加熱時の強化現象を通常
圧延（熱間圧延後空冷材）の場合と対比して示し
たものであるが、本発明の制御圧延−直接焼入れ
工程（熱間圧延後水冷材）の場合に顕著に現れる
ことがわかる。 また第２図は再加熱焼入れ材にみられる高温で
析出した炭窒化物の150000倍の電子顕微鏡レプリ
カ写真の模式図である。 以上述べたように、この再加熱工程は制御圧延
工程、直接焼入れ工程と共に本発明を構成する重
要な要件である。 再加熱焼入れされた鋼は、その後Ac1点以下の
温度で焼戻し処理を行なう必要がある。Ac1点を
超えた温度では不安定オーステナイトの生成によ
り靱性が劣化する。 したがつてMo，Ｖ等の炭窒化物形成元素を十
分に析出強化させ、強度および靱性を得るため焼
戻し温度をAc1点以下と限定した。 このような製造工程で得られた綱は低Ｃにもか
かわらず高強度、高靱性が得られ、かつKiscc値
が著しく改善される。 ［実施例］ 第１表に示す組成を有する鋼を溶製して得た鋼
片を、第２表に示す本発明法と比較法の各々の製
造条件に基づいて、板厚40〜130mm鋼板に製造し
た。 これらについて母材の機械的性質と、さらに母
材部および溶接熱影響部Kiscc値を調査した。 溶接は入熱25〜50kJ／cmでTIG、潜弧等で溶
接を行なつた。 これら第１表の化学組成を有する鋼と、第２表
で示す製造条件とによつて得られた機械的性質お
よび3.5％の人工海水中でのASTM E399に示さ
れる試験片を使つた母材部および溶接熱影響部の
Kiscc試験結果を第３表に示す。 なお、第１表中のAc3変態点の値は鉄と鋼第51
年（1965）第11号52頁「低炭素低合金鋼の変態点
と化学成分の関係」によつた。
し、靱性と海水あるいは塩水などの応力腐食環境
中における耐応力腐食割れ性にも優れた高強度・
高靭性鋼の製造法に関するものである。 ［従来の技術］ 近年、エネルギー需要が年々増加し、その安定
供給確保のため、海底資源開発や海底地殻地質調
査など海洋開発に対する関心が急速に高まり、こ
の海底開発につながる海洋構造物および海底調査
作業船の建造あるいは海底石油生産基地などの建
築構想が活発化している。 これらの構造物は、波浪あるいは圧力により変
形、破壊等をしてはならないものであり、より高
い安全性確保が重要課題である。 したがつてこれらに使用される材料には、構造
上高溶接性、高強度、かつ高靱性が要求されてお
り、さらに海水等の使用環境条件においても、耐
応力腐食割れ性を具備することが望まれている。 このような安全で信頼のおける鋼材の開発要求
に応えるNi含有低合金高張力鋼およびその製造
法が開発されている。 その代表的なものとしては、特開昭61−127815
号公報（資料Ａ）、特開昭59−100214号公報（資
料Ｂ）、特開昭61−272316号公報（資料Ｃ）、特願
昭61−271031号明細書（資料Ｄ）をあげることが
できる。 これらはいずれも鋼板を圧延後直ちに水冷す
る、いわゆる直接焼入れ法を用いている。 資料Ａでは、圧延前のスラブを著しく低温
（900〜1000℃）加熱し低温圧延後直接焼入れ−焼
戻しすることによつて微細な有効結晶粒
（effectivegrain）を得、従来鋼にない高い脆性亀
裂停止性能（brittle crack arresting
capability）を有する高靱性鋼を得ている。 また、資料Ｂでは、鋼板全体を同時に冷却する
ことによつて鋼板の長手方向の材質バラツキを抑
え、水量密度を低く制御し表面と内部の冷却速度
の差を小さくすることによつて、厚み方向の材質
バラツキを抑える均一な機械的性質を鋼板に付与
しようとしている。 しかしながらこれらのいずれも塩水と接触する
環境、例えば海洋構造物などにおいての海水中で
の応力腐食を考慮に入れた検討はなされておら
ず、海洋での使用上十分に安全であるとは云えな
い。 これに対し、資料ＣではNi含有鋼にNbを添加
し、さらに不純物元素Ｐ，Ｎ，Ｏを低減した鋼
に、圧延後直接焼入れ−焼戻しの適正条件を適用
することによつて、耐海水応力腐食割れ性のよい
鋼が製造できるとしている。 また資料ＤではNi−Mo鋼を低Ｃ化することに
より、溶接部の耐海水応力腐食割れ性を改善し、
低Ｃ化による強度の低下を制御圧延−直接焼入れ
−焼戻しで補つている。 ［発明が解決しようとする課題］ 高張力鋼の応力腐食割れに関しては、線型破壊
力学モードの理論が取り入れられ、材料内に先天
的に存在する亀裂あるいは欠陥が腐食環境に対し
て、どのような破壊挙動を取るかを亀裂環境のＫ
値（応力拡大係数）を用いて定量化する手法が用
いられ、実用的成果をあげている。 すなわち、応力腐食割れ試験としては、使用環
境条件において予亀裂付きの試験片を用い、ノツ
チ先端に苛酷な状態を作ることにより遅れ破壊を
生じ易くして、この環境下で、種々のＫ値のレベ
ルでの定荷重試験を行なうことにより、ある一定
のＫ値以下では破壊を生じない限界値Kiscc値を
