JPS5913021A - 高強度高強靭性鋼材の製造方法 - Google Patents
高強度高強靭性鋼材の製造方法Info
- Publication number
- JPS5913021A JPS5913021A JP11983982A JP11983982A JPS5913021A JP S5913021 A JPS5913021 A JP S5913021A JP 11983982 A JP11983982 A JP 11983982A JP 11983982 A JP11983982 A JP 11983982A JP S5913021 A JPS5913021 A JP S5913021A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- toughness
- heated
- strength
- 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.)
- Pending
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
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)
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】
本発明は、フィッティング等の熱間加工用鋼材量（以下
低Ｃｅｑと記す）の組成で得んとするものであって、そ
の骨子とするところは０）制御圧延（Ｃｏｎｔｒｏｌｌ
ｅｄ Ｒｏｌｌｉｎｇ 以下ＣＲと記ス）ニヨル細粒化
、（ｃ＋）Ｎｂ による熱間加工後あるいは規準後の
組繊細粒化、（ハ）固溶ポロンによる高強度化、０３点
を組合せることにある。
低Ｃｅｑと記す）の組成で得んとするものであって、そ
の骨子とするところは０）制御圧延（Ｃｏｎｔｒｏｌｌ
ｅｄ Ｒｏｌｌｉｎｇ 以下ＣＲと記ス）ニヨル細粒化
、（ｃ＋）Ｎｂ による熱間加工後あるいは規準後の
組繊細粒化、（ハ）固溶ポロンによる高強度化、０３点
を組合せることにある。
ところで１前記フイツテイングとは次の加工工程を指し
ている。
ている。
（１）鋼板→熱間加工→焼戻し：
製鉄メーカーから鋼板を購入したｆａｂｒｉｃａｔｅｒ
（加工業者）が、該鋼板をオーステナイト域に加熱後熱
間加工し、焼戻しするものであって、この熱間加工が一
回だけでなく数回性われることもある。
（加工業者）が、該鋼板をオーステナイト域に加熱後熱
間加工し、焼戻しするものであって、この熱間加工が一
回だけでなく数回性われることもある。
（１１）綱板→熱間加工→規準→焼戻し：前記中の工程
と略同様であるが、フィッティングにより所定形状した
後材質の完全を期するため規準を行うものであって、中
と同様熱間加工が数回に亘って操返し行われること、も
当然ありうる。
と略同様であるが、フィッティングにより所定形状した
後材質の完全を期するため規準を行うものであって、中
と同様熱間加工が数回に亘って操返し行われること、も
当然ありうる。
（ｍ）鋼板→熱間加工→溶接→応カ除去焼純；所定形状
とするためには溶接工程が必要となる場合があり、この
溶接によって発生する溶接残留応力を除去するためフィ
ッティング全体を応力除去焼鈍するもので、母材部は当
然焼戻し処理を受けることになるし、溶接前に規準が行
、われることも当然ありうる。、、。
とするためには溶接工程が必要となる場合があり、この
溶接によって発生する溶接残留応力を除去するためフィ
ッティング全体を応力除去焼鈍するもので、母材部は当
然焼戻し処理を受けることになるし、溶接前に規準が行
、われることも当然ありうる。、、。
とするものである。従って、本発明で規定している焼な
らし、熱間加工は、製鉄メーカーが行う場合よりも加工
幕者が行う場合ヤ方が多いと言、うことがてきる。、。
らし、熱間加工は、製鉄メーカーが行う場合よりも加工
幕者が行う場合ヤ方が多いと言、うことがてきる。、。
ただし、前記の中〜（ｉｌｉ ）の加工におい、て製鉄
メーカーが焼警処理して出荷する場合も、本１発明の製
造方法の、範囲、に包含さ些φことは改めて言うまでも
ない。 、 、 最近、熱間加工用鋼材量以下、 野では、使用環境が漸次厳しくなりつつあるこ、とから
１、前述のフィッティング（、例えばライン、パイおり
、併せて溶接性が良好であることをも要求、されている
。
メーカーが焼警処理して出荷する場合も、本１発明の製
造方法の、範囲、に包含さ些φことは改めて言うまでも
ない。 、 、 最近、熱間加工用鋼材量以下、 野では、使用環境が漸次厳しくなりつつあるこ、とから
１、前述のフィッティング（、例えばライン、パイおり
、併せて溶接性が良好であることをも要求、されている
。
比較的焼入性の低い通常の低合金鋼を、熱間加工後又は
規準後、焼戻し或いは応力除去焼鈍（以下ＮＴと記す）
した場合、この鋼が低Ｃａｑ即ち合金元素量が少い鋼で
あれば高強度を満すことは極めて困難である。又、前記
の処理を受けた鋼において高強度を得るには合金成分を
高めなけれｄならず、このことは結果としてＣａｑを高
めることとなり１．溶接性を損うことになる。
規準後、焼戻し或いは応力除去焼鈍（以下ＮＴと記す）
した場合、この鋼が低Ｃａｑ即ち合金元素量が少い鋼で
あれば高強度を満すことは極めて困難である。又、前記
の処理を受けた鋼において高強度を得るには合金成分を
高めなけれｄならず、このことは結果としてＣａｑを高
めることとなり１．溶接性を損うことになる。
一方、溶接性を重視し低Ｃｅ ｑでかつ高強度を得る観
点からすれば、従来７４ （１） ｇ −Ｃｕの析出強
化を利用する方法、＜、ｉｌ）ボロンによる焼入性向上
効果を利用する方法、が知られていた。然るに、前記（
１）の方法は、鋼中にＣｕを１％程度含ませるものであ
り、規準後焼戻すことにより５−Ｃｕが析出し低Ｃｅｑ
