JPH0681032A - 一様伸びに優れた調質ｈｔ５９０鋼及びその製造方法 - Google Patents
一様伸びに優れた調質ｈｔ５９０鋼及びその製造方法Info
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- JPH0681032A JPH0681032A JP18862393A JP18862393A JPH0681032A JP H0681032 A JPH0681032 A JP H0681032A JP 18862393 A JP18862393 A JP 18862393A JP 18862393 A JP18862393 A JP 18862393A JP H0681032 A JPH0681032 A JP H0681032A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 鋼構造物の安全設計上優れた一様伸びが要求
されるＨＴ５９０鋼及びその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｔｉ，Ａｌを特定し、必要に応じてＣｒ，Ｂ，Ｃ
ａ，ＲＥＭを添加した鋼においてベイナイトのラス界面
に１μ以上の炭化物を有することを特徴とする一様伸び
に優れたＨＴ５９０鋼。上記成分を有する鋳片を厚板圧
延に引き続く焼入れ焼戻し又は焼入れ、二相域からの焼
入れ焼戻しの調質熱処理を行うに際して焼戻し温度を６
７０℃〜７３０℃とすることを特徴とする一様伸びに優
れた調質ＨＴ５９０鋼の製造方法。
されるＨＴ５９０鋼及びその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｔｉ，Ａｌを特定し、必要に応じてＣｒ，Ｂ，Ｃ
ａ，ＲＥＭを添加した鋼においてベイナイトのラス界面
に１μ以上の炭化物を有することを特徴とする一様伸び
に優れたＨＴ５９０鋼。上記成分を有する鋳片を厚板圧
延に引き続く焼入れ焼戻し又は焼入れ、二相域からの焼
入れ焼戻しの調質熱処理を行うに際して焼戻し温度を６
７０℃〜７３０℃とすることを特徴とする一様伸びに優
れた調質ＨＴ５９０鋼の製造方法。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は建築・橋梁・海洋構造物
向け溶接構造用鋼、圧力容器用鋼等の強度部材として安
全設計上優れた一様伸び特性が要求されるＨＴ５９０鋼
及びその製造方法に関するものである。尚、当該鋼材と
してはＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ５７０，Ｇ３１１５
ＳＰＶ５０，ＨＢＳ Ｇ３１０４／Ｇ３１０６ ＨＴ５
７０，ＡＳＴＭ Ａ５７２／Ａ５３７等の鋼材及び将来
規格化されるであろう建築構造用ＨＴ５９０等の鋼材が
代表例として挙げられる。
向け溶接構造用鋼、圧力容器用鋼等の強度部材として安
全設計上優れた一様伸び特性が要求されるＨＴ５９０鋼
及びその製造方法に関するものである。尚、当該鋼材と
してはＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ５７０，Ｇ３１１５
ＳＰＶ５０，ＨＢＳ Ｇ３１０４／Ｇ３１０６ ＨＴ５
７０，ＡＳＴＭ Ａ５７２／Ａ５３７等の鋼材及び将来
規格化されるであろう建築構造用ＨＴ５９０等の鋼材が
代表例として挙げられる。
【０００２】
【従来の技術】近年の構造物の大型化に伴い、従来より
上記した用途に使用される鋼材には、地震・台風等によ
る構造物の崩壊防止が重要な課題となっている。安全設
計上、使用鋼材には巨大な自然エネルギーを吸収しうる
塑性変形能が必要になってくる。そのため、降伏比（低
ＹＲ）、硬化勾配（Ｎ値）、更には一様伸び等の要求値
を厳格化しようとする動きがあるが、近年のＴＭＣＰ鋼
又は調質熱処理技術の開発によりＳＭ４９０からＳＭ５
７０クラスの低ＹＲ鋼のみがやっと実用化されたところ
である。例えば建設省総合技術開発プロジェクトでは、
鉄鋼メーカーとともに高性能鋼ＷＧにおいてＳＭ４９０
鋼について建築分野での一般使用を目指した検討が進め
られている。従って、一様伸びについては設計上の配慮
に頼り厳しい鋼材仕様に応えられていないのが実状であ
る。一方、鋼材の一様伸びは強度に逆比例するというの
が一般的な常識であったが、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，Ｖｏ
ｌ．６，Ｐ８２３（１９９３），住友金属Ｖｏｌ．４
３，Ｎｏ．７，Ｐ１３（１９９１）及び日本鋼管技法Ｎ
ｏ．１２２，Ｐ５（１９８８）にあるように上記規格の
調質熱処理に二相域からの急冷熱処理を導入する所謂、
三段熱処理により低ＹＲ特性を改善する結果、一様伸び
もやや改善するＨＴ５９０鋼の製造技術が新しく報告さ
れている。
上記した用途に使用される鋼材には、地震・台風等によ
る構造物の崩壊防止が重要な課題となっている。安全設
計上、使用鋼材には巨大な自然エネルギーを吸収しうる
塑性変形能が必要になってくる。そのため、降伏比（低
ＹＲ）、硬化勾配（Ｎ値）、更には一様伸び等の要求値
を厳格化しようとする動きがあるが、近年のＴＭＣＰ鋼
又は調質熱処理技術の開発によりＳＭ４９０からＳＭ５
７０クラスの低ＹＲ鋼のみがやっと実用化されたところ
である。例えば建設省総合技術開発プロジェクトでは、
鉄鋼メーカーとともに高性能鋼ＷＧにおいてＳＭ４９０
鋼について建築分野での一般使用を目指した検討が進め
られている。従って、一様伸びについては設計上の配慮
に頼り厳しい鋼材仕様に応えられていないのが実状であ
る。一方、鋼材の一様伸びは強度に逆比例するというの
が一般的な常識であったが、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，Ｖｏ
ｌ．６，Ｐ８２３（１９９３），住友金属Ｖｏｌ．４
３，Ｎｏ．７，Ｐ１３（１９９１）及び日本鋼管技法Ｎ
ｏ．１２２，Ｐ５（１９８８）にあるように上記規格の
調質熱処理に二相域からの急冷熱処理を導入する所謂、
三段熱処理により低ＹＲ特性を改善する結果、一様伸び
もやや改善するＨＴ５９０鋼の製造技術が新しく報告さ
れている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記の従来技術におい
ては、ＴＭＣＰ鋼の開発又は調質熱処理技術の開発によ
り鋼材の低ＹＲ化を達成したが、鋼材の一様伸びの十分
な向上には結びつかず設計上の配慮に頼るため、施工上
の損失は多大なものがあった。ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，Ｖ
ｏｌ．６，Ｐ８２３（１９９３），住友金属Ｖｏｌ．４
３，Ｎｏ．７，Ｐ１３（１９９１）及び日本鋼管技法Ｎ
ｏ．１２２，Ｐ５（１９８８）の技術では、上記の調質
熱処理に二相域からの急冷熱処理を導入する所謂、三段
熱処理化による経済的損失は多大なものであった。更
に、その三段熱処理化による一様伸びのレベルも厚手材
では２０％未満にとどまっている結果、設計上の配慮に
頼らざるを得ずその自由度をも制約するものであった。
本発明の目的は、大型構造物の塑性変形能を向上して安
全設計と経済設計を両立させて、工期面かつ施工面での
競争力を強化するため、ＨＴ５９０鋼の一様伸びの飛躍
的な向上を達成するとともに一様伸びに優れた調質ＨＴ
５９０鋼及びその合理的な製造方法を提供することであ
る。
ては、ＴＭＣＰ鋼の開発又は調質熱処理技術の開発によ
り鋼材の低ＹＲ化を達成したが、鋼材の一様伸びの十分
な向上には結びつかず設計上の配慮に頼るため、施工上
の損失は多大なものがあった。ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，Ｖ
ｏｌ．６，Ｐ８２３（１９９３），住友金属Ｖｏｌ．４
３，Ｎｏ．７，Ｐ１３（１９９１）及び日本鋼管技法Ｎ
ｏ．１２２，Ｐ５（１９８８）の技術では、上記の調質
熱処理に二相域からの急冷熱処理を導入する所謂、三段
熱処理化による経済的損失は多大なものであった。更
に、その三段熱処理化による一様伸びのレベルも厚手材
では２０％未満にとどまっている結果、設計上の配慮に
頼らざるを得ずその自由度をも制約するものであった。
本発明の目的は、大型構造物の塑性変形能を向上して安
全設計と経済設計を両立させて、工期面かつ施工面での
競争力を強化するため、ＨＴ５９０鋼の一様伸びの飛躍
的な向上を達成するとともに一様伸びに優れた調質ＨＴ
５９０鋼及びその合理的な製造方法を提供することであ
る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、ベイナイトの
