JPH0860239A - 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 - Google Patents
低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH0860239A JPH0860239A JP19882994A JP19882994A JPH0860239A JP H0860239 A JPH0860239 A JP H0860239A JP 19882994 A JP19882994 A JP 19882994A JP 19882994 A JP19882994 A JP 19882994A JP H0860239 A JPH0860239 A JP H0860239A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- less
- rolling
- cooling
- transformation point
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 高価な合金元素を用いたり、複雑な熱履歴に
より生産性を低下させることなく低温靱性の良好な厚鋼
板を製造する方法を提供することを目的とする。 【構成】 所定の成分範囲の鋼において、変態開始前の
オーステナイト粒径を加熱圧延の適正化により一定以上
に微細化した上で、２℃／秒以下の冷却速度でフェライ
ト割合が５０％以上となる温度まで冷却した後、累積圧
下率５０％以上の仕上圧延を６５０℃以上の温度で終了
し、必要に応じて加速冷却あるいは加速冷却後に焼き戻
しを施す。
より生産性を低下させることなく低温靱性の良好な厚鋼
板を製造する方法を提供することを目的とする。 【構成】 所定の成分範囲の鋼において、変態開始前の
オーステナイト粒径を加熱圧延の適正化により一定以上
に微細化した上で、２℃／秒以下の冷却速度でフェライ
ト割合が５０％以上となる温度まで冷却した後、累積圧
下率５０％以上の仕上圧延を６５０℃以上の温度で終了
し、必要に応じて加速冷却あるいは加速冷却後に焼き戻
しを施す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は低温靱性に優れた厚鋼板
の製造方法に関するものである。
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】厚鋼板は構造物として用いられるため、
構造物の安全性確保の観点から低温靱性を要求される場
合が多い。厚鋼板において、低温靱性を得る方法は種々
提案されているが、高価な合金元素を用いずに、他の特
性劣化を生じない方法としてフェライト（α）結晶粒径
の微細化が代表的であり、αの微細化方法として、従来
から種々の方法が提案され、実用化されている。
構造物の安全性確保の観点から低温靱性を要求される場
合が多い。厚鋼板において、低温靱性を得る方法は種々
提案されているが、高価な合金元素を用いずに、他の特
性劣化を生じない方法としてフェライト（α）結晶粒径
の微細化が代表的であり、αの微細化方法として、従来
から種々の方法が提案され、実用化されている。
【０００３】代表的な方法としては、例えば特公昭４９
−７２９１号公報、特公昭５７−２１００７号公報、特
公昭５９−１４５３５号公報等にあるように、オーステ
ナイト（γ）の未再結晶温度域において制御圧延を行
い、引き続いて加速冷却を行うことによるγからαへの
変態時にαを微細化する方法が提案されている。γから
αへの変態を利用する方法では、γが粗大な場合は未再
結晶域圧延の有効活用によりγ／α変換比を高めること
が可能であるが、γが微細になるとγ／α変換比は１に
近づくため、αの微細化の程度は飽和してしまい、αの
顕著な微細化は望めない。
−７２９１号公報、特公昭５７−２１００７号公報、特
公昭５９−１４５３５号公報等にあるように、オーステ
ナイト（γ）の未再結晶温度域において制御圧延を行
い、引き続いて加速冷却を行うことによるγからαへの
変態時にαを微細化する方法が提案されている。γから
αへの変態を利用する方法では、γが粗大な場合は未再
結晶域圧延の有効活用によりγ／α変換比を高めること
が可能であるが、γが微細になるとγ／α変換比は１に
近づくため、αの微細化の程度は飽和してしまい、αの
顕著な微細化は望めない。
【０００４】制御圧延の温度域をα／γ二相域まで拡大
した、いわゆる二相域圧延による強度・靱性改善技術も
提案されている。例えば、特公昭５８−５９６７号公報
にあるように、成分やγ域での圧下条件の工夫等により
二相域圧延に特徴的なセパレーションの発生を抑制して
靱性の向上を計る技術が提案されている。しかし、従来
の技術ではα粒径は通常の制御圧延と同程度であり、セ
パレーションの発生による３軸応力の低減効果を用いて
初めて大幅な靱性向上が計れる。
した、いわゆる二相域圧延による強度・靱性改善技術も
提案されている。例えば、特公昭５８−５９６７号公報
にあるように、成分やγ域での圧下条件の工夫等により
二相域圧延に特徴的なセパレーションの発生を抑制して
靱性の向上を計る技術が提案されている。しかし、従来
の技術ではα粒径は通常の制御圧延と同程度であり、セ
パレーションの発生による３軸応力の低減効果を用いて
初めて大幅な靱性向上が計れる。
【０００５】また、圧延等の熱間加工によらず熱処理に
よる方法も提案されている。例えば、〔鉄と鋼、第７７
年、第１号、１９９１、第１７１〜１７８頁〕に示され
ているように、Ｖ、Ｎを多量に添加させることによりγ
の細粒化を計るとともに、変態時のγ／α変換比を増大
させて、焼きならし処理で微細なα組織とする方法が開
発されている。しかし、焼きならしで細粒化効果を十分
発揮するためには、Ｖを０．０１％以上、Ｎも０．０１
％以上添加する必要があり、到達できるα粒径も５μｍ
程度である。
よる方法も提案されている。例えば、〔鉄と鋼、第７７
年、第１号、１９９１、第１７１〜１７８頁〕に示され
ているように、Ｖ、Ｎを多量に添加させることによりγ
の細粒化を計るとともに、変態時のγ／α変換比を増大
させて、焼きならし処理で微細なα組織とする方法が開
発されている。しかし、焼きならしで細粒化効果を十分
発揮するためには、Ｖを０．０１％以上、Ｎも０．０１
％以上添加する必要があり、到達できるα粒径も５μｍ
程度である。
【０００６】さらに、〔材料とプロセス、第３年、第６
号、１９９０、第１７９６頁〕においては、γ−α変態
の繰り返しを含む複雑な加工熱処理により、粒径が３μ
ｍ以下の超細粒鋼を得る方法が開示されている。この方
法は、制御圧延後、加速冷却を行い、５００℃程度で加
速冷却を停止した後、常温まで冷却することなく９００
℃に再加熱し、所定の温度で熱間圧延を行うことにより
超細粒鋼を得るものであるが、α粒径は冷却停止温度の
影響を強く受け、冷却停止温度が５００℃のごく近傍以
外では３μｍ以下のα粒径は得られておらず、工業的に