で優れた材質、溶接性を示すけれども、Ｃｕを多量に添
加することから、これが熱間加工性を損うという問題が
あった。又、前記（１１）の方法は「住人金属Ｖｏｌ
、 ３１ Ｎ１１４０ｃｔ、 １９７９ 、Ｐａｇｅ
１〜１２」に報告されているが、低Ｃｅｑで高強度が得
られているものの靭性面では破面遭移温度（ｖＴｓ
）が略０℃近辺であり、この点で不充分なものであった
。
点からすれば、従来７４ （１） ｇ −Ｃｕの析出強
化を利用する方法、＜、ｉｌ）ボロンによる焼入性向上
効果を利用する方法、が知られていた。然るに、前記（
１）の方法は、鋼中にＣｕを１％程度含ませるものであ
り、規準後焼戻すことにより５−Ｃｕが析出し低Ｃｅｑ
で優れた材質、溶接性を示すけれども、Ｃｕを多量に添
加することから、これが熱間加工性を損うという問題が
あった。又、前記（１１）の方法は「住人金属Ｖｏｌ
、 ３１ Ｎ１１４０ｃｔ、 １９７９ 、Ｐａｇｅ
１〜１２」に報告されているが、低Ｃｅｑで高強度が得
られているものの靭性面では破面遭移温度（ｖＴｓ
）が略０℃近辺であり、この点で不充分なものであった
。
又、靭性面を改善する方法としては制御圧延後規準処理
する提案として特開昭５３−５６８１８号、特開昭５４
−１７３１７号があるけれども、前記特開昭５３−６６
８１８号の場合はＮｂ について全く触れておらず、
特開昭５４−１７３１７号の場合は板厚も１２〜２０關
と薄く、かつ強度も不充分なものである。
する提案として特開昭５３−５６８１８号、特開昭５４
−１７３１７号があるけれども、前記特開昭５３−６６
８１８号の場合はＮｂ について全く触れておらず、
特開昭５４−１７３１７号の場合は板厚も１２〜２０關
と薄く、かつ強度も不充分なものである。
同時に組織の細粒化を図ることが必須であるとの理念に
立ちＭｏ −Ｎｂ −Ｂ系のｆＭＫついて詳細な検討を
加えた結果、この鋼を特定の制御圧延（ＣＲ）し、次い
でＮＴした場合、Ｎｂを含まない鋼及びＮｂを含んでい
てもＣＲでない圧延をした鋼に比べて著しく高い靭性が
得られることを知った。
立ちＭｏ −Ｎｂ −Ｂ系のｆＭＫついて詳細な検討を
加えた結果、この鋼を特定の制御圧延（ＣＲ）し、次い
でＮＴした場合、Ｎｂを含まない鋼及びＮｂを含んでい
てもＣＲでない圧延をした鋼に比べて著しく高い靭性が
得られることを知った。
このことは、Ｎｂ＠をＯＫすると未再結晶オーステナイ
ト粒が伸長し、しかもイの内部に変形帯か導入され、フ
ェライトへの変態核発生サイトが増加し組織が細粒化す
ることに加え、再加熱された場合にも圧延状態において
得られる組織が細かくかつＮｂ（ＣＮ ）の析出物が存
在するので加熱オーステナイト粒は細粒化し、ＮＴ後の
靭性が良好になるのである。
ト粒が伸長し、しかもイの内部に変形帯か導入され、フ
ェライトへの変態核発生サイトが増加し組織が細粒化す
ることに加え、再加熱された場合にも圧延状態において
得られる組織が細かくかつＮｂ（ＣＮ ）の析出物が存
在するので加熱オーステナイト粒は細粒化し、ＮＴ後の
靭性が良好になるのである。
この制御圧延後のＮｂ 鋼の規準加熱時におけるγ粒
細粒化機構の詳細は不明であるが、Ｎｂ（ＣＮ）が均一
微細に分散しているため再加熱中のα→γ変態前の内部
組織消滅が防止されかつγ域においてはこれがγ粒粗大
化を防止するものと考えられる。
細粒化機構の詳細は不明であるが、Ｎｂ（ＣＮ）が均一
微細に分散しているため再加熱中のα→γ変態前の内部
組織消滅が防止されかつγ域においてはこれがγ粒粗大
化を防止するものと考えられる。
本発明は、ｍｃｏ、２％以下、８ｉ０．０５〜０．５％
、Ｍｎ ０．５〜２．２％、Ｍｏ０．０５〜０．６ ％
、Ｎｂ０．０１〜を、オーステナイト化温度以上に加
熱し、９００℃以下の累積圧下を２０％以上とする圧延
を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０°Ｃに加熱
後、熱間加工するか又はすること彦〈空冷し、続いて４
００〜７００℃に再加熱することを特徴とする８４ ０
、０５〜０．５％、Ｍｎ ０．５〜２．２％、ＭｏＱ、
０５〜０．６％、ＮｂＯ，０１〜０．１ ％、Ｂｏ、
０００５〜０．０１％、ｓｏｔ、Ｎ、 ０．１％以下の
ほかにＴｉ０．００５〜０．１％を含み、残部は鉄及び
不可避的不純物からなる鋼を、オーステナイト化温度以
上に加熱し、９００℃以下の累積圧下を２０％以上とす
る圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０℃に
加熱後、熱間加工するか又はすることなく空冷し、続い
てＳｉ Ｏ，０５〜０．５％、Ｍｎ０．５〜２．２％、
Ｍｏｏ、０５〜０．６％、Ｎｂ０．０１〜０．１％、Ｂ
ｏ、０００５％〜０．０１％、ｓｏｔ、Ａ１０．１％以
下を含み、さらに■０．０１〜０．１５％、Ｃｕ０．５
％以下、Ｎｉ１．０％以下、Ｃｒ１．０％以下の１種又
は２積置・上を含み、残部は鉄及び不可避不純物からな
る鋼を、オーステナイト化温度以上に加熱し、９００℃
以下の累積圧下を２０％以上とする圧延を行い、一旦冷
却し。
、Ｍｎ ０．５〜２．２％、Ｍｏ０．０５〜０．６ ％
、Ｎｂ０．０１〜を、オーステナイト化温度以上に加
熱し、９００℃以下の累積圧下を２０％以上とする圧延
を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０°Ｃに加熱
後、熱間加工するか又はすること彦〈空冷し、続いて４
００〜７００℃に再加熱することを特徴とする８４ ０
、０５〜０．５％、Ｍｎ ０．５〜２．２％、ＭｏＱ、
０５〜０．６％、ＮｂＯ，０１〜０．１ ％、Ｂｏ、
０００５〜０．０１％、ｓｏｔ、Ｎ、 ０．１％以下の
ほかにＴｉ０．００５〜０．１％を含み、残部は鉄及び
不可避的不純物からなる鋼を、オーステナイト化温度以
上に加熱し、９００℃以下の累積圧下を２０％以上とす
る圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０℃に