ラス界面に析出した炭化物を１μ以上に限定することに
より、又は焼戻し温度を特定するとともに、低Ｃ−高Ｃ
ｕ化による軟質ベイナイトの生成と軟質ε−Ｃｕの析出
により、一様伸びの優れたＨＴ５９０鋼及びその製造方
法である。即ち本発明の要旨は次の通りである。 （１）重量％でＣ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０３〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．
０３〜１．０％、Ｎｉ：０．０３〜１．５％、Ｍｏ：
０．０３〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ベイナイト
のラス界面に１μ以上の炭化物を有することを特徴とす
る１５％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９０鋼。 （２）重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．
６０〜２．５％、Ｎｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｏ：
０．０３〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ベイナイト
のラス界面に１μ以上の炭化物を有することを特徴とす
る２０％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９０鋼。 （３）重量％でＣｒ：０．０３〜１．０％、Ｂ：０．０
００３〜０．００２０％、Ｃａ：０．００１５〜０．０
０８０％を一種又は二種以上を鋳片に含有せしめたこと
を特徴とする前記（１）又は（２）記載の一様伸びに優
れた調質ＨＴ５９０鋼。 （４）重量％でＣ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．
１０〜１．０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５％、Ｍｏ：
０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．０１〜０．０９％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後直
ちに又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続い
て、焼入れ焼戻しの調質熱処理を行うに際して焼戻し温
度を６７０℃以上で７３０℃以下とすることを特徴とす
る１５％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９０鋼の製
造方法。 （５）重量％でＣｒ：０．０３〜０．５０％、Ｂ：０．
０００３〜０．００１５％、Ｃａ：０．００１５〜０．
００８０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５０％を一
種又は二種以上を鋳片に含有せしめたことを特徴とする
前記（４）記載の一様伸びに優れた調質ＨＴ５９０鋼の
製造方法。 （６）重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．
６０〜２．５％、Ｎｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｏ：
０．０３〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後
直ちに又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続い
て、焼入れ焼戻しの調質熱処理を行うに際して焼戻し温
度を６７０℃以上で７３０℃以下とすることを特徴とす
る２０％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９０鋼の製
造方法。 （７）重量％でＣｒ：０．０３〜０．５０％、Ｂ：０．
０００３〜０．００２０％、Ｃａ：０．００１５〜０．
００８０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％を一種
又は二種以上を鋳片に含有せしめたことを特徴とする前
記（６）記載の一様伸びに優れた調質ＨＴ５９０鋼の製
造方法。 （８）重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．
６０〜２．５％、Ｎｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｏ：
０．０３〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後
直ちに又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続い
て、焼入れ焼戻しの調質熱処理を行うに際して焼戻し温
度を６７０℃以上で７３０℃以下とすることを特徴とす
る２０％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９０鋼の製
造方法。 （９）重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．
６０〜２．５％、Ｎｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｏ：
０．０３〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後
直ちに又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続く
二相域からの直接焼入れ、焼戻しの調質熱処理、又は厚
板圧延に引き続く直接焼入れ、二相域からの焼入れ、焼
戻しの調質熱処理、又は厚板圧延終了後の焼入れ、二相
域からの焼入れ、焼戻しの調質熱処理を行うに際して、
焼戻し温度を６７０℃以上で７３０℃以下とすることを
特徴とする２５％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９
０鋼の製造方法。 （１０）重量％でＣｒ：０．０３〜１．０％、Ｂ：０．
０００３〜０．００２０％、Ｃａ：０．００１５〜０．
００８０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％を一種
又は二種以上を鋳片に含有せしめたことを特徴とする前
記（８）又は（９）記載の一様伸びに優れたＨＴ５９０
鋼の製造方法。
ラス界面に析出した炭化物を１μ以上に限定することに
より、又は焼戻し温度を特定するとともに、低Ｃ−高Ｃ
ｕ化による軟質ベイナイトの生成と軟質ε−Ｃｕの析出
により、一様伸びの優れたＨＴ５９０鋼及びその製造方
法である。即ち本発明の要旨は次の通りである。 （１）重量％でＣ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０３〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．
０３〜１．０％、Ｎｉ：０．０３〜１．５％、Ｍｏ：
０．０３〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ベイナイト
のラス界面に１μ以上の炭化物を有することを特徴とす
る１５％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９０鋼。 （２）重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．
６０〜２．５％、Ｎｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｏ：
０．０３〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み、残部鉄及び不可避的不純物からなり、ベイナイト
のラス界面に１μ以上の炭化物を有することを特徴とす
る２０％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９０鋼。 （３）重量％でＣｒ：０．０３〜１．０％、Ｂ：０．０
００３〜０．００２０％、Ｃａ：０．００１５〜０．０
０８０％を一種又は二種以上を鋳片に含有せしめたこと
を特徴とする前記（１）又は（２）記載の一様伸びに優
れた調質ＨＴ５９０鋼。 （４）重量％でＣ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．