求めることによつて、耐応力腐食割れ性が評価さ
れている。 資料Ｃに記載された耐海水限界Kiscc値は、溶
接熱影響部では最も高いものでも、450Kgｆ−mm-
３／２で改善されてはいるが十分高いとは言えない。 また、資料Ｄの方法では、溶接熱影響部の耐海
水限界Kiscc値はよく改善されるものの、母材の
強度・靱性に異方性（圧延方向に採取した試料と
それに直角方向に採取した試料との強度・靱性の
差）が強く現れることが懸念される。 ［課題を解決するための手段］ 本発明者らは、海水中あるいは塩水中における
耐応力腐食割れ性を具備し、異方性のない均一な
高強度・高靱性を有する高溶接性Ni含有低合金
鋼を開発することを目的に、鋼およびその製造方
について種々検討した結果、高強度材の耐応力腐
食割れ性には鋼中の炭素量が著しく影響し、炭素
量を低減することが極めて有効であること、この
低炭素Ni含有低合金鋼を通常に圧延し、焼入れ
焼戻し処理した場合は、異方性はほとんどなく母
材の限界Kiscc値は十分高いが、高い強度が得ら
れず目標値を満足しないこと、また制御圧延を行
なつて直接焼入れ−焼戻しを行なつた場合は、高
強度は得られるが、異方性が強く現れ母材の限界
Kiscc値が若干低下することなどを知見した。 そこで炭化物の挙動に着目して制御圧延−直接
焼入れ後、種々のオースナイト化温度に再加熱
し、焼入れ−焼戻し処理を行なつてみると、特定
の温度域で強度が著しく上昇し、異方性も殆んど
なく、高靱性かつ母材および溶接部の限界Kiscc
値が十分に高い鋼材が得られることを見出した。 以上から耐海水水応力腐食割れ性に優れた、高
溶接性と均一な高強度・高靱性を有する鋼は、低
炭素をベースにしたNi含有低合金鋼を熱間圧延
において制御圧延後直接焼入れし、その後再加熱
−焼入れ−焼戻し処理の適正条件を採用すること
によつて製造できることを知見した。 本発明はこのような知見に基づいて構成したも
ので、その要旨はＣ；0.02〜0.10％，Si；0.50％
以下、Mn；0.4〜1.5％，Ni；1.0〜8.0％，Mo；
0.1〜1.5％，Cr；1.0％以下、Sol.Al；0.01〜0.08
％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼片、あるいはさらにCu；1.5％以下、
Ｖ；0.12％以下、Nb；0.04％以下、Ti；0.015％
以下の１種または２種以上および／またはCa；
0.0050％以下の少量を含有する鋼片を、1000〜
1250℃に加熱した後、熱間圧延において、オース
テナイトが再結晶する温度域で20〜60％ついでオ
ーステナイトが再結晶しないする温度域で30〜70
％の圧下を行ない、650℃以上で圧延を完了後
Ar3点以上の温度から水冷を開始して150℃以下
の温度で停止する焼入れ処理を行ない、その後さ
らにAc3点からAc3＋100℃の温度域に再加熱した
後、焼入れ処理を行ない、続いてAc1点以下の温
度で焼戻し処理する耐応力腐食割れ性の優れた高
靱性高張力鋼の製造法である。 以下本発明について詳細に説明する。 まず、本発明を上記のような鋼成分に限定した
理由を述べる。 Ｃ；Ｃは焼入れ性を向上させ強度を容易に上昇
させるのに有効な元素である。反面、本発明の目
的である耐応力腐食割れ性の向上に対しては最も
影響を与える元素でもある。 すなわち、Ｃが0.10％を超えると著しくKiscc
値を低下して溶接熱影響部が硬化し、耐応力割れ
性を劣化させる。また、Ｃが0.02％未満であると
強度が得られない。したがつて、Ｃ含有量の範囲
を0.02〜0.10％とした。 Si；Siは強度向上に有効であるが、Ni含有鋼
の場合、Siが高いと焼戻し脆性が大きくなり、低
温靱性が劣化する。したがつて、ある程度の強度
を確保し、切欠靱性を劣化しないために上限を
0.50％とした。 Mn；Mnは焼入れ性を向上させ、強度・靱性
確保に有効であるが、Mnが高いとSiと同様に焼
戻し脆性が大きくなるので、1.5％以下にする必
要がある。また、Mn含有量が0.4％未満では強度
および靱性が低下する。従つて、Mnの含有量を
0.4〜1.5％とした。 Ni；Niは積層欠陥エネルギーを上げ、交叉辷
りを増し、応力緩和を生じやすく、衝撃吸収エネ
ルギーを増し、鋼の低温靱性を向上、さらには
Niは焼入れ性を高めて強度を向上させる。した
がつて要求される鋼の強度や靱性に応じて含有さ
れるが、本発明においては、他元素との兼ね合い
により、1.0％以上の含有が必要である。 また、本発明における未再結晶域圧延法を用い
ると、Ni量8.0％以下で十分な高い靱性が得られ
るので上限を8.0M％とした。 Mo；Moは焼入れ性の向上による強度確保の
ため、また焼戻し脆性を防止するために有効な元
素である。また未再結晶温度域を拡大するので、
本発明のように未再結晶温度域を利用して圧延す
る場合には特に有用な元素である。 しかし、0.1％未満では未再結晶温度域の拡大