安定して製造することは困難であると考えられる。
号、１９９０、第１７９６頁〕においては、γ−α変態
の繰り返しを含む複雑な加工熱処理により、粒径が３μ
ｍ以下の超細粒鋼を得る方法が開示されている。この方
法は、制御圧延後、加速冷却を行い、５００℃程度で加
速冷却を停止した後、常温まで冷却することなく９００
℃に再加熱し、所定の温度で熱間圧延を行うことにより
超細粒鋼を得るものであるが、α粒径は冷却停止温度の
影響を強く受け、冷却停止温度が５００℃のごく近傍以
外では３μｍ以下のα粒径は得られておらず、工業的に
安定して製造することは困難であると考えられる。
【０００７】従って、上記の従来の方法は、いずれも生
産性の劣化や熱処理工程の増加、さらには合金元素の増
加等、コスト高を伴うとともに、安定して得られるα粒
径は一部の実験的手法を除けば１０μｍ程度、厳密に制
御された複雑な工程によっても５μｍ程度が限界であ
り、それ以上のαの微細化による大幅な靱性向上は望め
ない。
産性の劣化や熱処理工程の増加、さらには合金元素の増
加等、コスト高を伴うとともに、安定して得られるα粒
径は一部の実験的手法を除けば１０μｍ程度、厳密に制
御された複雑な工程によっても５μｍ程度が限界であ
り、それ以上のαの微細化による大幅な靱性向上は望め
ない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、高価な合金
元素の多量な添加や生産性の劣る工程や、複雑な繰り返
し工程を行わずに、生産性良く、平均α粒径が３μｍ以
下程度の超細粒αを得ることのできる低温靱性に優れた
厚鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
元素の多量な添加や生産性の劣る工程や、複雑な繰り返
し工程を行わずに、生産性良く、平均α粒径が３μｍ以
下程度の超細粒αを得ることのできる低温靱性に優れた
厚鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明らは、上記課題を
解決するために、αの熱間加工挙動を詳細に調査するこ
とにより、αの超細粒化のための手段を見出し、本発明
を完成するに至ったものである。即ち、本発明の要旨と
するところは、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜
０．０１％を含有し、さらに必要に応じて、Ｃｒ：０．
０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：
０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．２
０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｂ：０．０００
３〜０．００２０％の１種または２種以上を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を、Ａc3変態点
以上、１２００℃以下の温度に加熱し、Ａr3変態点以上
の温度で終了する粗圧延により平均オーステナイト粒径
を５０μｍ以下とした上で、２℃／秒以下の冷却速度で
フェライト割合が５０％以上となる温度まで冷却した
後、累積圧下率５０％以上の仕上圧延を６５０℃以上の
温度で終了するか、圧延終了後、引き続いて５℃／秒以
上の冷却速度で５５０℃以下の温度に加速冷却し、必要
に応じて、６００℃以下の加熱温度で焼き戻すことを特
徴とする低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法にある。
解決するために、αの熱間加工挙動を詳細に調査するこ
とにより、αの超細粒化のための手段を見出し、本発明
を完成するに至ったものである。即ち、本発明の要旨と
するところは、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜
０．０１％を含有し、さらに必要に応じて、Ｃｒ：０．
０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：
０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．２
０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｂ：０．０００
３〜０．００２０％の１種または２種以上を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を、Ａc3変態点
以上、１２００℃以下の温度に加熱し、Ａr3変態点以上
の温度で終了する粗圧延により平均オーステナイト粒径
を５０μｍ以下とした上で、２℃／秒以下の冷却速度で
フェライト割合が５０％以上となる温度まで冷却した
後、累積圧下率５０％以上の仕上圧延を６５０℃以上の
温度で終了するか、圧延終了後、引き続いて５℃／秒以
上の冷却速度で５５０℃以下の温度に加速冷却し、必要
に応じて、６００℃以下の加熱温度で焼き戻すことを特
徴とする低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法にある。
【００１０】以下に本発明について実験結果に基づいて
詳細に説明する。本発明はαの細粒化の手段として、加
工αの回復・再結晶による方法を用いている点に特徴を
有する。即ち、γ／α二相域で加工を加えることにより
得られるαを加工後回復・再結晶せしめて実質的なαの
細粒化を計る。この場合、超細粒化のためには加工後の
αの回復・再結晶は再加熱熱処理のような方法ではな
く、圧延後の冷却中、好ましくは圧延中あるいは直後に
生じさせる方が有利となる。ただし、冷却中にαを一定
量以上生成させようとすると必然的に温度が低下するた
め、圧延中あるいはその後の冷却中に適正な回復・再結
晶を生じせしめることは一般的には困難である。本発明
者らは、この冷却過程での加工におけるαの挙動を詳細
な実験により調査し、加工αの回復・再結晶により超細
粒化するためには二相域加工条件の適正化とともに二相
域加工に入る前の組織を規定する必要があることを見出
し、本発明を完成するに至った。以下に実験に基づいて
さらに説明する。
詳細に説明する。本発明はαの細粒化の手段として、加
工αの回復・再結晶による方法を用いている点に特徴を
有する。即ち、γ／α二相域で加工を加えることにより
得られるαを加工後回復・再結晶せしめて実質的なαの
細粒化を計る。この場合、超細粒化のためには加工後の
αの回復・再結晶は再加熱熱処理のような方法ではな
く、圧延後の冷却中、好ましくは圧延中あるいは直後に
生じさせる方が有利となる。ただし、冷却中にαを一定
量以上生成させようとすると必然的に温度が低下するた
め、圧延中あるいはその後の冷却中に適正な回復・再結
晶を生じせしめることは一般的には困難である。本発明
者らは、この冷却過程での加工におけるαの挙動を詳細
な実験により調査し、加工αの回復・再結晶により超細