１０〜１．０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５％、Ｍｏ：
０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．０１〜０．０９％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後直
ちに又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続い
て、焼入れ焼戻しの調質熱処理を行うに際して焼戻し温
度を６７０℃以上で７３０℃以下とすることを特徴とす
る１５％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９０鋼の製
造方法。 （５）重量％でＣｒ：０．０３〜０．５０％、Ｂ：０．
０００３〜０．００１５％、Ｃａ：０．００１５〜０．
００８０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５０％を一
種又は二種以上を鋳片に含有せしめたことを特徴とする
前記（４）記載の一様伸びに優れた調質ＨＴ５９０鋼の
製造方法。 （６）重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．
６０〜２．５％、Ｎｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｏ：
０．０３〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後
直ちに又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続い
て、焼入れ焼戻しの調質熱処理を行うに際して焼戻し温
度を６７０℃以上で７３０℃以下とすることを特徴とす
る２０％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９０鋼の製
造方法。 （７）重量％でＣｒ：０．０３〜０．５０％、Ｂ：０．
０００３〜０．００２０％、Ｃａ：０．００１５〜０．
００８０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％を一種
又は二種以上を鋳片に含有せしめたことを特徴とする前
記（６）記載の一様伸びに優れた調質ＨＴ５９０鋼の製
造方法。 （８）重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．
６０〜２．５％、Ｎｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｏ：
０．０３〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後
直ちに又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続い
て、焼入れ焼戻しの調質熱処理を行うに際して焼戻し温
度を６７０℃以上で７３０℃以下とすることを特徴とす
る２０％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９０鋼の製
造方法。 （９）重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．
１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．
６０〜２．５％、Ｎｉ：０．３０〜２．５％、Ｍｏ：
０．０３〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３
％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％を
含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後
直ちに又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続く
二相域からの直接焼入れ、焼戻しの調質熱処理、又は厚
板圧延に引き続く直接焼入れ、二相域からの焼入れ、焼
戻しの調質熱処理、又は厚板圧延終了後の焼入れ、二相
域からの焼入れ、焼戻しの調質熱処理を行うに際して、
焼戻し温度を６７０℃以上で７３０℃以下とすることを
特徴とする２５％以上の一様伸びを有する調質ＨＴ５９
０鋼の製造方法。 （１０）重量％でＣｒ：０．０３〜１．０％、Ｂ：０．
０００３〜０．００２０％、Ｃａ：０．００１５〜０．
００８０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％を一種
又は二種以上を鋳片に含有せしめたことを特徴とする前
記（８）又は（９）記載の一様伸びに優れたＨＴ５９０
鋼の製造方法。
【０００５】
【作用】本発明者はＨＴ５９０鋼の一様伸びに関して仔
細に調査したところ、引張り試験における均一塑性歪領
域の加工硬化即ち、ベイナイト中の炭化物の存在状態と
一様伸びとの間に密接な関係があることを見い出した。
その結果、ベイナイトのラス界面における炭化物を１μ
以上に析出させることが一様伸び向上に極めて効果的で
あるとともに、調質高張力鋼の焼戻し温度は６５０℃以
下、ＴＭＣＰ（ＤＱ）鋼の焼戻し温度は６００℃以下が
一般的であるが、更に高温度の焼戻し即ち６７０℃〜７
３０℃の焼戻しが上記析出物を得るために必要であるこ
とを知見するに至った。
細に調査したところ、引張り試験における均一塑性歪領
域の加工硬化即ち、ベイナイト中の炭化物の存在状態と
一様伸びとの間に密接な関係があることを見い出した。
その結果、ベイナイトのラス界面における炭化物を１μ
以上に析出させることが一様伸び向上に極めて効果的で
あるとともに、調質高張力鋼の焼戻し温度は６５０℃以
下、ＴＭＣＰ（ＤＱ）鋼の焼戻し温度は６００℃以下が
一般的であるが、更に高温度の焼戻し即ち６７０℃〜７
３０℃の焼戻しが上記析出物を得るために必要であるこ
とを知見するに至った。
【０００６】更に、低Ｃ化におけるε−Ｃｕの析出によ
る強化が高温焼戻しに伴う強度低下を補うとともに、一
様伸び向上に飛躍的な複合効果があることを見い出し
た。即ち、低Ｃ化及び高温焼戻しによるベイナイトのラ
ス界面における１μ以上の炭化物の析出及び軟質ベイナ
イトの生成と、軟質ε−Ｃｕの生成を利用することによ
り高強度化という逆境の中で、一様伸びを更に効果的に
向上する技術を発明するに至ったものである。
る強化が高温焼戻しに伴う強度低下を補うとともに、一
様伸び向上に飛躍的な複合効果があることを見い出し
た。即ち、低Ｃ化及び高温焼戻しによるベイナイトのラ
ス界面における１μ以上の炭化物の析出及び軟質ベイナ
イトの生成と、軟質ε−Ｃｕの生成を利用することによ
り高強度化という逆境の中で、一様伸びを更に効果的に
向上する技術を発明するに至ったものである。
【０００７】以下に本発明を詳細に説明する。本発明が
対象とする調質ＨＴ５９０鋼には種々の熱処理が加えら
れるのが通常であり、鋳片鋳造後の圧延又は加熱・圧延
（制御圧延を含む）に引き続く熱処理には焼入れ（Ｑ，
ＤＱ）及び焼戻し（熱処理Ｔ）の組合せが一般的であ
る。又、本発明鋼のように低ＹＲ特性を要求される場合
には、二相域からの焼入れ（Ｌ，ＤＬ）が前記熱処理に
導入される。更に、大型構造物用の極厚ＨＴ５９０鋼に
は、加熱前又は熱処理の前後で脱水素を目的とした徐冷
又は保温（脱水素Ｔ）が組合される場合がある。
対象とする調質ＨＴ５９０鋼には種々の熱処理が加えら
れるのが通常であり、鋳片鋳造後の圧延又は加熱・圧延
（制御圧延を含む）に引き続く熱処理には焼入れ（Ｑ，
ＤＱ）及び焼戻し（熱処理Ｔ）の組合せが一般的であ
る。又、本発明鋼のように低ＹＲ特性を要求される場合
には、二相域からの焼入れ（Ｌ，ＤＬ）が前記熱処理に
導入される。更に、大型構造物用の極厚ＨＴ５９０鋼に
は、加熱前又は熱処理の前後で脱水素を目的とした徐冷
又は保温（脱水素Ｔ）が組合される場合がある。
【０００８】Ｃは０．２０％を超えると低温靭性及び溶
接性を損ない、０．０３％未満では必要な強度が容易に
確保できないために０．０３〜０．２０％と限定した。
尚、更に高い一様伸びが要求されるＣｕ≧０．６０％の
高Ｃｕ材では０．０８％を超えると低温靭性及び溶接性
を損ない、０．０２％未満では必要な強度が確保できな
いため０．０２〜０．０８％に制約される。
接性を損ない、０．０３％未満では必要な強度が容易に
確保できないために０．０３〜０．２０％と限定した。
尚、更に高い一様伸びが要求されるＣｕ≧０．６０％の
高Ｃｕ材では０．０８％を超えると低温靭性及び溶接性