効果が小さく、目標とする強度・靱性が得られ
ず、また、1.5％を超えると粗大なMo2Ｃ等の炭
化物が増加し、靱性を低下させ、また溶接熱影響
部を著しく硬化させる。 Cr；Crは焼入れ性を向上させ強度確保に有効
であるが、0.80％を超えると溶接硬化性が増大
し、Kiscc値を低下させる危険性がある。 Sol.Al；Alは鋼片加熱時および熱処理時の高
温域で窒化物を形成し、オーステナイト粒の細粒
化に有効である。しかし、0.01％未満ではその効
果が小さく、また0.08％を超えるとアルミナ系介
在物が増大し、靱性を阻害する。したがつて、
Sol.Alの含有量を0.01〜0.08％とした。 以上は本発明における鋼の基本成分であるが、
さらに本発明は強度および靱性を一層改善するた
めに以下の成分を選択添加することができる。 Cn；Cuは靱性を劣化させずに強度を上昇させ
るとともに耐食性の向上にも有効であるが、1.5
％を超えると熱間加工性および靱性を劣化させ
る。 Ｖ；Ｖは焼戻し処理において炭窒化物を形成し、
析出硬化により強度確保に有効であるが、0.12％
超えると靱性を劣化させる。 Nb；Nbは主として再加熱時のオーステナイト
粒の細粒化と、これによる靱性確保に有用である
が、多量の添加は溶接熱影響部の硬度を増して耐
海水応力腐食割れ性を損ねるので0.04％以下とす
る。 Ti；Tiは溶接部の粗粒化防止に有効であるが、
0.015％を超えるとかえつて母材靱性を低下させ
る。 上記の成分は本発明において強度・靱性を得る
ために添加する元素であり、さらに異方性および
耐ラメラテイア性を改善するためCaを選択添加
する。 Ca；Caは非金属介在物の球状化に極めて有効
であり、靱性の向上や靱性の異方性を小さくする
効果がある。しかし、0.0050％を超えると介在物
増化により靱性を低下させる。したがつてその含
有量を0.0050％以下とした。 上記の成分の他に不可避的不純物としてＰ，
Ｓ，Ｎ等は本発明の特性である靱性を劣化させる
有害な元素であるから、その量は少ない方がよ
い。好ましくはＰ≦0.010％，Ｓ≦0.005％，Ｎ≦
0.006％Ｄに調整する。 さらに本発明では、上記のような鋼成分組成の
鋼片を温度1000〜1250℃に加熱後、熱間圧延にお
いて、オーステナイトが再結晶する温度域で20〜
60％、ついでオーステナイトが再結晶しない温度
域で30〜70％の圧下を行ない、650℃以上で圧延
を完了後、Ar3点以下の温度から水冷を開始し
て、150℃以下の温度で停止する焼入れ処理を行
ない、その後さらにAc3からAc3＋100℃の間の温
度に再加熱した後焼入れし、続いてAc1点以下の
温度で焼戻し処理を行なうが、これも発明の重要
な骨子であるので、この工程条件の限定理由につ
いて次に説明する。 まず、上記のような成分組成に溶製したNi含
有低合金鋼の溶鋼から連続鋳造法もしくは造塊分
塊法によつて鋼片を製造し、ついで直接あるいは
必要によつては、偏析成分拡散の目的から加熱と
冷却を繰返す前処理を施した後、温度1000〜1250
℃に加熱し、熱間圧延を行なう。 この加熱においては、加熱オーステナイト粒の
細粒化と焼戻し処理時にMo，Ｖ等の微細炭窒化
物の析出による強化を利用するために鋼片の状態
で存在するMo，Ｖ等の炭窒化物を十分に固溶化
させるい必要がある。 このとき1000℃未満の低い温度では、この固溶
化作用が十分でなく、M6Ｃの未溶解析出物の存
在は、焼戻しの際の十分な析出硬化が期待出来な
いと共に靱性の低下させる原因ともなる。 一方、1250℃を超える温度では、Mo，Ｖ等の
炭窒化物は十分固溶するものの、本発明のNi含
有鋼においては、鋼片の表面に酸化物が増加し、
最終的に圧延後の鋼板に表面疵を生じる。 また、加熱オーステナイト粒が粗大化し、その
後の圧延においてオーステナイト粒が細粒化しに
くく、靱性低下の原因ともなる。 したがつて、これらの問題を考慮して、鋼片の
加熱温度を1000〜1250℃とした。 次に1000〜1250℃の温度に加熱された鋼片を熱
間圧延おいてオーステナイトを再結晶する温度域
で20％以上60％以下、ついでオーステナイトが再
結晶しない温度域で30％以上70％以下の圧下を行
ない、650℃以上で圧延を完了する圧延を行なう。 ここでこのように圧延条件を限定した理由につ
いて述べる。 成分と冷却速度の組合せで、直接焼入れ後の組
織が板厚中心部までマルテンサイト単相となる場
合は、全厚が、鋼板表層部がマルテンサイト相で
板厚中心部（1/2ｔ）から1/4ｔ部がマルテンサイ
ト＋下部ベイナイト組織とからなる場合は表層部
が、細粒オーステナイト粒から生成したマルテン
サイト相であると、焼戻した時に高靱性を示す。 それは細粒のオーステナイトから生成したマル
テンサイトの焼戻し組織の有効結晶物が細いから
である。したがつて、このような圧延条件を選ぶ
ことによつて、板厚方向の強度と靱性を表層から