粒化するためには二相域加工条件の適正化とともに二相
域加工に入る前の組織を規定する必要があることを見出
し、本発明を完成するに至った。以下に実験に基づいて
さらに説明する。
【００１１】化学組成がＣ：０．１５％、Ｓｉ：０．２
％、Ｍｎ：１．２％、Ｎｂ：０．００６％、Ｔｉ：０．
０１％、Ｎ：０．００３２％の鋼を１１５０℃に加熱
し、γ域の圧延条件（圧下率、圧下温度）を変化させ
て、γ／α変態前のγ粒径を約３０μｍと６５μｍの２
種類とした上で、圧下率と圧下温度を変えた二相域１パ
ス加工を行った。二相域圧下温度を変化させることは加
工時のα分率を変えることを意味する。二相域加工に入
るときの板厚が揃うように初期スラブ厚を変えた。従っ
て、二相域圧下後の板厚は圧下率に応じて異なる。二相
域圧下後は冷却速度が約２０℃／秒になるように調整し
て、ほぼ室温まで制御冷却を行い、板厚中心部の組織を
観察した。αの形態はナイタール腐食組織を光学顕微鏡
により観察して判定し、α粒径は走査型電子顕微鏡によ
り倍率３５００倍の写真を用いて測定した。走査型電子
顕微鏡写真では、いわゆる大傾角粒界と小傾角粒界とは
明確には区別できないが、本発明では両者を全て粒界と
みなして測定した。
％、Ｍｎ：１．２％、Ｎｂ：０．００６％、Ｔｉ：０．
０１％、Ｎ：０．００３２％の鋼を１１５０℃に加熱
し、γ域の圧延条件（圧下率、圧下温度）を変化させ
て、γ／α変態前のγ粒径を約３０μｍと６５μｍの２
種類とした上で、圧下率と圧下温度を変えた二相域１パ
ス加工を行った。二相域圧下温度を変化させることは加
工時のα分率を変えることを意味する。二相域加工に入
るときの板厚が揃うように初期スラブ厚を変えた。従っ
て、二相域圧下後の板厚は圧下率に応じて異なる。二相
域圧下後は冷却速度が約２０℃／秒になるように調整し
て、ほぼ室温まで制御冷却を行い、板厚中心部の組織を
観察した。αの形態はナイタール腐食組織を光学顕微鏡
により観察して判定し、α粒径は走査型電子顕微鏡によ
り倍率３５００倍の写真を用いて測定した。走査型電子
顕微鏡写真では、いわゆる大傾角粒界と小傾角粒界とは
明確には区別できないが、本発明では両者を全て粒界と
みなして測定した。
【００１２】図１、図２は二相域圧下条件とαの形態お
よびα粒径の関係を示す図であるが、図１は変態前のγ
粒径が約３０μｍの場合、図２は６５μｍの場合の結果
である。図１から圧下率が増加するにつれてα粒径は微
細化する傾向が認められるが、整細粒で粒径が約３μｍ
以下となるためには、圧下率だけでなく、二相域加工時
のα分率も規定する必要があることが分かる。
よびα粒径の関係を示す図であるが、図１は変態前のγ
粒径が約３０μｍの場合、図２は６５μｍの場合の結果
である。図１から圧下率が増加するにつれてα粒径は微
細化する傾向が認められるが、整細粒で粒径が約３μｍ
以下となるためには、圧下率だけでなく、二相域加工時
のα分率も規定する必要があることが分かる。
【００１３】即ち、α分率が小さいと加工されるαの割
合が小さいため、得られる組織としては加工αから形成
される組織よりもγから変態する組織が主体となり、圧
下率が大きくてもγからの変態で生じるαの粒径には限
界があるため、全体のα粒径の微細化にも限度がある。
また、混粒組織にもなりやすい。一方、α分率が多くて
も、圧下率が小さいとαの回復・再結晶が進行し難いた
め、加工ままαとなりαの微細化は達成されない。従っ
て、超細粒化のためには、一定以上のα分率を確保した
上で一定以上の圧下率で圧下を加える必要がある。図１
の検討を種々の成分の鋼について実施した結果、超細粒
化するための圧下条件範囲は加工前のα分率と圧下率で
規定すれば鋼種によらずほぼ一定であることが判明して
おり、α粒径が安定して３μｍ以下となる条件から、γ
域の圧下に引き続く二相域温度での圧下条件として、加
工時のα分率が５０％以上で、かつ累積圧下率が５０％
以上を本発明の範囲とする。
合が小さいため、得られる組織としては加工αから形成
される組織よりもγから変態する組織が主体となり、圧
下率が大きくてもγからの変態で生じるαの粒径には限
界があるため、全体のα粒径の微細化にも限度がある。
また、混粒組織にもなりやすい。一方、α分率が多くて
も、圧下率が小さいとαの回復・再結晶が進行し難いた
め、加工ままαとなりαの微細化は達成されない。従っ
て、超細粒化のためには、一定以上のα分率を確保した
上で一定以上の圧下率で圧下を加える必要がある。図１
の検討を種々の成分の鋼について実施した結果、超細粒
化するための圧下条件範囲は加工前のα分率と圧下率で
規定すれば鋼種によらずほぼ一定であることが判明して
おり、α粒径が安定して３μｍ以下となる条件から、γ
域の圧下に引き続く二相域温度での圧下条件として、加
工時のα分率が５０％以上で、かつ累積圧下率が５０％
以上を本発明の範囲とする。
【００１４】以上は、変態開始前のγ粒径が約３０μｍ
と微細な場合であるが、αの超細粒化のためには、上記
二相域圧下条件だけでなく、加工前の組織を規定する必
要がある。即ち、図２は変態前のγ粒径が約６５μｍの
場合であるが、この場合は図１と同様の二相域圧下条件
範囲内であってもほとんどα粒径が３μｍ以下とはなら
ない。これは、前組織が粗大であるためαの回復・再結
晶が抑制されることに起因する。二相域加工前の組織は
圧延条件としては変態域での冷却速度と変態前のγ粒径
で代表され、一般的にはγ粒径が一定であれば、冷却速
度が大きいほど前組織は微細となる。一方、冷却速度が
大きくなるにつれてαの生成が抑制されるため、同じα
分率を得るためにはより低温まで冷却する必要が生じ、
その結果としてαの加工温度も低下することになる。前
組織を微細化してもαの加工温度が低くなるとαの回復
・再結晶は抑制されるため、冷却速度を高めることでの
前組織の微細化は却ってαの細粒化にとっては不利とな
る。むしろ、より高温でαの量を確保するために冷却速
度は小さくすべきである。このような条件下で前組織を
微細化する方法としては、γの微細化が有効となる。別
途、詳細な検討の結果、γ単相域での加工後、所望のα
分率を得るまでの冷却速度が２℃／秒以下で、かつその
冷却条件下でγ粒径を５０μｍ以下とすれば前組織を微
細化でき、図１で示したように二相域加工時のα分率が
５０％以上で、かつ累積圧下率が５０％以上の条件で約
３μｍ以下の超細粒αを安定して得ることが可能となる
ことを知見した。この、所望のα分率を得るまでの冷却
速度が２℃／秒以下で、かつその冷却条件下でγ粒径が
５０μｍ以下の前提条件を外れた場合は、二相域圧下の
条件を如何に調整しても超細粒αが得られないか、得ら
れてもその二相域圧下条件範囲が非常に狭く、工業的に
利用することが難しい。
と微細な場合であるが、αの超細粒化のためには、上記
二相域圧下条件だけでなく、加工前の組織を規定する必
要がある。即ち、図２は変態前のγ粒径が約６５μｍの
場合であるが、この場合は図１と同様の二相域圧下条件
範囲内であってもほとんどα粒径が３μｍ以下とはなら