を損ない、０．０２％未満では必要な強度が確保できな
いため０．０２〜０．０８％に制約される。
【０００９】Ｓｉは脱酸上及び強度上から０．０３％以
上、好ましくは０．０５％以上必要で、０．６０％超の
添加は低温靭性及び溶接性を著しく損なうために０．０
３〜０．６０％に限定され、好ましくは０．０５〜０．
６０％に制約される。更に、ー様伸びの向上を図るため
にＣ≦０．０８％の低Ｃとする高Ｃｕ材（Ｃｕ≧０．６
０％）の場合には強度上から０．１０％以上必要で、
０．１０〜０．６０％に限定する。
上、好ましくは０．０５％以上必要で、０．６０％超の
添加は低温靭性及び溶接性を著しく損なうために０．０
３〜０．６０％に限定され、好ましくは０．０５〜０．
６０％に制約される。更に、ー様伸びの向上を図るため
にＣ≦０．０８％の低Ｃとする高Ｃｕ材（Ｃｕ≧０．６
０％）の場合には強度上から０．１０％以上必要で、
０．１０〜０．６０％に限定する。
【００１０】Ｍｎは強度上０．８０％以上必要で、２．
０％超の添加は低温靭性、溶接性がともに劣化するので
０．８０〜２．０％に限定した。Ｐは溶接性、低温靭性
から０．０２５％以下に限定したが、大型構造物や高層
建築物の大入熱溶接時の溶接欠陥防止の観点からはでき
るだけ低い方が好ましく０．０１５％以下に制約され
る。Ｓは低温靭性から０．０１５％以下に限定したが、
低いほど好ましく０．０１０％に制約される。更には、
構造物の形状から耐ラメラーテア性が要求される場合に
は、Ｓは０．００３％以下に管理され、ＣａやＲＥＭに
よるＭｎＳの形態制御が必要となる。
０％超の添加は低温靭性、溶接性がともに劣化するので
０．８０〜２．０％に限定した。Ｐは溶接性、低温靭性
から０．０２５％以下に限定したが、大型構造物や高層
建築物の大入熱溶接時の溶接欠陥防止の観点からはでき
るだけ低い方が好ましく０．０１５％以下に制約され
る。Ｓは低温靭性から０．０１５％以下に限定したが、
低いほど好ましく０．０１０％に制約される。更には、
構造物の形状から耐ラメラーテア性が要求される場合に
は、Ｓは０．００３％以下に管理され、ＣａやＲＥＭに
よるＭｎＳの形態制御が必要となる。
【００１１】Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓの含有量は所定の
熱処理での必要特性（強度及び低温靭性）から調質ＨＴ
５９０鋼の板厚を考慮して成分設計される。大型構造物
や高層建築用の極厚調質ＨＴ５９０鋼製造の場合には、
上記五元素の他にＣｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの
必要量を適宜決定して成分設計されるが、以下にその限
定理由を述べる。Ｃｕは低温靭性向上のためＣｅｑ低減
を目的としてＣ，Ｓｉ，Ｍｎに置換して添加して強度確
保を図るために０．０３％以上添加し、好ましくは０．
１０％以上添加されるが、１．０％超では熱間脆性を助
長するとともに溶接性が劣化するために０．０３〜１．
０％に限定され、好ましくは０．１０〜１．０％に制約
される。更に、Ｃ≦０．０８％の時に軟質ε−Ｃｕの析
出による一様伸びの向上を図るためには０．６０％以上
の添加が必要であるが、２．５％超では熱間脆性を助長
し等量のＮｉ添加が必要となるとともに溶接性が劣化す
るために０．６０〜２．５％に限定した。
熱処理での必要特性（強度及び低温靭性）から調質ＨＴ
５９０鋼の板厚を考慮して成分設計される。大型構造物
や高層建築用の極厚調質ＨＴ５９０鋼製造の場合には、
上記五元素の他にＣｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの
必要量を適宜決定して成分設計されるが、以下にその限
定理由を述べる。Ｃｕは低温靭性向上のためＣｅｑ低減
を目的としてＣ，Ｓｉ，Ｍｎに置換して添加して強度確
保を図るために０．０３％以上添加し、好ましくは０．
１０％以上添加されるが、１．０％超では熱間脆性を助
長するとともに溶接性が劣化するために０．０３〜１．
０％に限定され、好ましくは０．１０〜１．０％に制約
される。更に、Ｃ≦０．０８％の時に軟質ε−Ｃｕの析
出による一様伸びの向上を図るためには０．６０％以上
の添加が必要であるが、２．５％超では熱間脆性を助長
し等量のＮｉ添加が必要となるとともに溶接性が劣化す
るために０．６０〜２．５％に限定した。
【００１２】Ｎｉは低温靭性向上のためＣｅｑ低減を目
的としてＣ，Ｓｉ，Ｍｎに置換して０．０３％以上添加
し、強度確保を図るために０．１０％以上が好ましく、
１．５％以上ではその効果が飽和するために０．０３〜
１．５％に限定され、好ましくは０．１０〜１．５％に
制約される。更に、Ｃ≦０．０８％の時に軟質ε−Ｃｕ
の析出による一様伸びの向上を図るＣｕを０．６０％以
上添加する場合には、Ｃｕによる熱間脆性を防止するに
はＣｕ添加量の少なくとも１／２以上の添加が必要とな
るために０．３０％以上添加し、２．５％超ではその効
果が飽和するために０．３０〜２．５％に限定した。
的としてＣ，Ｓｉ，Ｍｎに置換して０．０３％以上添加
し、強度確保を図るために０．１０％以上が好ましく、
１．５％以上ではその効果が飽和するために０．０３〜
１．５％に限定され、好ましくは０．１０〜１．５％に
制約される。更に、Ｃ≦０．０８％の時に軟質ε−Ｃｕ
の析出による一様伸びの向上を図るＣｕを０．６０％以
上添加する場合には、Ｃｕによる熱間脆性を防止するに
はＣｕ添加量の少なくとも１／２以上の添加が必要とな
るために０．３０％以上添加し、２．５％超ではその効
果が飽和するために０．３０〜２．５％に限定した。
【００１３】Ｍｏは焼入れ性向上による強度確保のため
に０．０３％以上、好ましくは０．０５％以上添加さ
れ、０．５０％超の添加では低ＹＲ性、一様伸び確保が
困難となり、Ｃ≧０．０８％の場合には０．３０％超の
添加でも更に不利となるために０．０３〜０．３０％に
限定され、Ｃ≧０．０８％の場合には０．０３〜０．３
０％、好ましくは０．０５〜０．３０％に制約される。
に０．０３％以上、好ましくは０．０５％以上添加さ
れ、０．５０％超の添加では低ＹＲ性、一様伸び確保が
困難となり、Ｃ≧０．０８％の場合には０．３０％超の
添加でも更に不利となるために０．０３〜０．３０％に
限定され、Ｃ≧０．０８％の場合には０．０３〜０．３
０％、好ましくは０．０５〜０．３０％に制約される。
【００１４】Ｎｂは強度向上及び結晶粒制御のために
０．００５％以上添加されるが、０．０３％超の添加は
溶接性、低温靭性、低ＹＲ性及び一様伸びが劣化するた
めに０．００５〜０．０３％に限定した。Ｖは強度向上
のために０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上
添加され、０．１０％超、好ましくは０．０９％超の添
加では溶接性、低温靭性が劣化するために０．００５〜
０．１０％に限定され、０．０１〜０．０９％が好まし
い。
０．００５％以上添加されるが、０．０３％超の添加は
溶接性、低温靭性、低ＹＲ性及び一様伸びが劣化するた
めに０．００５〜０．０３％に限定した。Ｖは強度向上
のために０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上
添加され、０．１０％超、好ましくは０．０９％超の添
加では溶接性、低温靭性が劣化するために０．００５〜
０．１０％に限定され、０．０１〜０．０９％が好まし
い。
【００１５】Ｔｉは鋳片鋳造時の割れ防止、大入熱溶接
時の継手靭性向上のために０．００５％以上添加される
が、０．０３％超の添加は低温靭性、溶接性、低ＹＲ性
及び一様伸びの確保が困難となるために０．００５〜
０．０３％に限定した。ＴｉはＮに対して原子数で等量
（Ｎ×３．４）になるように添加するのが最も好まし
い。Ｓｏｌ．Ａｌは脱酸上、粒度調整上０．０１０％以
上必要で、溶接性の観点から０．１０％以下とする必要
があり、０．０１０〜０．１０％に限定した。なお、
Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭが添加される場合はＳｏｌ．Ａｌを
０．０３０％以上添加することが好ましい。
時の継手靭性向上のために０．００５％以上添加される
が、０．０３％超の添加は低温靭性、溶接性、低ＹＲ性
及び一様伸びの確保が困難となるために０．００５〜
０．０３％に限定した。ＴｉはＮに対して原子数で等量
（Ｎ×３．４）になるように添加するのが最も好まし
い。Ｓｏｌ．Ａｌは脱酸上、粒度調整上０．０１０％以
上必要で、溶接性の観点から０．１０％以下とする必要
があり、０．０１０〜０．１０％に限定した。なお、
Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭが添加される場合はＳｏｌ．Ａｌを
０．０３０％以上添加することが好ましい。
【００１６】上記基本成分の鋼に他の元素（Ｃｒ，Ｂ，
Ｃａ，ＲＥＭ）を強度、低温靭性、耐ラメラーテア性等
の特性向上のために一種又は二種以上複合して添加して
も本発明の効果はいささかも損なわれない。Ｃｒは焼入
れ性向上による強度確保のために０．０３％以上添加さ
れ、１．０％超の添加では低ＹＲ性、一様伸びの確保が
困難となるために０．０３〜１．０％に限定し、更にＣ
≧０．０８％の場合には０．５０％超の添加で更に低Ｙ
Ｒ性、一様伸びが不利となるために０．０３〜０．５０
％の制約が好ましい。
Ｃａ，ＲＥＭ）を強度、低温靭性、耐ラメラーテア性等
の特性向上のために一種又は二種以上複合して添加して
も本発明の効果はいささかも損なわれない。Ｃｒは焼入
れ性向上による強度確保のために０．０３％以上添加さ
れ、１．０％超の添加では低ＹＲ性、一様伸びの確保が
困難となるために０．０３〜１．０％に限定し、更にＣ
≧０．０８％の場合には０．５０％超の添加で更に低Ｙ
Ｒ性、一様伸びが不利となるために０．０３〜０．５０
％の制約が好ましい。
【００１７】Ｂは強度、低温靭性向上のため必要に応じ
て０．０００３％以上添加され、０．００２０％超、好
ましくは０．００１５％超の添加では低ＹＲ性が損なわ
れるために０．０００３〜０．００２０％、好ましくは
０．０００３〜０．００１５％が好ましい。Ｃａは低温
靭性、耐ラメラーテア性が必要な場合には０．００１５
％以上添加されるが、０．００８％超の添加では介在物
が増加するために０．００１５〜０．００８０％に制約
するのが望ましい。
て０．０００３％以上添加され、０．００２０％超、好
ましくは０．００１５％超の添加では低ＹＲ性が損なわ
れるために０．０００３〜０．００２０％、好ましくは
０．０００３〜０．００１５％が好ましい。Ｃａは低温
靭性、耐ラメラーテア性が必要な場合には０．００１５
％以上添加されるが、０．００８％超の添加では介在物
が増加するために０．００１５〜０．００８０％に制約
するのが望ましい。
【００１８】ＲＥＭは低温靭性、耐ラメラーテア性、大
入熱溶接時の継手靭性向上から必要に応じてＣａに代わ
って０．００１％以上添加され、０．００５０％超の添
加では介在物が増加するために０．００５０％以下に限
定し、０．００１〜０．００５％の制約が好ましい。
入熱溶接時の継手靭性向上から必要に応じてＣａに代わ
って０．００１％以上添加され、０．００５０％超の添
加では介在物が増加するために０．００５０％以下に限
定し、０．００１〜０．００５％の制約が好ましい。
【００１９】次に本発明で最も重要な技術思想であるベ
イナイトのラス界面における炭化物の大きさを限定する
理由について述べる。ベイナイトのラス界面に析出した
炭化物の大きさが１μ未満では２５％以上の一様伸びを
有するＨＴ５９０鋼が得られないために１μ以上に限定
する。一様伸びの観点からは炭化物の大きさの上限を制
約する必要はないが、低温靭性の観点からは２０μ以下
にすることが好ましい。
イナイトのラス界面における炭化物の大きさを限定する
理由について述べる。ベイナイトのラス界面に析出した
炭化物の大きさが１μ未満では２５％以上の一様伸びを
有するＨＴ５９０鋼が得られないために１μ以上に限定
する。一様伸びの観点からは炭化物の大きさの上限を制
約する必要はないが、低温靭性の観点からは２０μ以下
にすることが好ましい。
【００２０】次に本発明で低ＹＲ化とともに一様伸びを
向上する熱処理の限定理由について述べる。焼入れ
（Ｑ，ＤＱ）はＨＴ５９０鋼の強度・靭性を確保するた
めに行われている一般的な焼入れでよく、その焼入れ温
度は完全なオーステナイト域から焼入れるためにＱの場
合はＡｃ３以上、ＤＱの場合はＡｒ３以上とし、９５０
℃超ではオーステナイト組織の粗大化による延性、低温
靭性が劣化するためにＡｃ３〜９５０℃（Ａｒ３〜９５
０℃）に限定する。
向上する熱処理の限定理由について述べる。焼入れ
（Ｑ，ＤＱ）はＨＴ５９０鋼の強度・靭性を確保するた
めに行われている一般的な焼入れでよく、その焼入れ温
度は完全なオーステナイト域から焼入れるためにＱの場
合はＡｃ３以上、ＤＱの場合はＡｒ３以上とし、９５０
℃超ではオーステナイト組織の粗大化による延性、低温
靭性が劣化するためにＡｃ３〜９５０℃（Ａｒ３〜９５
０℃）に限定する。
【００２１】フェライト分率の向上又は軟質ベイナイト
を助長して一様伸びを改善する二相域からの焼入れ
（Ｌ，ＤＬ）は低ＹＲ鋼の製造で一般的な二相域焼入れ
でよく、その焼入れ温度は完全に（γ＋α）二相域とす
るために、Ｌの場合には（Ａｃ１＋４０℃）〜（Ａｃ３
−３０℃）とし、ＤＬの場合には板厚の１／４ｔにおけ
る温度が（Ａｒ１＋７０℃）〜（Ａｒ３−６０℃）に限
定する。
を助長して一様伸びを改善する二相域からの焼入れ
（Ｌ，ＤＬ）は低ＹＲ鋼の製造で一般的な二相域焼入れ
でよく、その焼入れ温度は完全に（γ＋α）二相域とす
るために、Ｌの場合には（Ａｃ１＋４０℃）〜（Ａｃ３
−３０℃）とし、ＤＬの場合には板厚の１／４ｔにおけ
る温度が（Ａｒ１＋７０℃）〜（Ａｒ３−６０℃）に限
定する。
【００２２】焼戻し温度は、一般的には強度−靭性バラ
ンスを最適にするために決定されるが、本発明では焼入
れ（Ｑ，ＤＱ，Ｌ，ＤＬ）された状態では、ベイナイト
のラス界面に微細に析出している炭化物を、１μ以上に
粗大化させるために６７０℃以上とし、７３０℃超では
一様伸びは飽和してその効果が向上しない割には降伏点
・低温靭性が低下するために６７０℃〜７３０℃に限定
した。
ンスを最適にするために決定されるが、本発明では焼入
れ（Ｑ，ＤＱ，Ｌ，ＤＬ）された状態では、ベイナイト
のラス界面に微細に析出している炭化物を、１μ以上に
粗大化させるために６７０℃以上とし、７３０℃超では
一様伸びは飽和してその効果が向上しない割には降伏点
・低温靭性が低下するために６７０℃〜７３０℃に限定
した。
【００２３】１μ以上の炭化物がベイナイトのラス界面
に析出（凝集、粗大化）する時に安定した一様伸びが得
られる理由は、転位の移動の妨げとなるベイナイトのラ
ス界面に微細析出した炭化物が減少又は消失するととも
に、マトリクス中に過飽和に存在する固溶炭素が低減す
るとともに、ラスの転位密度も減少する結果、塑性変形
能が改善するためと考えられる。尚、焼戻し温度上昇に
伴う強度低下は成分設計で補償する必要があることは言
うまでもない。
に析出（凝集、粗大化）する時に安定した一様伸びが得
られる理由は、転位の移動の妨げとなるベイナイトのラ
ス界面に微細析出した炭化物が減少又は消失するととも
に、マトリクス中に過飽和に存在する固溶炭素が低減す
るとともに、ラスの転位密度も減少する結果、塑性変形
能が改善するためと考えられる。尚、焼戻し温度上昇に
伴う強度低下は成分設計で補償する必要があることは言
うまでもない。
【００２４】一様伸びはＪＩＳ４号引張り試験片等で最
高荷重を超えて５％ダウンした時の（９５％荷重におけ
る）伸びとする。尚、最高時荷重時の伸びを一様伸びと
定義する場合もあるが、この値は本発明の一様伸びより
概ね５％低くなる。
高荷重を超えて５％ダウンした時の（９５％荷重におけ
る）伸びとする。尚、最高時荷重時の伸びを一様伸びと
定義する場合もあるが、この値は本発明の一様伸びより
概ね５％低くなる。
【００２５】
〔実施例１〕焼入れ（Ｑ，ＤＱ）後焼戻しの調質熱処理
における本発明の実施例を比較例とともに表１及び表２
に示す。表１は本発明例（鋼Ａ，Ｂ，Ｄ）及び比較例
（鋼Ｃ）の化学成分であり、鋼ＡとＤには耐ラメラーテ
ア性向上のためＣａ又はＲＥＭが添加されている。鋼Ｃ
はＣｒとＭｏが本発明の成分範囲上限を超えている。
における本発明の実施例を比較例とともに表１及び表２
に示す。表１は本発明例（鋼Ａ，Ｂ，Ｄ）及び比較例
（鋼Ｃ）の化学成分であり、鋼ＡとＤには耐ラメラーテ
ア性向上のためＣａ又はＲＥＭが添加されている。鋼Ｃ
はＣｒとＭｏが本発明の成分範囲上限を超えている。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】引張試験及び衝撃試験をともにＪＩＳ４号
試験片で行った本発明例と比較例の製造実績（ｔ＝４０
〜８０ｍｍ）を表２に示す。本発明例（鋼Ａ，Ｂ，Ｄ）
では一様伸びが焼戻し温度の上昇とともに向上するが、
７３０℃以上では飽和してそれ以上の向上は認められな
い。又、低温靭性は焼戻し温度が７３０℃を超えると急
激に悪化する。
試験片で行った本発明例と比較例の製造実績（ｔ＝４０
〜８０ｍｍ）を表２に示す。本発明例（鋼Ａ，Ｂ，Ｄ）
では一様伸びが焼戻し温度の上昇とともに向上するが、