中心まで良好で均一にすることができる。 細粒オーステナイトを得る目的で、圧延後オー
ステナイトが再結晶する温度域の累積圧下率を低
くし、オーステナイトが再結晶しない、おおむね
880℃以下のいわゆる未再結晶温度域で累積圧下
率の高い圧延を行なうと、伸長細粒オーステナイ
トが過度に形成され、このため強度・靱性の異方
性が著しく増し、応力腐食割れ感受性も増大す
る。 一方再結晶温度域での累積圧下率を高くして未
再結晶温度域で累積圧下率の低い圧延を行なう
と、伸長細粒オーステナイト粒および変形帯の形
成が不十分で、靱性低下と析出強化不足による強
度不足を生ずる。 以上の理由から必要な累積圧下率を差結晶温度
域で20％以上60％以下、好ましくは30％以上60％
以下、未再結晶温度域で70％以下30％以上、好ま
しくは60％以下30％以上とした。 また、仕上温度を650℃以上と限定したのは、
これより低い温度では加工歪によりAr3点が上昇
し、焼入れ性低下の原因となるからである。 次に圧延後、水冷開始までの時間をトランスフ
アータイムを呼ぶことにすると、結晶組織がマル
テンサイトとなる場合は圧延後直ちに焼入れるこ
ともできるが、それ以外の場合は加工歪の残存と
これによる変態点の上昇などがあつて焼入れ組
織、焼入れ硬さなどが安定しない。 それ故トランスフアータイムをとつて水冷する
方が好ましい。しかしながら余り時間をかける
と、変態点以下に鋼板の温度が低下するので、そ
の時間は15〜150秒がよい。 次にこの圧延完了後Ar3点以下の温度から水冷
を開始し、150℃以下の温度で停止する焼入れ処
理を行なう理由は、十分なマルテンサイト組織を
得るためのものであり、水冷停止温度が150℃を
超えると本発明鋼の場合、マルテンサイト変態が
終了しない場合があり、未変態オーステナイトが
そのまま残留し、かえつて降伏強度を低下させ
る。 本発明での直接焼入れ方法は鋼板全体を同時に
冷却する静止型でもよく、また鋼板が冷却設備に
装入された部分から逐次冷却される、いわゆる連
続型でもよい。 また、水量密度も特に制限せず設備能力いつぱ
いの冷却を行なつてもよい。これによりオンライ
ンでの単位時間当りの処理トン数を増大でき、原
価を低減できるメリツトがある。 熱間圧延後水冷された鋼は、Ac3点からAc3＋
100℃の温度範囲の適正な温度に再加熱され、焼
入れされる。 未再結晶温度域圧延での変形帯の形成に伴な
い、多数導入された転位は、圧延後の直接焼入れ
によつて凍結され、再加熱時においても、一部分
はなお高温で析出する炭窒化物の優先析出サイト
として、効果的に作用するが、Ac3＋100℃を超
えた再加熱ではその効果が失われる。 また、Ac3点よりも下の温度では高温析出炭窒
化物が十分に形成されない。 なお、この再加熱によつて部分的再結晶が生
じ、伸長したオーステナイト粒界が大部分崩壊
し、強度・靱性の異方性および応力腐食割れ感受
性が著しく改善される。 第１図はこのような再加熱時の強化現象を通常
圧延（熱間圧延後空冷材）の場合と対比して示し
たものであるが、本発明の制御圧延−直接焼入れ
工程（熱間圧延後水冷材）の場合に顕著に現れる
ことがわかる。 また第２図は再加熱焼入れ材にみられる高温で
析出した炭窒化物の150000倍の電子顕微鏡レプリ
カ写真の模式図である。 以上述べたように、この再加熱工程は制御圧延
工程、直接焼入れ工程と共に本発明を構成する重
要な要件である。 再加熱焼入れされた鋼は、その後Ac1点以下の
温度で焼戻し処理を行なう必要がある。Ac1点を
超えた温度では不安定オーステナイトの生成によ
り靱性が劣化する。 したがつてMo，Ｖ等の炭窒化物形成元素を十
分に析出強化させ、強度および靱性を得るため焼
戻し温度をAc1点以下と限定した。 このような製造工程で得られた綱は低Ｃにもか
かわらず高強度、高靱性が得られ、かつKiscc値
が著しく改善される。 ［実施例］ 第１表に示す組成を有する鋼を溶製して得た鋼
片を、第２表に示す本発明法と比較法の各々の製
造条件に基づいて、板厚40〜130mm鋼板に製造し
た。 これらについて母材の機械的性質と、さらに母
材部および溶接熱影響部Kiscc値を調査した。 溶接は入熱25〜50kJ／cmでTIG、潜弧等で溶
接を行なつた。 これら第１表の化学組成を有する鋼と、第２表
で示す製造条件とによつて得られた機械的性質お
よび3.5％の人工海水中でのASTM E399に示さ
れる試験片を使つた母材部および溶接熱影響部の
Kiscc試験結果を第３表に示す。 なお、第１表中のAc3変態点の値は鉄と鋼第51
年（1965）第11号52頁「低炭素低合金鋼の変態点
と化学成分の関係」によつた。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
［発明の効果］
上記の第３表に示す結果から明らかなように、
本発明にしたがつて得られた鋼板の機械的性質
は、比較法で得られた鋼板に比べいずれも板厚方