ない。これは、前組織が粗大であるためαの回復・再結
晶が抑制されることに起因する。二相域加工前の組織は
圧延条件としては変態域での冷却速度と変態前のγ粒径
で代表され、一般的にはγ粒径が一定であれば、冷却速
度が大きいほど前組織は微細となる。一方、冷却速度が
大きくなるにつれてαの生成が抑制されるため、同じα
分率を得るためにはより低温まで冷却する必要が生じ、
その結果としてαの加工温度も低下することになる。前
組織を微細化してもαの加工温度が低くなるとαの回復
・再結晶は抑制されるため、冷却速度を高めることでの
前組織の微細化は却ってαの細粒化にとっては不利とな
る。むしろ、より高温でαの量を確保するために冷却速
度は小さくすべきである。このような条件下で前組織を
微細化する方法としては、γの微細化が有効となる。別
途、詳細な検討の結果、γ単相域での加工後、所望のα
分率を得るまでの冷却速度が２℃／秒以下で、かつその
冷却条件下でγ粒径を５０μｍ以下とすれば前組織を微
細化でき、図１で示したように二相域加工時のα分率が
５０％以上で、かつ累積圧下率が５０％以上の条件で約
３μｍ以下の超細粒αを安定して得ることが可能となる
ことを知見した。この、所望のα分率を得るまでの冷却
速度が２℃／秒以下で、かつその冷却条件下でγ粒径が
５０μｍ以下の前提条件を外れた場合は、二相域圧下の
条件を如何に調整しても超細粒αが得られないか、得ら
れてもその二相域圧下条件範囲が非常に狭く、工業的に
利用することが難しい。
【００１５】以上の理由から、本発明においては、所定
の化学組成を有する鋼片をＡc3変態点以上、１２００℃
以下の温度に加熱し、Ａr3変態点以上の温度で終了する
粗圧延により平均オーステナイト粒径を５０μｍ以下と
した上で、２℃／秒以下の冷却速度でフェライト割合が
５０％以上となる温度まで冷却した後、累積圧下率５０
％以上の仕上圧延を行うことを要件とする。
の化学組成を有する鋼片をＡc3変態点以上、１２００℃
以下の温度に加熱し、Ａr3変態点以上の温度で終了する
粗圧延により平均オーステナイト粒径を５０μｍ以下と
した上で、２℃／秒以下の冷却速度でフェライト割合が
５０％以上となる温度まで冷却した後、累積圧下率５０
％以上の仕上圧延を行うことを要件とする。
【００１６】ここで、加熱温度をＡc3変態点以上、１２
００℃以下としたのは、Ａc3変態点未満では容体化が不
十分であり、また、未変態のαが粗大な場合は引き続く
圧延、冷却によっては、二相域加工前のαの微細化が困
難なためであり、一方１２００℃を超えるとγが混粒を
生じやすく、平均的なγ粒径を５０μｍ以下にしても一
部αが超細粒化しない部分が生じ、靱性値としては改善
が望めないためである。
００℃以下としたのは、Ａc3変態点未満では容体化が不
十分であり、また、未変態のαが粗大な場合は引き続く
圧延、冷却によっては、二相域加工前のαの微細化が困
難なためであり、一方１２００℃を超えるとγが混粒を
生じやすく、平均的なγ粒径を５０μｍ以下にしても一
部αが超細粒化しない部分が生じ、靱性値としては改善
が望めないためである。
【００１７】また、γ粒の調整を目的とした圧延におい
ては、その終了温度はＡr3変態点以上とする。これは、
変態点未満での圧延はγ粒の微細化に有効でなく、また
αを十分形成する前の加工はαの超細粒化にも有効でな
いためである。なお、二相域圧延となる仕上圧延は６５
０℃以上で終了する必要がある。これは、加工温度が低
いとαの回復・再結晶が抑制されて超細粒化が不十分と
なるためで、二相域圧延の全過程でαの回復・再結晶を
進行せしめて安定的に超細粒組織を得るための条件であ
る。
ては、その終了温度はＡr3変態点以上とする。これは、
変態点未満での圧延はγ粒の微細化に有効でなく、また
αを十分形成する前の加工はαの超細粒化にも有効でな
いためである。なお、二相域圧延となる仕上圧延は６５
０℃以上で終了する必要がある。これは、加工温度が低
いとαの回復・再結晶が抑制されて超細粒化が不十分と
なるためで、二相域圧延の全過程でαの回復・再結晶を
進行せしめて安定的に超細粒組織を得るための条件であ
る。
【００１８】圧延後の冷却は放冷によっても、水冷等に
よる加速冷却によっても本発明の効果は損なわれること
はない。また、加速冷却後、強度調整、残留応力除去等
の目的で焼き戻しを施すことも可能であるが、その場合
は得られた超細粒αを成長させないように、焼き戻し温
度は６００℃以下とすべきである。
よる加速冷却によっても本発明の効果は損なわれること
はない。また、加速冷却後、強度調整、残留応力除去等
の目的で焼き戻しを施すことも可能であるが、その場合
は得られた超細粒αを成長させないように、焼き戻し温
度は６００℃以下とすべきである。
【００１９】
【作用】以上が製造方法に関する本発明の限定理由であ
るが、低温靱性を確保するためには、製造方法だけでな
く、化学成分も適正範囲内とする必要がある。以下に、
本発明における化学成分の限定理由を述べる。先ず、Ｃ
は鋼の強度を向上させる有効な成分として添加するもの
で、０．０１％未満では構造用鋼に必要な強度の確保が
困難であり、また０．２０％を超える過剰の添加は靱性
や耐溶接割れ性などを著しく低下させるので、０．０１
〜０．２０％の範囲とした。
るが、低温靱性を確保するためには、製造方法だけでな
く、化学成分も適正範囲内とする必要がある。以下に、
本発明における化学成分の限定理由を述べる。先ず、Ｃ
は鋼の強度を向上させる有効な成分として添加するもの
で、０．０１％未満では構造用鋼に必要な強度の確保が
困難であり、また０．２０％を超える過剰の添加は靱性
や耐溶接割れ性などを著しく低下させるので、０．０１
〜０．２０％の範囲とした。
【００２０】次に、Ｓｉは脱酸元素として、また母材の
強度確保に有効な元素である。０．０３％未満の添加で
は脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆
に、１．０％を超える過剰の添加は粗大な酸化物を形成
して延性や靱性劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．
０３〜１．０％とした。また、Ｍｎは母材の強度、靱性
の確保に必要な元素であり、最低限０．３０％は添加す
る必要があるが、溶接部の靱性、割れ性など材質上許容
できる範囲で上限を２．０％とした。
強度確保に有効な元素である。０．０３％未満の添加で
は脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆
に、１．０％を超える過剰の添加は粗大な酸化物を形成
して延性や靱性劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．
０３〜１．０％とした。また、Ｍｎは母材の強度、靱性
の確保に必要な元素であり、最低限０．３０％は添加す
る必要があるが、溶接部の靱性、割れ性など材質上許容
できる範囲で上限を２．０％とした。