７３０℃以上では飽和してそれ以上の向上は認められな
い。又、低温靭性は焼戻し温度が７３０℃を超えると急
激に悪化する。
【００２９】従って、一様伸びを１５％以上確保する観
点から焼戻し温度は６７０℃以上に限定され、低温靭性
確保の観点から焼戻し温度は７３０℃以下に限定され
る。
点から焼戻し温度は６７０℃以上に限定され、低温靭性
確保の観点から焼戻し温度は７３０℃以下に限定され
る。
【００３０】一方、比較例（鋼Ｃ）では焼戻し温度が本
発明の範囲内であるにも拘らずＹＲ及び一様伸びの特性
が本発明例に比較して劣っている。
発明の範囲内であるにも拘らずＹＲ及び一様伸びの特性
が本発明例に比較して劣っている。
【００３１】ベイナイトのラス界面に析出した炭化物は
焼戻し温度の上昇とともに大きくなり、６７０℃以上で
１μ以上となり一様伸びも向上しているが、７３０℃超
では二相域焼戻しとなって炭化物はマトリクスに溶け込
んで１μ以下になるがフェライトの面積率が増加して一
様伸びの劣化は見掛け上少ない。尚、塑性変形能として
もう一つの重要な評価指標である降状比（ＹＲ）も最近
の厳しい要求値である８０％以下を本発明例はいずれも
満足しているが、特に７１０℃以上の焼戻しでのＹＲ改
善効果が著しい。
焼戻し温度の上昇とともに大きくなり、６７０℃以上で
１μ以上となり一様伸びも向上しているが、７３０℃超
では二相域焼戻しとなって炭化物はマトリクスに溶け込
んで１μ以下になるがフェライトの面積率が増加して一
様伸びの劣化は見掛け上少ない。尚、塑性変形能として
もう一つの重要な評価指標である降状比（ＹＲ）も最近
の厳しい要求値である８０％以下を本発明例はいずれも
満足しているが、特に７１０℃以上の焼戻しでのＹＲ改
善効果が著しい。
【００３２】〔実施例２〕高Ｃｕ材による焼入れ（Ｑ，
ＤＱ）後焼戻しの調質熱処理における本発明の実施例
（鋼Ｅ）を比較のため実施例１の鋼Ｂとともにその製造
実績（ｔ＝８０ｍｍ）を表３及び表４に示す。鋼Ｂに比
べ、高Ｃｕ材に本発明を適用した実施例Ｅは２０％以上
の一様伸びとともにＨＴ５９０鋼の全ての特性を満足
し、ベイナイトのラス界面に析出した炭化物の大きさも
１μ以上となっている。
ＤＱ）後焼戻しの調質熱処理における本発明の実施例
（鋼Ｅ）を比較のため実施例１の鋼Ｂとともにその製造
実績（ｔ＝８０ｍｍ）を表３及び表４に示す。鋼Ｂに比
べ、高Ｃｕ材に本発明を適用した実施例Ｅは２０％以上
の一様伸びとともにＨＴ５９０鋼の全ての特性を満足
し、ベイナイトのラス界面に析出した炭化物の大きさも
１μ以上となっている。
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】〔実施例３〕二相域からの焼入れを導入す
る調質熱処理における本発明の実施例を比較例とともに
表５及び表６に示す。表５は本発明例（鋼Ｆ，Ｇ，Ｉ）
及び比較例（鋼Ｈ）の化学成分であり、鋼Ｇ，Ｈ，Ｉに
は耐ラメラーテア性向上のためＣａ又はＲＥＭが添加さ
れている。鋼ＨはＮｂ，Ｔｉが本発明の成分範囲の上限
を超えている。
る調質熱処理における本発明の実施例を比較例とともに
表５及び表６に示す。表５は本発明例（鋼Ｆ，Ｇ，Ｉ）
及び比較例（鋼Ｈ）の化学成分であり、鋼Ｇ，Ｈ，Ｉに
は耐ラメラーテア性向上のためＣａ又はＲＥＭが添加さ
れている。鋼ＨはＮｂ，Ｔｉが本発明の成分範囲の上限
を超えている。
【００３６】表５に示す鋼をｔ＝４５〜８０ｍｍに圧延
した鋼板に本発明の調質熱処理を施し、炭化物の大きさ
とともに機械試験結果（引張試験及び衝撃試験はＪＩＳ
４号試験片）について本発明の実施例と比較例の実績を
併せて表６に示す。鋼Ｉ−２を除き、いずれの鋼も一般
のＨＴ５９０鋼としては十分な強度特性、低温靭性を有
している。
した鋼板に本発明の調質熱処理を施し、炭化物の大きさ
とともに機械試験結果（引張試験及び衝撃試験はＪＩＳ
４号試験片）について本発明の実施例と比較例の実績を
併せて表６に示す。鋼Ｉ−２を除き、いずれの鋼も一般
のＨＴ５９０鋼としては十分な強度特性、低温靭性を有
している。
【００３７】
【表５】
【００３８】
【表６】
【００３９】本発明例（鋼Ｆ，Ｇ，Ｉ）ではベイナイト
のラス界面に析出した炭化物が大きくなるとともに一様
伸びは改善して、炭化物の大きさが１μ以上になると安
定して２０％以上の一様伸びが得られる。従って、２０
％以上の一様伸びを確保するためには、ベイナイトのラ
ス界面に析出した炭化物の大きさは１μ以上に限定され
る。
のラス界面に析出した炭化物が大きくなるとともに一様
伸びは改善して、炭化物の大きさが１μ以上になると安
定して２０％以上の一様伸びが得られる。従って、２０
％以上の一様伸びを確保するためには、ベイナイトのラ
ス界面に析出した炭化物の大きさは１μ以上に限定され
る。
【００４１】一方、比較例（鋼Ｈ）では１μ以上の炭化
物が析出しているにも拘らず、鋼Ｈは本発明の成分範囲
を超えてＮｂ，Ｔｉが添加されているためにアッパーベ
イナイト主体の塑性変形能、低温靭性の低い組織とな
り、ＹＲも８０％以上と高く且つ、２０％以上の一様伸
びが得られていない。
物が析出しているにも拘らず、鋼Ｈは本発明の成分範囲
を超えてＮｂ，Ｔｉが添加されているためにアッパーベ
イナイト主体の塑性変形能、低温靭性の低い組織とな
り、ＹＲも８０％以上と高く且つ、２０％以上の一様伸
びが得られていない。
【００４２】ベイナイトのラス界面に析出した炭化物は
焼戻し温度の上昇とともに大きくなり、６７０℃を超す
と１μ以上の炭化物が得られるが、７３０℃超では焼戻
し温度が二相域となって粗大化した炭化物はオーステナ
イトに溶体化して、焼入れられるために再び炭化物の大
きさは１μ未満となる。従って、本発明の１μ以上の炭
化物を確保するためには焼戻し温度は６７０℃以上で７
３０℃以下に限定される。
焼戻し温度の上昇とともに大きくなり、６７０℃を超す
と１μ以上の炭化物が得られるが、７３０℃超では焼戻
し温度が二相域となって粗大化した炭化物はオーステナ
イトに溶体化して、焼入れられるために再び炭化物の大
きさは１μ未満となる。従って、本発明の１μ以上の炭
化物を確保するためには焼戻し温度は６７０℃以上で７
３０℃以下に限定される。
【００４３】一様伸びは焼戻し温度の上昇とともに向上
するが、二相域熱処理となる７３０℃超では一様伸びは
再び低下している。又、焼戻し温度が７３０℃を超える
と二相域熱処理となって鋼、Ｉ−２のように低温靭性は
劣化し、低ＹＲ化しすぎる結果ＨＴ５９０鋼の降伏点に
不足する。従って、一様伸びを２０％以上確保する観点
から焼戻し温度は６７０℃以上で７３０℃以下に限定さ
れる。
するが、二相域熱処理となる７３０℃超では一様伸びは
再び低下している。又、焼戻し温度が７３０℃を超える
と二相域熱処理となって鋼、Ｉ−２のように低温靭性は
劣化し、低ＹＲ化しすぎる結果ＨＴ５９０鋼の降伏点に
不足する。従って、一様伸びを２０％以上確保する観点
から焼戻し温度は６７０℃以上で７３０℃以下に限定さ
れる。
【００４４】尚、塑性変形能としてもう一つの重要な評
価指標である降伏比（ＹＲ）も最近の厳しい要求値であ
る８０％以下を本発明例はいずれも満足しているが、鋼
Ｉ−２を除く比較例ではＹＲは８０％以下になっていな
い。即ち、従来の低ＹＲ化技術では低ＹＲ化は達成して
も必ずしも一様伸びの十分な向上に結び付かなかった
が、本発明の一様伸び向上技術では一様伸びの向上が低
ＹＲ化をも容易に達成している。
価指標である降伏比（ＹＲ）も最近の厳しい要求値であ
る８０％以下を本発明例はいずれも満足しているが、鋼
Ｉ−２を除く比較例ではＹＲは８０％以下になっていな
い。即ち、従来の低ＹＲ化技術では低ＹＲ化は達成して
も必ずしも一様伸びの十分な向上に結び付かなかった
が、本発明の一様伸び向上技術では一様伸びの向上が低
ＹＲ化をも容易に達成している。
【００４５】〔実施例４〕高Ｃｕ材による二相域からの
焼入れを導入する調質熱処理における本発明の実施例を
比較のため実施例３の鋼Ｇとともに表７及び表８に示
す。表７は本発明例（鋼Ｊ，Ｋ，Ｌ）及び鋼Ｇの化学成
分であり、鋼Ｇ，Ｌには耐ラメラーテア性向上のためＣ
ａ又はＲＥＭが添加されている。
焼入れを導入する調質熱処理における本発明の実施例を
比較のため実施例３の鋼Ｇとともに表７及び表８に示
す。表７は本発明例（鋼Ｊ，Ｋ，Ｌ）及び鋼Ｇの化学成
分であり、鋼Ｇ，Ｌには耐ラメラーテア性向上のためＣ
ａ又はＲＥＭが添加されている。
【００４６】
【表７】
【００４７】
【表８】
【００４８】表７に示す鋼をｔ＝４５〜８０ｍｍに圧延
した鋼板に本発明の調質熱処理を施し、炭化物の大きさ
とともに機械試験結果（引張試験及び衝撃試験はＪＩＳ
４号試験片）について鋼Ｇの実績（ｔ＝８０ｍｍ）を併
せて表８に示す。鋼Ｌ−２を除き、いずれの鋼も一般の