加熱後、熱間加工するか又はすることなく空冷し、続い
てＳｉ Ｏ，０５〜０．５％、Ｍｎ０．５〜２．２％、
Ｍｏｏ、０５〜０．６％、Ｎｂ０．０１〜０．１％、Ｂ
ｏ、０００５％〜０．０１％、ｓｏｔ、Ａ１０．１％以
下を含み、さらに■０．０１〜０．１５％、Ｃｕ０．５
％以下、Ｎｉ１．０％以下、Ｃｒ１．０％以下の１種又
は２積置・上を含み、残部は鉄及び不可避不純物からな
る鋼を、オーステナイト化温度以上に加熱し、９００℃
以下の累積圧下を２０％以上とする圧延を行い、一旦冷
却し。
次いで８２０〜９８０℃に加熱後、熱間加工する（８）
か又けすることなく空冷し、続いて４００〜７００℃蓚
・ に再加熱することを特徴とする高強度高靭性鋼材の製造
方法。（４） ＣＤ、 ２０％以下、８１０．０５〜０
．５％ 、Ｍｎ ０．５〜２．２％、Ｍｏ ０．０５〜
０．６％、Ｎｂ０．０１〜０．１％、Ｂ Ｏｏｏ ００
５〜０．０１％、８０ｔ、Ａ１ ０．１％以下のほかに
ＴｌＯ，００５〜０．１％を含み、さらにＶＤ、０１〜
０．１５％、Ｃｕ０．５％以下、Ｎｉ０．１％以下、Ｃ
ｒ１．０％以下の１種又は２種以上を含み、残部は鉄及
び不可避的不純物からなる鋼を、オーステナイト化温度
以上に加熱し、９００°Ｃ以下の累積圧下を２０％以上
とする圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０
°Ｃに加熱後、熱・間加工するか又はすることなく空冷
し、続いて４００次に、本発明の化学成分の限定理由を
述べる。
・ に再加熱することを特徴とする高強度高靭性鋼材の製造
方法。（４） ＣＤ、 ２０％以下、８１０．０５〜０
．５％ 、Ｍｎ ０．５〜２．２％、Ｍｏ ０．０５〜
０．６％、Ｎｂ０．０１〜０．１％、Ｂ Ｏｏｏ ００
５〜０．０１％、８０ｔ、Ａ１ ０．１％以下のほかに
ＴｌＯ，００５〜０．１％を含み、さらにＶＤ、０１〜
０．１５％、Ｃｕ０．５％以下、Ｎｉ０．１％以下、Ｃ
ｒ１．０％以下の１種又は２種以上を含み、残部は鉄及
び不可避的不純物からなる鋼を、オーステナイト化温度
以上に加熱し、９００°Ｃ以下の累積圧下を２０％以上
とする圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０
°Ｃに加熱後、熱・間加工するか又はすることなく空冷
し、続いて４００次に、本発明の化学成分の限定理由を
述べる。
Ｃは、高強度化に有効な元素であり、Ｎｂ等の炭化物を
得るためにも一必要な元素である。しかし０．２０％以
上となると母材の靭性が劣化するとともに、溶接部の硬
化が著しくなるのでこれを上限とした。
得るためにも一必要な元素である。しかし０．２０％以
上となると母材の靭性が劣化するとともに、溶接部の硬
化が著しくなるのでこれを上限とした。
Ｓｉ、１．脱酸上及び強度上の理由から添加する元素で
あり、Ｏ，ＯＳ％未満ではこの効果が十分得られないの
でこれを下限とし、又０．５％を超えると溶接性が劣化
するのでこれを上限とした。
あり、Ｏ，ＯＳ％未満ではこの効果が十分得られないの
でこれを下限とし、又０．５％を超えると溶接性が劣化
するのでこれを上限とした。
鳩は、鋼材の高強度・６性化のために必要な元素であり
、０．５％未満ではこの効果が小さくなるのでこれを下
限とし、又２．２％を超えると溶接性を著しく損なうの
でこれを上限とした。
、０．５％未満ではこの効果が小さくなるのでこれを下
限とし、又２．２％を超えると溶接性を著しく損なうの
でこれを上限とした。
Ｍｏは、鋼材の高強度・＾性化のために必須二元素であ
り、０．０５％未満ではこの効果が小さく、所期の目的
が達成されないのでこれを下限とし、又０．６％を超え
ると溶接性を損うのでこれを上限とした。
り、０．０５％未満ではこの効果が小さく、所期の目的
が達成されないのでこれを下限とし、又０．６％を超え
ると溶接性を損うのでこれを上限とした。
満ではその効果が小さいのでこれを下限とし、又０．１
％を超えると溶接性が著しく劣化するのでこれを上限と
した。
％を超えると溶接性が著しく劣化するのでこれを上限と
した。
Ｂは、微量で焼入性を着しく向上させる効果があり、強
度を増加させるため必須の成分である。
度を増加させるため必須の成分である。
しかしｏ、 ｏ ｏ ｏ ｓ％未満ではその効果が小さ
くなるのでこれを下限とし、又０．０１％を超えると母
材及び溶接熱影響部（ＨＡＤ、）の靭性を損うのでこれ
を上限とした。
くなるのでこれを下限とし、又０．０１％を超えると母
材及び溶接熱影響部（ＨＡＤ、）の靭性を損うのでこれ
を上限とした。
ｓｏｔ、Ａ１は、鋼の脱酸上必要な上に、焼ならし、熱
間加工時に窒素をＡｇ Ｎとして固定し、Ｂをｆｒｅｅ
にさせＢの焼入性向上効果を発揮させるために必須の元
素であり、０．１％以下含有させる。Ｔｉ を全く含
まない場合は下限をｏ、ｏｉｓ％とじ、しかも室票を完
全に固定させるためｆｇ素量の６倍以上過剰に添加する
ことが好ましい。Ｉｌｌ ｉを添加した場合にはＴｉに
よる窒素固定効果があるのでｓｏｔ Ａ１の下限はｓｏ
ｔＭ ＞ ３ （ｔｏｔａｌ Ｎ −Ｔ！／Ｚ、、４
）を満たす限り脱酸上必要な０．０００５％でよい。又
上限については、Ｔｉを含む、含まないに拘らず０，１
％とする。これはこれを超すと鋼の清浄性を損ない溶接
性を害するからである。
間加工時に窒素をＡｇ Ｎとして固定し、Ｂをｆｒｅｅ
にさせＢの焼入性向上効果を発揮させるために必須の元
素であり、０．１％以下含有させる。Ｔｉ を全く含
まない場合は下限をｏ、ｏｉｓ％とじ、しかも室票を完
全に固定させるためｆｇ素量の６倍以上過剰に添加する
ことが好ましい。Ｉｌｌ ｉを添加した場合にはＴｉに
よる窒素固定効果があるのでｓｏｔ Ａ１の下限はｓｏ
ｔＭ ＞ ３ （ｔｏｔａｌ Ｎ −Ｔ！／Ｚ、、４
）を満たす限り脱酸上必要な０．０００５％でよい。又