【００２１】Ａｌは脱酸、γ粒径の細粒化等に有効な元
素であり、効果を発揮させるためには０．００５％以上
含有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に添加す
ると、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させる
ため、０．００５〜０．１％の範囲に限定する必要があ
る。ＮはＡｌやＴｉと結びついてγ粒微細化に有効に働
くが、その効果を明確にするためには０．００１％以上
含有させる必要がある。一方、過剰に添加すると固溶Ｎ
が増加して靱性に悪影響を及ぼすため、許容できる範囲
として上限を０．０１％とする。
素であり、効果を発揮させるためには０．００５％以上
含有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に添加す
ると、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させる
ため、０．００５〜０．１％の範囲に限定する必要があ
る。ＮはＡｌやＴｉと結びついてγ粒微細化に有効に働
くが、その効果を明確にするためには０．００１％以上
含有させる必要がある。一方、過剰に添加すると固溶Ｎ
が増加して靱性に悪影響を及ぼすため、許容できる範囲
として上限を０．０１％とする。
【００２２】以上が本発明鋼の基本成分であるが、所望
の強度レベルに応じて母材強度の上昇を目的として、必
要に応じて、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｂの１種または２種以上を含有することができる。
先ず、ＣｒおよびＭｏは、いずれも母材の強度向上に有
効な元素であるが、明瞭な効果を生じさせるためには
０．０１％以上必要であり、一方、０．５０％を超えて
添加すると、靱性が劣化する傾向を有するため、０．０
１〜０．５０％の範囲とする。
の強度レベルに応じて母材強度の上昇を目的として、必
要に応じて、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｂの１種または２種以上を含有することができる。
先ず、ＣｒおよびＭｏは、いずれも母材の強度向上に有
効な元素であるが、明瞭な効果を生じさせるためには
０．０１％以上必要であり、一方、０．５０％を超えて
添加すると、靱性が劣化する傾向を有するため、０．０
１〜０．５０％の範囲とする。
【００２３】また、Ｎｉは母材の強度と靱性を同時に向
上でき、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させる
ためには０．０１％以上含有させる必要がある。含有量
が多くなると強度、靱性は向上するが、３．０％を超え
て添加しても効果が飽和するためと、Ａr3変態点が極端
に低下して本発明の条件である、仕上圧延前のα量５０
％以上と、仕上圧延開始温度６５０℃以上を同時に満足
することができなくなるため、経済性も考慮して、上限
を３．０％とする。
上でき、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させる
ためには０．０１％以上含有させる必要がある。含有量
が多くなると強度、靱性は向上するが、３．０％を超え
て添加しても効果が飽和するためと、Ａr3変態点が極端
に低下して本発明の条件である、仕上圧延前のα量５０
％以上と、仕上圧延開始温度６５０℃以上を同時に満足
することができなくなるため、経済性も考慮して、上限
を３．０％とする。
【００２４】次に、ＣｕもほぼＮｉと同様の効果を有す
るが、１．５％超の添加では熱間加工性に問題を生じる
ため、０．０１〜１．５％の範囲に限定する。Ｔｉは析
出強化により母材の強度向上に寄与するとともに、Ｔｉ
Ｎの形成によりγ粒微細化にも有効な元素であるが、効
果を発揮させるためには０．００３％以上の添加が必要
である。一方、０．１０％を超えると、Ａｌと同様、粗
大な酸化物を形成して靱性や延性を劣化させるため、上
限を０．１０％とする。
るが、１．５％超の添加では熱間加工性に問題を生じる
ため、０．０１〜１．５％の範囲に限定する。Ｔｉは析
出強化により母材の強度向上に寄与するとともに、Ｔｉ
Ｎの形成によりγ粒微細化にも有効な元素であるが、効
果を発揮させるためには０．００３％以上の添加が必要
である。一方、０．１０％を超えると、Ａｌと同様、粗
大な酸化物を形成して靱性や延性を劣化させるため、上
限を０．１０％とする。
【００２５】ＶおよびＮｂは、いずれも主として析出強
化により母材の強度向上に寄与するが、過剰に添加する
と靱性が劣化する。従って、靱性の劣化を招かずに、効
果を発揮できる範囲として、Ｖは０．００５〜０．２０
％、Ｎｂは０．００３〜０．０５％とする。Ｂは０．０
００３％以上のごく微量添加で鋼材の焼入性を高めて強
度上昇に非常に有効であるが、過剰に添加するとＢＮを
形成して、逆に焼入性を落としたり、靱性を大きく劣化
させるため、上限を０．００２０％とする。
化により母材の強度向上に寄与するが、過剰に添加する
と靱性が劣化する。従って、靱性の劣化を招かずに、効
果を発揮できる範囲として、Ｖは０．００５〜０．２０
％、Ｎｂは０．００３〜０．０５％とする。Ｂは０．０
００３％以上のごく微量添加で鋼材の焼入性を高めて強
度上昇に非常に有効であるが、過剰に添加するとＢＮを
形成して、逆に焼入性を落としたり、靱性を大きく劣化
させるため、上限を０．００２０％とする。
【００２６】次に、本発明の効果を実施例によってさら
に具体的に述べる。
に具体的に述べる。
【００２７】
【実施例】実施例に用いた供試鋼の化学成分を表１に示
す。各供試鋼は造塊後、分塊圧延により、あるいは連続
鋳造により鋼片となした。表１の内、鋼番１〜１０は本
発明の化学成分範囲を満足しており、鋼番１１〜１３は
本発明の化学成分範囲を外れている。
す。各供試鋼は造塊後、分塊圧延により、あるいは連続
鋳造により鋼片となした。表１の内、鋼番１〜１０は本
発明の化学成分範囲を満足しており、鋼番１１〜１３は
本発明の化学成分範囲を外れている。
【００２８】表１の鋼片を表２、表３（表２のつづき−
１）、表４（表２のつづき−２）、表５（表２のつづき
−３）に示す条件により鋼板に製造し、強度、シャルピ
ー衝撃特性、ＤＷＴＴ特性を調査した。試験片は全て板
厚中心部から圧延直角方向に採取した。シャルピー衝撃
特性は５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で、またＤＷＴ
Ｔ特性は８５％延性破面遷移温度（８５％ＦＡＴＴ）で
それぞれ評価した。強度、靱性の試験結果も表２〜表５
に示す。
１）、表４（表２のつづき−２）、表５（表２のつづき
−３）に示す条件により鋼板に製造し、強度、シャルピ
ー衝撃特性、ＤＷＴＴ特性を調査した。試験片は全て板
厚中心部から圧延直角方向に採取した。シャルピー衝撃