ＨＴ５９０鋼としては十分な強度特性、低温靭性を有し
ている。
した鋼板に本発明の調質熱処理を施し、炭化物の大きさ
とともに機械試験結果（引張試験及び衝撃試験はＪＩＳ
４号試験片）について鋼Ｇの実績（ｔ＝８０ｍｍ）を併
せて表８に示す。鋼Ｌ−２を除き、いずれの鋼も一般の
ＨＴ５９０鋼としては十分な強度特性、低温靭性を有し
ている。
【００４９】本発明例（鋼Ｊ，Ｋ，Ｌ）ではベイナイト
のラス界面に析出した炭化物が大きくなるとともに一様
伸びは改善して、炭化物の大きさが１μ以上になると安
定して２５％以上の一様伸びが得られる。従って、２５
％以上の一様伸びを確保するためには、ベイナイトのラ
ス界面に析出した炭化物の大きさは１μ以上に限定され
る。鋼Ｊ−１及び鋼Ｋ−１のベイナイトのラス界面に析
出した炭化物の透過電子顕微鏡写真を図１に示す。一
方、鋼Ｇでは１μ以上の炭化物が析出しているにも拘ら
ず、低Ｃ化による軟質ベイナイトの生成と軟質ε−Ｃｕ
の析出が不十分で、２５％以上の一様伸びが得られてい
ない。
のラス界面に析出した炭化物が大きくなるとともに一様
伸びは改善して、炭化物の大きさが１μ以上になると安
定して２５％以上の一様伸びが得られる。従って、２５
％以上の一様伸びを確保するためには、ベイナイトのラ
ス界面に析出した炭化物の大きさは１μ以上に限定され
る。鋼Ｊ−１及び鋼Ｋ−１のベイナイトのラス界面に析
出した炭化物の透過電子顕微鏡写真を図１に示す。一
方、鋼Ｇでは１μ以上の炭化物が析出しているにも拘ら
ず、低Ｃ化による軟質ベイナイトの生成と軟質ε−Ｃｕ
の析出が不十分で、２５％以上の一様伸びが得られてい
ない。
【００５０】ベイナイトのラス界面に析出した炭化物は
焼戻し温度の上昇とともに大きくなり、６７０℃を超す
と１μ以上の炭化物が得られるが、７３０℃超では焼戻
し温度が二相域となって粗大化した炭化物はオーステナ
イトに溶体化して、焼入れられるために再び炭化物の大
きさは１μ未満となる。従って、本発明の１μ以上の炭
化物を確保するためには焼戻し温度は６７０℃以上で７
３０℃以下に限定される。
焼戻し温度の上昇とともに大きくなり、６７０℃を超す
と１μ以上の炭化物が得られるが、７３０℃超では焼戻
し温度が二相域となって粗大化した炭化物はオーステナ
イトに溶体化して、焼入れられるために再び炭化物の大
きさは１μ未満となる。従って、本発明の１μ以上の炭
化物を確保するためには焼戻し温度は６７０℃以上で７
３０℃以下に限定される。
【００５１】一様伸びは焼戻し温度の上昇とともに向上
するが、二相域熱処理となる７３０℃超では一様伸びは
再び低下している。又、焼戻し温度が７３０℃を超える
と二相域熱処理となって、鋼Ｌ−２のように低温靭性は
劣化し、低ＹＲ化しすぎる結果ＨＴ５９０鋼の降伏点に
不足する。従って、一様伸びを２５％以上確保する観点
から焼戻し温度は６７０℃以上で７３０℃以下に限定さ
れる。
するが、二相域熱処理となる７３０℃超では一様伸びは
再び低下している。又、焼戻し温度が７３０℃を超える
と二相域熱処理となって、鋼Ｌ−２のように低温靭性は
劣化し、低ＹＲ化しすぎる結果ＨＴ５９０鋼の降伏点に
不足する。従って、一様伸びを２５％以上確保する観点
から焼戻し温度は６７０℃以上で７３０℃以下に限定さ
れる。
【００５２】尚、塑性変形能としてもう一つの重要な評
価指標である降伏比（ＹＲ）も最近の厳しい要求値であ
る８０％以下を本発明例はいずれも満足しているが、比
較例ではＹＲは８０％以下になっても一様伸びは２５％
以上になっていない。即ち、従来の低ＹＲ化技術では低
ＹＲ化は達成しても必ずしも一様伸びの十分な向上に結
び付かなかったが、本発明の一様伸び向上技術では一様
伸びの向上が低ＹＲ化をも容易に達成している。
価指標である降伏比（ＹＲ）も最近の厳しい要求値であ
る８０％以下を本発明例はいずれも満足しているが、比
較例ではＹＲは８０％以下になっても一様伸びは２５％
以上になっていない。即ち、従来の低ＹＲ化技術では低
ＹＲ化は達成しても必ずしも一様伸びの十分な向上に結
び付かなかったが、本発明の一様伸び向上技術では一様
伸びの向上が低ＹＲ化をも容易に達成している。
【００５３】
【発明の効果】本発明鋼はベイナイトのラス界面に析出
した炭化物を１μ以上に限定することにより、又は調質
熱処理における焼戻し温度を従来一般的な温度以上の高
温に特定するとともに、低Ｃ−高Ｃｕ化による軟質ベイ
ナイトの生成と軟質ε−Ｃｕの析出により、調質ＨＴ５
９０鋼の一様伸びを一層改善可能ならしめた。更に、塑
性変形能の二大要素である低ＹＲ化とともに、一様伸び
の高い調質ＨＴ５９０鋼及びその製造方法をも提供する
ものである。これにより、大型構造物の安全設計を施工
面だけでなく鋼材面からも可能とするばかりでなく、三
段熱処理に代わる高い一様伸びを有する調質ＨＴ５９０
鋼の合理的な製造をも可能とするものである。従って、
本発明により産業界が享受可能な安全設計と経済設計の
両立はもとより工期的、経済的利益は多大なものがある
ものと思料される。
した炭化物を１μ以上に限定することにより、又は調質
熱処理における焼戻し温度を従来一般的な温度以上の高
温に特定するとともに、低Ｃ−高Ｃｕ化による軟質ベイ
ナイトの生成と軟質ε−Ｃｕの析出により、調質ＨＴ５
９０鋼の一様伸びを一層改善可能ならしめた。更に、塑
性変形能の二大要素である低ＹＲ化とともに、一様伸び
の高い調質ＨＴ５９０鋼及びその製造方法をも提供する
ものである。これにより、大型構造物の安全設計を施工
面だけでなく鋼材面からも可能とするばかりでなく、三
段熱処理に代わる高い一様伸びを有する調質ＨＴ５９０
鋼の合理的な製造をも可能とするものである。従って、
本発明により産業界が享受可能な安全設計と経済設計の
両立はもとより工期的、経済的利益は多大なものがある
ものと思料される。
【図１】（ａ）は本発明鋼（鋼Ｊ−１）、（ｂ）は本発
明鋼（鋼Ｋ−１）の顕微鏡写真である。
明鋼（鋼Ｋ−１）の顕微鏡写真である。
フロントページの続き (72)発明者 川島 善樹果 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内
Claims (10)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０３〜０．６０％、 Ｍｎ：０．８０〜２．０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．０１５％以下、 Ｃｕ：０．０３〜１．０％、 Ｎｉ：０．０３〜１．５％、 Ｍｏ：０．０３〜０．３０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、 Ｖ：０．００５〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％ 残部鉄及び不可避的不純物からなり、ベイナイトのラス
界面に１μ以上の炭化物を有し、１５％以上の一様伸び
を有することを特徴とする一様伸びに優れた調質ＨＴ５
９０鋼。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、 Ｍｎ：０．８０〜２．０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｕ：０．６０〜２．５％、 Ｎｉ：０．３０〜２．５％、 Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、 Ｖ ：０．００５〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％ 残部鉄及び不可避的不純物からなり、ベイナイトのラス
界面に１μ以上の炭化物を有し、２０％以上の一様伸び
を有することを特徴とする一様伸びに優れた調質ＨＴ５
９０鋼。 - 【請求項３】 重量％で Ｃｒ：０．０３〜１．０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｃａ：０．００１５〜０．００８０％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％ を一種又は二種以上を鋳片に含有せしめたことを特徴と
する請求項１又は２記載の一様伸びに優れた調質ＨＴ５
９０鋼。 - 【請求項４】 重量％で Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、 Ｍｎ：０．８０〜２．００％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．０１５％以下、 Ｃｕ：０．１０〜１．０％、 Ｎｉ：０．１０〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、 Ｖ ：０．０１〜０．０９％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％ 残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後直ちに