向の各位置とも高強度で靱性も高く、かつ本発明
の意図する耐応力腐食割れ性も優れている。
本発明にしたがつて得られた鋼板の機械的性質
は、比較法で得られた鋼板に比べいずれも板厚方
向の各位置とも高強度で靱性も高く、かつ本発明
の意図する耐応力腐食割れ性も優れている。
第１図は再加熱時の強化現象を通常圧延法（熱
間圧延後空冷材）と本発明法（熱間圧延後水冷
材）を比較して示す表図、第２図は本発明におけ
る再加熱材の炭窒化物の析出状況を示す写真の模
式図である。（倍率150000）。
間圧延後空冷材）と本発明法（熱間圧延後水冷
材）を比較して示す表図、第２図は本発明におけ
る再加熱材の炭窒化物の析出状況を示す写真の模
式図である。（倍率150000）。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で Ｃ；0.02〜0.10％、 Si；0.50以下、 Mn；0.4〜1.5％、 Ni；1.0〜8.0％、 Mo；0.1〜1.5％、 Cr；1.5％以下、 Sol，Al；0.001〜0.08％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼片を、1000〜1250℃の間に加熱した後、熱間
圧延においてオーステナイトが再結晶する温度域
で20〜60％、ついでオーステナイトが再結晶しな
い温度域で30〜70％の圧下を行ない、650℃以上
で圧延を完了後、Ar3点以上の温度から水冷を開
始して150℃以下の温度で停止する焼入れ処理を
行ない、その後さらにAc3点からAc3＋100℃の間
に再加熱した後、焼入れし、続いてAc1点以下の
温度で焼戻し処理することを特徴とする高強度・
高靱性鋼の製造方法。 ２ 重量％で Ｃ；0.02〜0.10％、 Si；0.50以下、 Mn；0.4〜1.5％、 Ni；1.0〜8.0％、 Mo；0.1〜1.5％、 Cr；1.5％以下、 Sol，Al；0.001〜0.08％ を含有し、さらに、 Cu；1.5％以下、 Ｖ；0.12以下、 Nb；0.04以下、 Ti；0.015以下の１種又は２種以上、を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、
処理することを特徴とする請求項１記載の高強
度・高靱性鋼の製造方法。 ３ 重量％で Ｃ；0.02〜0.10％、 Si；0.50以下、 Mn；0.4〜1.5％、 Ni；1.0〜8.0％、 Mo；0.1〜1.5％、 Cr；1.5％以下、 Sol，Al；0.001〜0.08％ Ca；0.0050以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼片を、処理することを特徴とする請求項１記
載の高強度・高靱性鋼の製造方法。 ４ 重量％で Ｃ；0.02〜0.10％、 Si；0.50以下、 Mn；0.4〜1.5％、 Ni；1.0〜8.0％、 Mo；0.1〜1.5％、 Cr；1.5％以下、 Sol，Al；0.001〜0.08％ を含有し、さらに Cu；1.5％以下、 Ｖ；0.12以下、 Nb；0.04以下、 Ti；0.015以下の１種又は２種以上、 および Ca；0.0050％以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼片を、処理することを特徴とする請求項１記
載の高強度・高靱性鋼の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63052726A JPH01230713A (ja) | 1988-03-08 | 1988-03-08 | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 |
| US07/321,199 US4946516A (en) | 1988-03-08 | 1989-03-08 | Process for producing high toughness, high strength steel having excellent resistance to stress corrosion cracking |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63052726A JPH01230713A (ja) | 1988-03-08 | 1988-03-08 | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01230713A JPH01230713A (ja) | 1989-09-14 |
| JPH0518888B2 true JPH0518888B2 (ja) | 1993-03-15 |
Family
ID=12922927