特性は５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で、またＤＷＴ
Ｔ特性は８５％延性破面遷移温度（８５％ＦＡＴＴ）で
それぞれ評価した。強度、靱性の試験結果も表２〜表５
に示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】
【表５】
【００３４】表２〜表５において、試験Ｎｏ．Ａ１〜Ａ
１７はいずれも本発明に従って製造した鋼板であり、全
て平均α粒径が約３μｍ以下の超細粒組織が得られ、靱
性値もｖＴｒｓで−１００℃以下、ＤＷＴＴの８０％Ｆ
ＡＴＴで−７０℃以下が達成されている。一方、試験Ｎ
ｏ．Ｂ１〜Ｂ９は比較例であり、いずれかの条件が本発
明の限定範囲を外れているためαの超細粒化が計られて
おらず、本発明例に比べてシャルピー特性、ＤＷＴＴ特
性ともはるかに劣る。即ち、試験Ｎｏ．Ｂ１は加熱温度
が高過ぎるため、前組織の微細化が十分計られていな
い。Ｂ２およびＢ５は変態前のγ粒径が粗大な上、二相
域加工時のα分率が本発明の限定範囲を外れている。ま
た試験Ｎｏ．Ｂ３およびＢ６は仕上圧延の圧下率が不十
分なため、超細粒化が不十分である。また、Ｂ４はγ粒
径が粗大なため、Ｂ７〜Ｂ９は化学成分範囲が本発明範
囲外であるため、超細粒化が達成されなかったり、他の
靱性劣化要因のために低温靱性が劣る。
１７はいずれも本発明に従って製造した鋼板であり、全
て平均α粒径が約３μｍ以下の超細粒組織が得られ、靱
性値もｖＴｒｓで−１００℃以下、ＤＷＴＴの８０％Ｆ
ＡＴＴで−７０℃以下が達成されている。一方、試験Ｎ
ｏ．Ｂ１〜Ｂ９は比較例であり、いずれかの条件が本発
明の限定範囲を外れているためαの超細粒化が計られて
おらず、本発明例に比べてシャルピー特性、ＤＷＴＴ特
性ともはるかに劣る。即ち、試験Ｎｏ．Ｂ１は加熱温度
が高過ぎるため、前組織の微細化が十分計られていな
い。Ｂ２およびＢ５は変態前のγ粒径が粗大な上、二相
域加工時のα分率が本発明の限定範囲を外れている。ま
た試験Ｎｏ．Ｂ３およびＢ６は仕上圧延の圧下率が不十
分なため、超細粒化が不十分である。また、Ｂ４はγ粒
径が粗大なため、Ｂ７〜Ｂ９は化学成分範囲が本発明範
囲外であるため、超細粒化が達成されなかったり、他の
靱性劣化要因のために低温靱性が劣る。
【００３５】以上から、本発明によれば約３μｍ以下の
超細粒化組織を有し、非常に良好な低温靱性を示す鋼板
の製造が可能であることが明白である。
超細粒化組織を有し、非常に良好な低温靱性を示す鋼板
の製造が可能であることが明白である。
【００３６】
【発明の効果】本発明は、高価な合金元素を用いたり、
複雑な熱履歴により生産性を低下させることなく、低温
靱性の良好な厚鋼板を製造できる画期的な方法であり、
製造コストの低減、構造物としての安全性の向上等、産
業上の効果は極めて大きい。
複雑な熱履歴により生産性を低下させることなく、低温
靱性の良好な厚鋼板を製造できる画期的な方法であり、
製造コストの低減、構造物としての安全性の向上等、産
業上の効果は極めて大きい。
【図１】変態前γ粒径が３０μｍの場合の二相域圧下条
件とαの形態、粒径との関係をを示す図である。
件とαの形態、粒径との関係をを示す図である。
【図２】変態前γ粒径が６５μｍの場合の二相域圧下条
件とのαの形態、粒径との関係を示す図である。
件とのαの形態、粒径との関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/54
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０３〜１．０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片
を、Ａc3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、
Ａr3変態点以上の温度で終了する粗圧延により平均オー
ステナイト粒径を５０μｍ以下とした上で、２℃／秒以
下の冷却速度でフェライト割合が５０％以上となる温度
まで冷却した後、累積圧下率５０％以上の仕上圧延を６
５０℃以上の温度で終了することを特徴とする低温靱性
に優れた厚鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０３〜１．０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％ を含有し、さらにＣｒ：０．０１〜０．５０％、 Ｎｉ：０．０１〜３．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｃｕ：０．０１〜１．５％、 Ｔｉ：０．００３〜０．１０％、 Ｖ ：０．００５〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなる鋼片を、Ａc3変態点以上、１２００℃以
下の温度に加熱し、Ａr3変態点以上の温度で終了する粗
圧延により平均オーステナイト粒径を５０μｍ以下とし
た上で、２℃／秒以下の冷却速度でフェライト割合が５
０％以上となる温度まで冷却した後、累積圧下率５０％
以上の仕上圧延を６５０℃以上の温度で終了することを
特徴とする低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０３〜１．０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片
を、Ａc3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、
Ａr3変態点以上の温度で終了する粗圧延により平均オー
ステナイト粒径を５０μｍ以下とした上で、２℃／秒以
下の冷却速度でフェライト割合が５０％以上となる温度
まで冷却した後、累積圧下率５０％以上の仕上圧延を６
５０℃以上の温度で終了し、引き続いて５℃／秒以上の
冷却速度で５５０℃以下の温度に加速冷却することを特
徴とする低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０３〜１．０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％ を含有し、さらにＣｒ：０．０１〜０．５０％、 Ｎｉ：０．０１〜３．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｃｕ：０．０１〜１．５％、 Ｔｉ：０．００３〜０．１０％、 Ｖ ：０．００５〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなる鋼片を、Ａc3変態点以上、１２００℃以
下の温度に加熱し、Ａr3変態点以上の温度で終了する粗
圧延により平均オーステナイト粒径を５０μｍ以下とし
た上で、２℃／秒以下の冷却速度でフェライト割合が５
０％以上となる温度まで冷却した後、累積圧下率５０％
以上の仕上圧延を６５０℃以上の温度で終了し、引き続
いて５℃／秒以上の冷却速度で５５０℃以下の温度に加