又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続いて、焼
入れ焼戻しの調質熱処理を行うに際して、焼戻し温度を
６７０℃以上で７３０℃以下とし、１５％以上の一様伸
びを与えることを特徴とする調質ＨＴ５９０鋼の製造方
法。 - 【請求項５】 重量％で Ｃｒ：０．０３〜０．５０％、 Ｂ ：０．００３〜０．００１５％、 Ｃａ：０．００１５〜０．００８０％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．００５０％ を一種又は二種以上を鋳片に含有せしめ、１５％以上の
一様伸びを与えることを特徴とする請求項４記載の調質
ＨＴ５９０鋼の製造方法。 - 【請求項６】 重量％で Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０３〜０．６０％、 Ｍｎ：０．８０〜２．０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．０１５％以下、 Ｃｕ：０．０３〜１．０％、 Ｎｉ：０．０３〜１．５％、 Ｍｏ：０．０３〜０．３０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、 Ｖ ：０．００５〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％ 残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後直ちに
又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続く二相域
からの直接焼入れ、焼戻しの調質熱処理、又は厚板圧延
に引き続く直接焼入れ、二相域からの焼入れ、焼戻しの
調質熱処理、又は厚板圧延終了後の焼入れ、二相域から
の焼入れ、焼戻しの調質熱処理を行うに際して、焼戻し
温度を６７０℃以上で７３０℃以下とし、２０％以上の
一様伸びを与えることを特徴とする調質ＨＴ５９０鋼の
製造方法。 - 【請求項７】 重量％で Ｃｒ：０．０３〜０．５０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｃａ：０．００１５〜０．００８０％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％ を一種又は二種以上を鋳片に含有せしめ、２０％以上の
一様伸びを与えることを特徴とする請求項６記載の調質
ＨＴ５９０鋼の製造方法。 - 【請求項８】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、 Ｍｎ：０．８０〜２．０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｕ：０．６０〜２．５％、 Ｎｉ：０．３０〜２．５％、 Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、 Ｖ ：０．００５〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％ 残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後直ちに
又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続いて、焼
入れ焼戻しの調質熱処理を行うに際して、焼戻し温度を
６７０℃以上で７３０℃以下とし、２０％以上の一様伸
びを与えることを特徴とする調質ＨＴ５９０鋼の製造方
法。 - 【請求項９】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、 Ｍｎ：０．８０〜２．０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｕ：０．６０〜２．５％、 Ｎｉ：０．３０〜２．５％、 Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、 Ｖ ：０．００５〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％ 残部鉄及び不可避的不純物からなる鋳片を鋳造後直ちに
又はＡｃ３点以上に再加熱後厚板圧延に引き続く二相域
からの直接焼入れ、焼戻しの調質熱処理、又は厚板圧延
に引き続く直接焼入れ、二相域からの焼入れ、焼戻しの
調質熱処理、又は厚板圧延終了後の焼入れ、二相域から
の焼入れ、焼戻しの調質熱処理を行うに際して、焼戻し
温度を６７０℃以上で７３０℃以下とし、２５％以上の
一様伸びを与えることを特徴とする調質ＨＴ５９０鋼の
製造方法。 - 【請求項１０】 重量％で Ｃｒ：０．０３〜１．０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｃａ：０．００１５〜０．００８０％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％ を一種又は二種以上を鋳片に含有せしめたことを特徴と
する請求項８又は９のいずれかに記載の調質ＨＴ５９０
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18862393A JPH0681032A (ja) | 1992-06-22 | 1993-06-21 | 一様伸びに優れた調質ｈｔ５９０鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4-162691 | 1992-06-22 | ||
| JP16269192 | 1992-06-22 | ||
| JP18862393A JPH0681032A (ja) | 1992-06-22 | 1993-06-21 | 一様伸びに優れた調質ｈｔ５９０鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0681032A true JPH0681032A (ja) | 1994-03-22 |
Family
ID=26488391
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18862393A Pending JPH0681032A (ja) | 1992-06-22 | 1993-06-21 | 一様伸びに優れた調質ｈｔ５９０鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0681032A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1062027C (zh) * | 1997-11-24 | 2001-02-14 | 武汉钢铁(集团)公司 | 铜硼系低碳及超低碳贝氏体高强钢 |
| JP2007241119A (ja) * | 2006-03-10 | 2007-09-20 | Fuji Xerox Co Ltd | 定着ローラ、定着装置、及び定着ローラの製造方法 |
| CN111155029A (zh) * | 2019-12-27 | 2020-05-15 | 广西南宁三正工程材料有限公司 | 一种高强度钢材以及利用钢材制备网片的方法 |
-
1993
- 1993-06-21 JP JP18862393A patent/JPH0681032A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1062027C (zh) * | 1997-11-24 | 2001-02-14 | 武汉钢铁(集团)公司 | 铜硼系低碳及超低碳贝氏体高强钢 |
| JP2007241119A (ja) * | 2006-03-10 | 2007-09-20 | Fuji Xerox Co Ltd | 定着ローラ、定着装置、及び定着ローラの製造方法 |
| CN111155029A (zh) * | 2019-12-27 | 2020-05-15 | 广西南宁三正工程材料有限公司 | 一种高强度钢材以及利用钢材制备网片的方法 |
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