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63052726A Granted JPH01230713A (ja) | 1988-03-08 | 1988-03-08 | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4946516A (ja) |
| JP (1) | JPH01230713A (ja) |
Families Citing this family (25)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0794687B2 (ja) * | 1989-03-29 | 1995-10-11 | 新日本製鐵株式会社 | 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法 |
| JP2706159B2 (ja) * | 1989-11-20 | 1998-01-28 | 川崎製鉄株式会社 | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| US5236521A (en) * | 1990-06-06 | 1993-08-17 | Nkk Corporation | Abrasion resistant steel |
| US5403410A (en) * | 1990-06-06 | 1995-04-04 | Nkk Corporation | Abrasion-resistant steel |
| US5292384A (en) * | 1992-07-17 | 1994-03-08 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Cr-W-V bainitic/ferritic steel with improved strength and toughness and method of making |
| JP2760713B2 (ja) * | 1992-09-24 | 1998-06-04 | 新日本製鐵株式会社 | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 |
| JP2537118B2 (ja) * | 1992-10-07 | 1996-09-25 | 新日本製鐵株式会社 | 耐応力腐食割れ性超高張力鋼の製造方法 |
| KR100264362B1 (ko) * | 1993-07-09 | 2000-08-16 | 에모또 간지 | 고온다습환경에 적합한 내해수부식성강 및 그 제조방법 |
| US5827379A (en) * | 1993-10-27 | 1998-10-27 | Nippon Steel Corporation | Process for producing extra high tensile steel having excellent stress corrosion cracking resistance |
| EP0651059B1 (en) * | 1993-10-27 | 1999-08-25 | Nippon Steel Corporation | process for producing extra high tensile steel having excellent stress corrosion cracking resistance |
| KR100536828B1 (ko) * | 1997-09-22 | 2006-02-28 | 카가쿠기쥬쯔죠 킨조쿠자이료 기쥬쯔켄큐죠 | 미세페라이트주체조직강과그제조방법 |
| CN100480414C (zh) * | 2004-10-29 | 2009-04-22 | 阿尔斯托姆科技有限公司 | 耐蠕变的可马氏体硬化的调质钢 |
| WO2007080646A1 (ja) * | 2006-01-13 | 2007-07-19 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 極低温用鋼 |
| KR100843844B1 (ko) * | 2006-11-10 | 2008-07-03 | 주식회사 포스코 | 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및그 제조방법 |
| US7967923B2 (en) | 2008-10-01 | 2011-06-28 | Nippon Steel Corporation | Steel plate that exhibits excellent low-temperature toughness in a base material and weld heat-affected zone and has small strength anisotropy, and manufacturing method thereof |