上限については、Ｔｉを含む、含まないに拘らず０，１
％とする。これはこれを超すと鋼の清浄性を損ない溶接
性を害するからである。
Ｎは１．上ＩＱ５し念如く多量に存在するとＢと結合し
てＢＮを形成し、Ｂの焼入性向上を減少させる。
てＢＮを形成し、Ｂの焼入性向上を減少させる。
、従って、その上限を０．０１％５としなけれ、ばなら
ないＯ・ Ｔｉは、これも上述した。如くＮをＶｉ１定するために
有効な元素であるが、０．００５％未満ではその効果が
少ないのでこれを下限とし、又０．１％を超えろと似材
、溶接部の靭性を損うのでこれを上限とする。
ないＯ・ Ｔｉは、これも上述した。如くＮをＶｉ１定するために
有効な元素であるが、０．００５％未満ではその効果が
少ないのでこれを下限とし、又０．１％を超えろと似材
、溶接部の靭性を損うのでこれを上限とする。
、次に、本発明で必要に応じて添加する元素の限定理由
を述べる。 、。
を述べる。 、。
■は、鋼材の強１度・靭性向上の効果があり、０．０１
％未満ではその効果が少、ないからこれを下限とし、又
０．１５％を超えると母材及びＨＡＺの靭性を著しく劣
化されるのでこれを上限とした。
％未満ではその効果が少、ないからこれを下限とし、又
０．１５％を超えると母材及びＨＡＺの靭性を著しく劣
化されるのでこれを上限とした。
Ｎｉは、溶接性を損なうことなく、鋼材の強度・靭性を
向上させる効果を持つが、１．０％を・超えることは経
済上好ましくないの、、で、これを上限とした。
向上させる効果を持つが、１．０％を・超えることは経
済上好ましくないの、、で、これを上限とした。
Ｃ１１１，Ｎｉ と略同様の効果を有するが１、多量
に添加すると熱間手延中に表面疵が発生し易くなるので
０．５憾を上限とした。、 。
に添加すると熱間手延中に表面疵が発生し易くなるので
０．５憾を上限とした。、 。
ｃｒは、鋼材の強度・靭性を向上させる効果があるが５
．．１．０．％を超えると溶接性を損うのでこれを上限
と・した。 。
．．１．０．％を超えると溶接性を損うのでこれを上限
と・した。 。
次に、本発明の限定する圧延、加熱条件についてその理
由を説明する。
由を説明する。
本発明にお、いて、圧延前の加熱温度を一オーステナイ
ト化温度以上に限定したのは５．圧延前の組織を均一鬼
才−ステナイト組織とし、か、つＮｂ を鋼中に固溶
させ制御・圧延時にＮｂ の効果を発揮させるため：で
ある。
ト化温度以上に限定したのは５．圧延前の組織を均一鬼
才−ステナイト組織とし、か、つＮｂ を鋼中に固溶
させ制御・圧延時にＮｂ の効果を発揮させるため：で
ある。
また、本発明において９００℃以下の累積圧下率を２・
０．、％以５上と限定したのは、第２図に示す如ちる。
０．、％以５上と限定したのは、第２図に示す如ちる。
、 ・（さら
に、、本発明において熱間加工もしくは焼ならしのため
の加熱温度を８２０〜９８０℃に限定したの・は、これ
未満では組織が不均一となり靭性が劣化する。からであ
り、これを超える温度ではオーステナイ・ト粒か粗大化
するためやはり靭性が劣化するからである。
゛ またさらに、本発明において規準後の再加熱温度を４０
０〜７００°Ｃとしたのけ、本発明の鋼材の如く焼入性
が高い場合、・焼ならし後の相識・′１−ベイナイト主
体としたものとなり、再加熱することにより延靭性は向
上する。さらに溶接１ト工された場合には、残留応力を
解放するため再加熱が必要となる。このような目的のた
めには４００℃未満では十分なゲＩ果が得られず、又７
００°Ｃを超えた７ｉ、Ｍ Ｗで前炉すると強度が低下
するのでこの範囲とした。
に、、本発明において熱間加工もしくは焼ならしのため
の加熱温度を８２０〜９８０℃に限定したの・は、これ
未満では組織が不均一となり靭性が劣化する。からであ
り、これを超える温度ではオーステナイ・ト粒か粗大化
するためやはり靭性が劣化するからである。
゛ またさらに、本発明において規準後の再加熱温度を４０
０〜７００°Ｃとしたのけ、本発明の鋼材の如く焼入性
が高い場合、・焼ならし後の相識・′１−ベイナイト主
体としたものとなり、再加熱することにより延靭性は向
上する。さらに溶接１ト工された場合には、残留応力を
解放するため再加熱が必要となる。このような目的のた
めには４００℃未満では十分なゲＩ果が得られず、又７
００°Ｃを超えた７ｉ、Ｍ Ｗで前炉すると強度が低下
するのでこの範囲とした。
第１１ン１にはＮｂｔ＃とＮＴ後の材質の関係を示して
あり、第２図には上述の通りＮｂ鋼におけるＣｒｔ率の
材質への杉噛を示しである。第１図からＮｂ量か０．０
１％以上で、ＣＲ−Ｎ’ｌ’′ｔｔ施した場合、優れた
靭性が得られることかわかり、第２図からＮｂ鋼といえ
ども９００℃以下における累積圧下率か２０％以上でな
ければ＾性が得られないことが欠かせない。即ち、ＭＯ
はＣＲ，後のγ−α変態点を低下せしめ圧延後の組織を
微細化し、さらに再加熱中にＭｏ炭化物が析出し組織の
粗大化を一部抑制する効果を持つためである。第１図中
にＭｏ ｆｒｅｅ（ＭＯを含有しない）＃Ｉ４の例を「
鋼４」として示す。
あり、第２図には上述の通りＮｂ鋼におけるＣｒｔ率の
材質への杉噛を示しである。第１図からＮｂ量か０．０
１％以上で、ＣＲ−Ｎ’ｌ’′ｔｔ施した場合、優れた
靭性が得られることかわかり、第２図からＮｂ鋼といえ
ども９００℃以下における累積圧下率か２０％以上でな
ければ＾性が得られないことが欠かせない。即ち、ＭＯ
はＣＲ，後のγ−α変態点を低下せしめ圧延後の組織を
微細化し、さらに再加熱中にＭｏ炭化物が析出し組織の
粗大化を一部抑制する効果を持つためである。第１図中
にＭｏ ｆｒｅｅ（ＭＯを含有しない）＃Ｉ４の例を「
鋼４」として示す。
この例では強度低下と共に靭性も劣化しており、この靭
性劣化は焼入後の低下及び上記効果の欠如によるもので
ある。
性劣化は焼入後の低下及び上記効果の欠如によるもので
ある。
にさらにＢを添加する。Ｍｏ 、 Ｎｂ 、 Ｂはいず
れも焼入れ性を向上させる元素として知られており、こ
れらを同時に添加す。、ことにより相乗効果が得られ、
単独あるいはこのうちのいずれか２つを用いた場合に比
べて優れた強度を得ることができる。。
れも焼入れ性を向上させる元素として知られており、こ
れらを同時に添加す。、ことにより相乗効果が得られ、
単独あるいはこのうちのいずれか２つを用いた場合に比
べて優れた強度を得ることができる。。
本発明によれば、引張り強さが５５ＩＣ９／、Ｉ＋７、
■８が一４０℃以下という優れた性能鋼材が得られる。
■８が一４０℃以下という優れた性能鋼材が得られる。
次に、本発明の実施例を比較例と共に示し、併せて本発
明の説明全補足する。
明の説明全補足する。
第１表、第３表には供試鋼の化学成分及びロイ（％）−
）Ｎｉ（％））〕 を示す。表中の鋼２，３及びｆＭｌ
ｌ、１２，１３．１４はいずれも成分上本発明範囲を満
たすものである。！１１１，２，３，４についてはＮＴ
後の材質を第２表及び第１図、第２図に示した。この第
１．２図については既に説明したのでここでは省略する
。
）Ｎｉ（％））〕 を示す。表中の鋼２，３及びｆＭｌ
ｌ、１２，１３．１４はいずれも成分上本発明範囲を満
たすものである。！１１１，２，３，４についてはＮＴ
後の材質を第２表及び第１図、第２図に示した。この第
１．２図については既に説明したのでここでは省略する
。
第３表の鋼５，６，７．８はＢが添加されておらず、鉋
９，１０けＢけ添ノ用されているけれどもＮがｕ 、Ｔ
ｉに対して過剰に存在しＢの焼入性向上効果が期待でき
ないものである。第４表に、Ｍｏ −Ｎ、−Ｂ糸の舖１
１，１２，１３，１４とまとめ・て結果を示す。この表
から比較材に比べて本発明材は優れた強度・靭性が得ら
れることかわかる。
９，１０けＢけ添ノ用されているけれどもＮがｕ 、Ｔ
ｉに対して過剰に存在しＢの焼入性向上効果が期待でき
ないものである。第４表に、Ｍｏ −Ｎ、−Ｂ糸の舖１
１，１２，１３，１４とまとめ・て結果を示す。この表
から比較材に比べて本発明材は優れた強度・靭性が得ら
れることかわかる。
例えば板Ｉｒ Ｇｔ鋼１１では板厚４５ ｎ 、 Ｃｅ
ｑＬＲＯ０３７でＴ８５８に９／−の高強度が得られ靭
性もｖｌｓ−７０°Ｃと優しく優れている。鋼１２，１
３（Ｄ ヨ’３ Ｋ ＣｅｑＬＲｌｒｉ Ｏ，４２０〜
０．４６４ ト？ｆｉｙ ＜ ’ｌｘ ７；）と、焼入
性が向上し、板厚４５龍でＴＳ〉６０ｋｇ／ｌｊの高強
度と共に一４０°Ｃ以下のＶＴＲが得られる。
ｑＬＲＯ０３７でＴ８５８に９／−の高強度が得られ靭
性もｖｌｓ−７０°Ｃと優しく優れている。鋼１２，１
３（Ｄ ヨ’３ Ｋ ＣｅｑＬＲｌｒｉ Ｏ，４２０〜
０．４６４ ト？ｆｉｙ ＜ ’ｌｘ ７；）と、焼入
性が向上し、板厚４５龍でＴＳ〉６０ｋｇ／ｌｊの高強
度と共に一４０°Ｃ以下のＶＴＲが得られる。
この鋼では板書に、鋼１４のように板厚が６０鶴と厚く
なっても良好な材質が得られる。焼戻Ｌ？ｌｉＫ度につ
いては本発明の範囲であれば問題けなく、板書り、ｌｉ
！１１１１又は板番Ｍ、ｉｊ？１１１のように安全した
材質が得られる。
なっても良好な材質が得られる。焼戻Ｌ？ｌｉＫ度につ
いては本発明の範囲であれば問題けなく、板書り、ｌｉ
！１１１１又は板番Ｍ、ｉｊ？１１１のように安全した
材質が得られる。
一方、比較材のＥ、Ｆ（鋼９，１０）にはＢの効果が認
められず、成分が比較的高いにも拘らずＴＳけ６０に９
／−以下に留まり、又板書り、鋼８も成分が比較的高い
に拘らずＴＳは６０に９／−以下に留っている。更に板
書Ａ、＠５、板書Ｂ、鋼６、板書Ｃ９鋼７はいずれも溶
接性を重視しＣｅ ｑ ＬＲを０．４０〜０，４６とし
た従来調であるが、各々強度・靭性はｃｅｑＬＲＯ，３
７ノ板番ｏ 、 鋼１１に比へて劣っている。
められず、成分が比較的高いにも拘らずＴＳけ６０に９
／−以下に留まり、又板書り、鋼８も成分が比較的高い
に拘らずＴＳは６０に９／−以下に留っている。更に板
書Ａ、＠５、板書Ｂ、鋼６、板書Ｃ９鋼７はいずれも溶
接性を重視しＣｅ ｑ ＬＲを０．４０〜０，４６とし
た従来調であるが、各々強度・靭性はｃｅｑＬＲＯ，３
７ノ板番ｏ 、 鋼１１に比へて劣っている。
第１図はＮｂ量と材質の関係を示したグラフであり 第
２図はＮＴ材の材質に及ばずｃＲの影響を示すグラフで
ある。 代理人 弁理士 木 村 三 期 間 同 佐々木宗 治 第１図 Ｎｂｆ （％） 第２図 ９００°ｃ）％ＪＣＲ率（％） 手続補正書（自発） 特許庁長官殿 昭和５７年 ８月１６日
１、事件の表示 昭和５７年特許願第１１９８５９号 ２、発明の名称 高強度高靭性鋼材の製造方法（補正名称）名 称 （４
１２）日本鋼管株式会社 （氏 名） ４、代理人 ６、補正の対象 ７、補正の内容 （１）願書及び明細書の発−〇名称の欄に［高強度高強
靭性鋼材の製造方法］とあるを「高強度高靭性鋼材の製
造方法」と訂正する。 （２］明細書の特許請求の範囲の欄を別５紙の通り補（
３１明細書の第３頁下から５行目、第５頁５行目、下か
ら６行目、第７頁１１行目゛、第９頁１行目、１１行目
′、第１０頁２行目、１５行目、第１１頁６行目、１０
行目、１６行目、第１４頁１６行目、第１５頁下から４
行目、下から２行目、最下行、第１６頁１０行目、に「
高強靭性」とあるを［高（４；第１９頁第１表中Ｎｉ
と鋼１の“項の空欄に。 「二」を加入する。 （５）第２０頁第６表中胤 と鋼６の項にｒｌ、６７Ｊ
とあるｊ、ｒ １．６１ Ｊ と補止する。 別紙 特許請求の範囲 （１１００，２０％以下４８ｉ０．０５〜０゜５１ｓ％
ＭｒＩ０．５に２．２ｔｓ％Ｍｏ Ｏ，０５〜０．６％
、 ＮｂＯ，０，１〜０．１ ’１６％ＢＯ，０００
５〜０．０１チ、５ＯｔＡｔ０．１− 以下を含み、残
部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、オーステナイ
ト化温度以上に加熱し、９００℃以下の累積圧下を２０
−以上とする圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜
９８０℃に加熱後、熱間加工するか又はすることなく空
冷し、続いて４００〜７００℃に再加熱することを特徴
とする高強度高靭性鋼材の製造方法。 （２） ＣＯ，２０％ 以下、 Ｓｉ Ｏ，０５〜
０．５％、Ｍｎ０．５〜２．２％％Ｍｏ０．０５〜０，
６９ｇ、 ＮｂＯ，０１〜０．１％、 ＢＯ，００
０５〜０．０１チ、５Ｏ１−Ａｌ Ｏ，１％以下のはか
にＴｉ０．００５〜０．１％を含み、残部は鉄及び不可
避的不純物からなる鋼を、オーステナイト化温度以上に
加熱し、９００℃以下の累積圧下を２０チ以上とする圧
延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０℃に加熱
後、熱間加工するか又はすることなく空冷し、続いて４
００〜７００℃に再加熱することを特徴とする高強度高
靭性鋼材の製造方法。 （３） Ｃ０，２０ｑ６以下、Ｓｉ ０５０５〜０．
５％、Ｍｎ０．５〜２．２チ、Ｍｏ ０．０５〜０．６
％、Ｎｂ Ｏ，０１〜０．１ ％、ＢＯ，０００５〜０
．０１％、ｓｏｔ、Ａｔ ｏ、ｉ％以下を含み、さらに
ｙ Ｏ，Ｏ＋ 〜０．１５％、 ＣｕＯ，５％以下、
Ｎｉ １．０チ以下、Ｃｒ １．０％以下の１種又は２
種以上を含み、残部は鉄及び不可避不純物からなる鋼を
、オーステナイト化温度以上に加熱し、９００℃以下の
累績圧下を２０％以上とする圧延を行い、一旦冷却し、
次いで８２０〜９８０℃に加熱後、熱間加工するか又は
することなく空冷し、続いて４００〜７００℃に再加熱
することを特徴とする高強度高靭性鋼材の製造方法。 ｆ４１ ＣＯ，２０％以下、 Ｓｉ ０．０５〜０．
５％、 Ｍｎ０．５〜２．２％−Ｍｏ ０．０５〜０．
６％、Ｎｂ Ｏ，０１〜０．１％、Ｂ Ｏ，０００５〜
０．０１チ％ ５ｏＬ−Ａｔ Ｏ，Ｉ Ｔｏ以下のほか
にＴｉ Ｏ，００５〜０．１ ％を含み、さらにｖＯ１
０１〜０．１５％、ＣｕＯ，５％以下、Ｎｉ１．０以下
、Ｃｒ１．０チ以下の１種又は２種以上を含み、残部は
鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、オ・−ステナイト
化温度以上に加熱し、９００℃以下の累積圧下を２０チ
以上とする圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９
８０℃に加熱後、熱間加工するか又はすることなく空冷
し、続いて４００〜７００℃に再加熱することを特徴と
する高強度高靭性鋼材の製造方法。
２図はＮＴ材の材質に及ばずｃＲの影響を示すグラフで
ある。 代理人 弁理士 木 村 三 期 間 同 佐々木宗 治 第１図 Ｎｂｆ （％） 第２図 ９００°ｃ）％ＪＣＲ率（％） 手続補正書（自発） 特許庁長官殿 昭和５７年 ８月１６日
１、事件の表示 昭和５７年特許願第１１９８５９号 ２、発明の名称 高強度高靭性鋼材の製造方法（補正名称）名 称 （４
１２）日本鋼管株式会社 （氏 名） ４、代理人 ６、補正の対象 ７、補正の内容 （１）願書及び明細書の発−〇名称の欄に［高強度高強
靭性鋼材の製造方法］とあるを「高強度高靭性鋼材の製
造方法」と訂正する。 （２］明細書の特許請求の範囲の欄を別５紙の通り補（
３１明細書の第３頁下から５行目、第５頁５行目、下か
ら６行目、第７頁１１行目゛、第９頁１行目、１１行目
′、第１０頁２行目、１５行目、第１１頁６行目、１０
行目、１６行目、第１４頁１６行目、第１５頁下から４
行目、下から２行目、最下行、第１６頁１０行目、に「
高強靭性」とあるを［高（４；第１９頁第１表中Ｎｉ
と鋼１の“項の空欄に。 「二」を加入する。 （５）第２０頁第６表中胤 と鋼６の項にｒｌ、６７Ｊ
とあるｊ、ｒ １．６１ Ｊ と補止する。 別紙 特許請求の範囲 （１１００，２０％以下４８ｉ０．０５〜０゜５１ｓ％
ＭｒＩ０．５に２．２ｔｓ％Ｍｏ Ｏ，０５〜０．６％
、 ＮｂＯ，０，１〜０．１ ’１６％ＢＯ，０００
５〜０．０１チ、５ＯｔＡｔ０．１− 以下を含み、残
部は鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、オーステナイ
ト化温度以上に加熱し、９００℃以下の累積圧下を２０
−以上とする圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜
９８０℃に加熱後、熱間加工するか又はすることなく空
冷し、続いて４００〜７００℃に再加熱することを特徴
とする高強度高靭性鋼材の製造方法。 （２） ＣＯ，２０％ 以下、 Ｓｉ Ｏ，０５〜
０．５％、Ｍｎ０．５〜２．２％％Ｍｏ０．０５〜０，
６９ｇ、 ＮｂＯ，０１〜０．１％、 ＢＯ，００
０５〜０．０１チ、５Ｏ１−Ａｌ Ｏ，１％以下のはか
にＴｉ０．００５〜０．１％を含み、残部は鉄及び不可
避的不純物からなる鋼を、オーステナイト化温度以上に
加熱し、９００℃以下の累積圧下を２０チ以上とする圧
延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０℃に加熱
後、熱間加工するか又はすることなく空冷し、続いて４
００〜７００℃に再加熱することを特徴とする高強度高
靭性鋼材の製造方法。 （３） Ｃ０，２０ｑ６以下、Ｓｉ ０５０５〜０．
５％、Ｍｎ０．５〜２．２チ、Ｍｏ ０．０５〜０．６
％、Ｎｂ Ｏ，０１〜０．１ ％、ＢＯ，０００５〜０
．０１％、ｓｏｔ、Ａｔ ｏ、ｉ％以下を含み、さらに
ｙ Ｏ，Ｏ＋ 〜０．１５％、 ＣｕＯ，５％以下、
Ｎｉ １．０チ以下、Ｃｒ １．０％以下の１種又は２
種以上を含み、残部は鉄及び不可避不純物からなる鋼を
、オーステナイト化温度以上に加熱し、９００℃以下の
累績圧下を２０％以上とする圧延を行い、一旦冷却し、
次いで８２０〜９８０℃に加熱後、熱間加工するか又は
することなく空冷し、続いて４００〜７００℃に再加熱
することを特徴とする高強度高靭性鋼材の製造方法。 ｆ４１ ＣＯ，２０％以下、 Ｓｉ ０．０５〜０．
５％、 Ｍｎ０．５〜２．２％−Ｍｏ ０．０５〜０．
６％、Ｎｂ Ｏ，０１〜０．１％、Ｂ Ｏ，０００５〜
０．０１チ％ ５ｏＬ−Ａｔ Ｏ，Ｉ Ｔｏ以下のほか
にＴｉ Ｏ，００５〜０．１ ％を含み、さらにｖＯ１
０１〜０．１５％、ＣｕＯ，５％以下、Ｎｉ１．０以下
、Ｃｒ１．０チ以下の１種又は２種以上を含み、残部は
鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、オ・−ステナイト
化温度以上に加熱し、９００℃以下の累積圧下を２０チ
以上とする圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９
８０℃に加熱後、熱間加工するか又はすることなく空冷
し、続いて４００〜７００℃に再加熱することを特徴と
する高強度高靭性鋼材の製造方法。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）＝ ＣＤ、 ２０％以下、８ｉ０．０５〜０．５
％、ＭｎＯ，５〜２．２％、Ｍｏ ０．０５〜０．６％
、ＮｂＯ，０ｉらなる鋼を、オーステナイト化温度以上
に加熱り、９．００℃以下の累積圧下を２０％以上とす
る圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０°Ｃ
Ｋ加熱後、熱間加工するが又はするこ遣方法。 （２）００．２０％以下、Ｓｉ Ｏ，０５〜０．５％
、ＭｎＯ，、５〜２．２％、Ｍｏｏ、０５〜０．６％、
ＮｂＯ，０１〜０．１ ％、Ｂ Ｏ，０００５〜０．
０１％、５ｏＬＡ１０．１％以下のほかにＴｉＯ，ＯＤ
５〜０．１％を含み、残部は鉄及び不可避的不純物から
なる鋼を、オーステナイト化温度以上に加熱し、９００
℃以下の累積圧下を２０％以上とする圧延を行い、一旦
冷却し、次いで８２０〜９８０°Ｃに加熱後、熱間加工
するか又はすることなく空冷し、続い（３） ＣＤ、２
０％以下、８ｉ ０．０５〜０．５％、Ｍｎ０１５〜２
．２％、Ｍｏ Ｏ，０５〜０．６％、Ｎｂ Ｏ，０１〜
０．１％、Ｂ Ｏｏｏ ００５〜０．０１％、ｓｏ／、
Ａｔ０．１％以下を含み、さら［Ｖ Ｏ，０１〜０．１
５％、Ｃｕ Ｏ，５％以下、Ｎｉ１．０％以下、Ｃｒ１
．０％以下の１種又は２種以上を含み、残部は鉄及び不
可避不純物からなる鋼を、オーステナイト化温度以上に
加熱し、９００°Ｃ以下の累積圧下を２０％以上とする
圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０℃に加
熱後、熱間加工するか又はすると遣方法。 （４） ＣＯ，２０％以下、８１０．０５〜０．５％
、ＭｎＯ，５〜２．２％、Ｍｏ０．０５〜０．６％、Ｎ
ｂＯ，０１〜０．１ ％、Ｂｏ、０００５〜０．０１％
、ｓｏｔ、ｕ ０．１％以下のほかにＴｉ ０．００
５〜０．１％を含み、さらにｖ ｏ、 ｏ ｉ 〜ｏ、
ｉ ｓ％、Ｃｕ０．５％以下、Ｎ１１．０％以下、Ｃ
ｒ１．０％以下の１種又は２種以上を含み、残部は鉄及
び不可避的不純物からなる鋼を、オーステナイド化温度
以上に加熱し、９００℃以下の累積圧下を２０％以上と
する圧延を行い、一旦冷却し、次いで８２０〜９８０℃
に加熱後、熱間加工するか又はすることなく
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11983982A JPS5913021A (ja) | 1982-07-12 | 1982-07-12 | 高強度高強靭性鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11983982A JPS5913021A (ja) | 1982-07-12 | 1982-07-12 | 高強度高強靭性鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5913021A true JPS5913021A (ja) | 1984-01-23 |
Family
ID=14771527
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11983982A Pending JPS5913021A (ja) | 1982-07-12 | 1982-07-12 | 高強度高強靭性鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5913021A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61186453A (ja) * | 1985-02-13 | 1986-08-20 | Kobe Steel Ltd | すぐれた耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性を有する高強度高靭性焼ならし型低炭素ボイラ・圧力容器用鋼板 |
| JPS61250152A (ja) * | 1985-04-26 | 1986-11-07 | Kobe Steel Ltd | 高強度高靭性焼きならし型低炭素ボイラ・圧力容器用鋼板 |
| JPH01188652A (ja) * | 1988-01-25 | 1989-07-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性にすぐれた溶接用鋼とその製造方法 |
| KR100447925B1 (ko) * | 1999-12-30 | 2004-09-08 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법 |
| CN107099744A (zh) * | 2017-04-01 | 2017-08-29 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗hic的x80弯管用管线钢板及其制造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5352227A (en) * | 1976-10-25 | 1978-05-12 | Nippon Steel Corp | Production of high toughness high tensile steel |
-
1982
- 1982-07-12 JP JP11983982A patent/JPS5913021A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5352227A (en) * | 1976-10-25 | 1978-05-12 | Nippon Steel Corp | Production of high toughness high tensile steel |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61186453A (ja) * | 1985-02-13 | 1986-08-20 | Kobe Steel Ltd | すぐれた耐溶接割れ性、耐エロ−ジヨン性及び耐クリ−プ特性を有する高強度高靭性焼ならし型低炭素ボイラ・圧力容器用鋼板 |
| JPS61250152A (ja) * | 1985-04-26 | 1986-11-07 | Kobe Steel Ltd | 高強度高靭性焼きならし型低炭素ボイラ・圧力容器用鋼板 |
| JPH01188652A (ja) * | 1988-01-25 | 1989-07-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性にすぐれた溶接用鋼とその製造方法 |
| KR100447925B1 (ko) * | 1999-12-30 | 2004-09-08 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법 |
| CN107099744A (zh) * | 2017-04-01 | 2017-08-29 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗hic的x80弯管用管线钢板及其制造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1281782A1 (en) | Hot rolled wire or steel bar for machine structural use capable of dispensing with annealing, and method for producing the same | |
| JPH10509768A (ja) | 優れた靭性および溶接性を有する高強度二次硬化鋼 | |
| JP3020617B2 (ja) | 曲げ加工性、衝撃特性の良好な超強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3550726B2 (ja) | 低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP2000178645A (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP2001234238A (ja) | 高耐摩耗・高靭性レールの製造方法 | |
| JPS63286517A (ja) | 低降状比高張力鋼の製造方法 | |
| JPH039168B2 (ja) | ||
| KR102448754B1 (ko) | 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법 | |
| JP3369658B2 (ja) | 焼付け硬化性、耐時効性およびノンイヤリング性に優れた高強度高加工性製缶用鋼板およびその製造方法 | |
| JPS6216250B2 (ja) | ||
| JPH0718326A (ja) | オンライン熱処理による高強度高靭性レールの製造方法 | |
| JPS63277721A (ja) | 高強度高靭性レ−ルの製造方法 | |
| KR910006026B1 (ko) | 용접성이 우수한 인장강도 60kg/㎟ 급 이상의 조질고장력강 | |
| JP2000096137A (ja) | 微細結晶粒組織鋼の製造方法 | |
| JPH01176030A (ja) | 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法 | |
| JPS5835579B2 (ja) | 溶接金属の高靭性化方法 | |
| JPS59159933A (ja) | 低温靭性のすぐれた高張力電縫鋼管の製造方法 | |
| JPS63145711A (ja) | 低温靭性にすぐれる高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0774383B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP2813800B2 (ja) | 機械構造用温間鍛造用鋼 | |
| JP2626421B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPS59113120A (ja) | 溶接性と低温靭性の優れた低炭素当量高張力鋼の製造方法 | |
| KR950003547B1 (ko) | 기계적 성질이 우수한 저온용 니켈강의 제조방법 | |
| KR100514813B1 (ko) | 중고온용 Ｃｒ-Ｍｏ강의 제조방법 |