速冷却することを特徴とする低温靱性に優れた厚鋼板の
製造方法。 - 【請求項５】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０３〜１．０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片
を、Ａc3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱し、
Ａr3変態点以上の温度で終了する粗圧延により平均オー
ステナイト粒径を５０μｍ以下とした上で、２℃／秒以
下の冷却速度でフェライト割合が５０％以上となる温度
まで冷却した後、累積圧下率５０％以上の仕上圧延を６
５０℃以上の温度で終了し、引き続いて５℃／秒以上の
冷却速度で５５０℃以下の温度に加速冷却した後、６０
０℃以下の温度で焼き戻すことを特徴とする低温靱性に
優れた厚鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０３〜１．０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％ を含有し、さらにＣｒ：０．０１〜０．５０％、 Ｎｉ：０．０１〜３．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｃｕ：０．０１〜１．５％、 Ｔｉ：０．００３〜０．１０％、 Ｖ ：０．００５〜０．２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％の１種または２種
以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼
片を、Ａc3変態点以上、１２００℃以下の温度に加熱
し、Ａr3変態点以上の温度で終了する粗圧延により平均
オーステナイト粒径を５０μｍ以下とした上で、２℃／
秒以下の冷却速度でフェライト割合が５０％以上となる
温度まで冷却した後、累積圧下率５０％以上の仕上圧延
を６５０℃以上の温度で終了し、引き続いて５℃／秒以
上の冷却速度で５５０℃以下の温度に加速冷却した後、
６００℃以下の加熱温度で焼き戻すことを特徴とする低
温靱性に優れた厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19882994A JP3261515B2 (ja) | 1994-08-23 | 1994-08-23 | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19882994A JP3261515B2 (ja) | 1994-08-23 | 1994-08-23 | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0860239A true JPH0860239A (ja) | 1996-03-05 |
| JP3261515B2 JP3261515B2 (ja) | 2002-03-04 |
Family
ID=16397616
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19882994A Expired - Fee Related JP3261515B2 (ja) | 1994-08-23 | 1994-08-23 | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3261515B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998049362A1 (fr) * | 1997-04-30 | 1998-11-05 | Kawasaki Steel Corporation | Acier presentant une ductilite et une resistance elevees et procede de production de ce materiau |
| JP2002105533A (ja) * | 2000-09-26 | 2002-04-10 | National Institute For Materials Science | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| KR100711467B1 (ko) * | 2005-12-23 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 표층부 인성이 우수한 보론첨가 극후물 강판의 제조방법 |
| JP2007162076A (ja) * | 2005-12-14 | 2007-06-28 | Kobe Steel Ltd | 加工性および疲労特性に優れる熱延鋼板及びその鋳造方法 |
| KR100946051B1 (ko) * | 2002-12-27 | 2010-03-09 | 주식회사 포스코 | 용접성이 우수한 고강도 후육강판 제조방법 |
| WO2022139135A1 (ko) * | 2020-12-21 | 2022-06-30 | 주식회사 포스코 | 강도와 저온 충격인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법 |
| WO2025127364A1 (ko) * | 2023-12-14 | 2025-06-19 | 주식회사 포스코 | 강판 및 그 제조방법 |
-
1994
- 1994-08-23 JP JP19882994A patent/JP3261515B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998049362A1 (fr) * | 1997-04-30 | 1998-11-05 | Kawasaki Steel Corporation | Acier presentant une ductilite et une resistance elevees et procede de production de ce materiau |
| KR100351791B1 (ko) * | 1997-04-30 | 2002-11-18 | 가와사키 세이테츠 가부시키가이샤 | 고연성고강도강관및그제조방법 |
| JP2002105533A (ja) * | 2000-09-26 | 2002-04-10 | National Institute For Materials Science | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| KR100946051B1 (ko) * | 2002-12-27 | 2010-03-09 | 주식회사 포스코 | 용접성이 우수한 고강도 후육강판 제조방법 |