| JP5487892B2 (ja) * | 2009-11-12 | 2014-05-14 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
| KR101312211B1 (ko) | 2010-07-09 | 2013-09-27 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법 |
| FI20106275A7 (fi) * | 2010-12-02 | 2012-06-03 | Rautaruukki Oyj | Ultraluja rakenneteräs ja menetelmä ultralujan rakenneteräksen valmistamiseksi |
| US9260771B2 (en) | 2011-09-28 | 2016-02-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Ni-added steel plate and method of manufacturing the same |
| JP6380712B1 (ja) | 2016-12-01 | 2018-08-29 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用ニッケル含有鋼及び低温用タンク |
| RU2686758C1 (ru) * | 2018-04-02 | 2019-04-30 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Конструкционная криогенная сталь и способ ее получения |
| CN114657464A (zh) * | 2022-03-03 | 2022-06-24 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种LNG接收站用稀土节镍型7Ni钢板及其生产方法 |
| CN117660837B (zh) * | 2023-11-30 | 2024-10-22 | 鞍钢股份有限公司 | 具有高延性的抗海水腐蚀疲劳超高强海工钢及其制造方法 |
| CN119351900B (zh) * | 2024-10-31 | 2026-03-17 | 钢铁研究总院有限公司 | 一种NiCrMo钢及其制备方法 |
| CN120843981B (zh) * | 2025-09-22 | 2026-01-09 | 鞍钢股份有限公司 | 一种耐海洋大气腐蚀的高性能千兆帕级海工钢及其制造方法 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58217629A (ja) * | 1982-06-12 | 1983-12-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手部の靭性のすぐれた低温用鋼の製造方法 |
| JPS59100214A (ja) * | 1982-11-29 | 1984-06-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 厚肉高張力鋼の製造方法 |
| JPS60177128A (ja) * | 1984-02-24 | 1985-09-11 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐腐食疲労特性の優れた海洋構造物用５０キロ級鋼の製造法 |
| JPS6112820A (ja) * | 1984-06-28 | 1986-01-21 | Nippon Steel Corp | 高強度高靭性Ｎｉ含有低合金鋼の製造法 |
| JPS6132372A (ja) * | 1984-07-24 | 1986-02-15 | 松下電器産業株式会社 | モ−ルド整流子 |
| JPS61127813A (ja) * | 1984-11-22 | 1986-06-16 | Nippon Steel Corp | 高アレスト性含Ｎｉ調質鋼の製造法 |
| JPS61127815A (ja) * | 1984-11-26 | 1986-06-16 | Nippon Steel Corp | 高アレスト性含Ｎｉ鋼の製造法 |
| JPS61272316A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-12-02 | Nippon Steel Corp | 耐応力腐蝕割れ性のすぐれた超高張力鋼の製造法 |
| JPS63241114A (ja) * | 1986-11-14 | 1988-10-06 | Nippon Steel Corp | 耐応力腐食割れ性の優れた高靭性高張力鋼の製造法 |
| JPH0776377B2 (ja) * | 1987-03-11 | 1995-08-16 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性の優れた高強度厚鋼板の製造法 |
-
1988
- 1988-03-08 JP JP63052726A patent/JPH01230713A/ja active Granted
-
1989
- 1989-03-08 US US07/321,199 patent/US4946516A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4946516A (en) | 1990-08-07 |
| JPH01230713A (ja) | 1989-09-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0518888B2 (ja) | ||
| CA2295582C (en) | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness | |
| US5876521A (en) | Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability | |
| RU2210603C2 (ru) | Способ получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей | |
| KR0157540B1 (ko) | 용접부의 피로강도와 용접성이 뛰어난 고장력강 및 그 제조방법 | |
| EP1025271B1 (en) | Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels wit h superior toughness | |
| AU736078B2 (en) | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness | |
| WO1999002747A1 (en) | Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability | |
| JPH0453929B2 (ja) | ||
| CN1989266B (zh) | 声各向异性小的焊接性优异的高强度钢板及其制造方法 | |
| JPH0794687B2 (ja) | 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法 | |
| JPH0448848B2 (ja) | ||
| EP0651060B1 (en) | Process for producing extra high tensile steel having excellent stress corrosion cracking resistance | |
| JP4038166B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP3336877B2 (ja) | 脆性破壊伝播停止特性と溶接性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3367388B2 (ja) | 高延性高靭性鋼板およびその製造方法 | |
| JP2532176B2 (ja) | 溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法 | |
| EP0651059B1 (en) | process for producing extra high tensile steel having excellent stress corrosion cracking resistance | |
| JP4044862B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH02254118A (ja) | 低温靱性の優れた大入熱溶接用鋼の製造法 | |
| JPH0967620A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH079028B2 (ja) | 溶接性および低温靭性にすぐれた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH02209422A (ja) | 溶接性、靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH06116637A (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた超高張力鋼の製造方法 | |
| JPH02217172A (ja) | 溶接部を有する鋼材 |