| JP2007162076A (ja) * | 2005-12-14 | 2007-06-28 | Kobe Steel Ltd | 加工性および疲労特性に優れる熱延鋼板及びその鋳造方法 |
| KR100711467B1 (ko) * | 2005-12-23 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 표층부 인성이 우수한 보론첨가 극후물 강판의 제조방법 |
| WO2022139135A1 (ko) * | 2020-12-21 | 2022-06-30 | 주식회사 포스코 | 강도와 저온 충격인성이 우수한 극후강판 및 그 제조방법 |
| CN116710587A (zh) * | 2020-12-21 | 2023-09-05 | 浦项股份有限公司 | 具有优异的强度和低温冲击韧性的超厚钢板及其制造方法 |
| JP2024500469A (ja) * | 2020-12-21 | 2024-01-09 | ポスコ カンパニー リミテッド | 強度と低温衝撃靭性に優れた極厚鋼板及びその製造方法 |
| WO2025127364A1 (ko) * | 2023-12-14 | 2025-06-19 | 주식회사 포스코 | 강판 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3261515B2 (ja) | 2002-03-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3314295B2 (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP4235247B1 (ja) | 製缶用高強度薄鋼板及びその製造方法 | |
| JPH11140582A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP3842836B2 (ja) | 低温靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP3242303B2 (ja) | 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4405026B2 (ja) | 結晶粒の微細な高靱性高張力鋼の製造方法 | |
| JPH093609A (ja) | 高い強度と優れた延伸性を有するニオブ含有圧延鋼板とその製造方法 | |
| JP3383148B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP3261515B2 (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3335651B2 (ja) | 母材および溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法 | |
| JPH1171615A (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3255790B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3246993B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JPH05195058A (ja) | 高靱性厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0629480B2 (ja) | 強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板及びその製造方法 | |
| JP3212348B2 (ja) | 細粒厚鋼板の製造法 | |
| JP4116708B2 (ja) | 微細結晶粒組織鋼の製造方法 | |
| JP3127721B2 (ja) | 耐火用低降伏比形鋼の製造方法 | |
| JP3485737B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| KR100946050B1 (ko) | 동적변태를 이용한 페라이트 초세립강의 제조방법 | |
| JPH05148544A (ja) | 板厚方向の硬さ分布が均一な高強度高靭性鋼板の製造法 | |
| JPH06179908A (ja) | 溶接性と脆性亀裂伝播停止性能に優れた厚肉高張力鋼の製造方法 | |
| JP3502809B2 (ja) | 靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| KR100240999B1 (ko) | 우수한 저온 충격인성을 갖는 고장력 강판의 제조방법 | |
| JP2001089816A (ja) | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20011023 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081221 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081221 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091221 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101221 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101221 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111221 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111221 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121221 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121221 Year of fee payment: 11 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131221 Year of fee payment: 12 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131221 Year of fee payment: 12 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131221 Year of fee payment: 12 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |