JPS6059018A - 溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 - Google Patents
溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法Info
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- JPS6059018A JPS6059018A JP58141177A JP14117783A JPS6059018A JP S6059018 A JPS6059018 A JP S6059018A JP 58141177 A JP58141177 A JP 58141177A JP 14117783 A JP14117783 A JP 14117783A JP S6059018 A JPS6059018 A JP S6059018A
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- 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
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は溶接性及び低温靭性の優れたＣｕ添加高張力鋼
の製造法に関するものである。
の製造法に関するものである。
近年、経済性、安全性等の面から溶接構造物（建築、圧
力容器、造船、ラインパイプなど）における高張力鋼の
使用は多岐にわたシ、溶接性高張力鋼の需要は鋼板、条
鋼、シームレスパイプ等として着実な増加を示している
。溶接構造物に使用される鋼は当然のことながら高強度
に加え、安全性、作業性の面から、低温靭性と優れた溶
接性’ｋＩ７１’せもつことが要求される。
力容器、造船、ラインパイプなど）における高張力鋼の
使用は多岐にわたシ、溶接性高張力鋼の需要は鋼板、条
鋼、シームレスパイプ等として着実な増加を示している
。溶接構造物に使用される鋼は当然のことながら高強度
に加え、安全性、作業性の面から、低温靭性と優れた溶
接性’ｋＩ７１’せもつことが要求される。
（従来技術）
Ｃｕは古くよシ時効硬化作用を有する元素として知られ
ており、鋼にＣｕ ｆ約０．５％以上添加し、適当な熱
処理を行なうことによシ、容易に高強度を得ることがで
きる。このため、Ｃｕ添加鋼では低炭素当量（Ｃｅｑ）
、低Ｃでも高強度化が達成可能である。しかし、Ｃｕ添
加鋼（Ｃｕ″＞０．５％）は現在、低温靭性及び溶接性
が必要な高張力鋼にはほとんど使用されていない。この
理由は製造上熱間圧延中にＣｕ−クラックを起こすこと
あるいは材質上時効による強度上昇によって低温靭性が
著しく劣化するなどのためである。
ており、鋼にＣｕ ｆ約０．５％以上添加し、適当な熱
処理を行なうことによシ、容易に高強度を得ることがで
きる。このため、Ｃｕ添加鋼では低炭素当量（Ｃｅｑ）
、低Ｃでも高強度化が達成可能である。しかし、Ｃｕ添
加鋼（Ｃｕ″＞０．５％）は現在、低温靭性及び溶接性
が必要な高張力鋼にはほとんど使用されていない。この
理由は製造上熱間圧延中にＣｕ−クラックを起こすこと
あるいは材質上時効による強度上昇によって低温靭性が
著しく劣化するなどのためである。
（本発明の目的）
そこで本発゛明はＣｕ添加鋼の大きな特徴である低Ｃ１
低Ｃｅｑでも高強度が得られる特徴を生かすため、製造
上、材質上の問題点を解決し、溶接性及び低温靭性の優
れたＣｕ添加高張力鋼を製造しようとするものである。
低Ｃｅｑでも高強度が得られる特徴を生かすため、製造
上、材質上の問題点を解決し、溶接性及び低温靭性の優
れたＣｕ添加高張力鋼を製造しようとするものである。
（発明の要旨）
本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１） Ｃ：０．００５〜０．０９０チ、Ｓｉ：０．６
％以下、Ｍｎ ’： ０．６−２．２％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０８％。
％以下、Ｍｎ ’： ０．６−２．２％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０８％。
Ｃｕ ： ０．５−１．５％、ＡＡ：０．００５〜０．
０８％。
０８％。
Ｓ：０．００３係以下
全含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を１
１５０Ｃ以下の温度に加熱し、その後の圧延にあたって
９００？Ｓ以下の累積圧下率が６０％以上でかつ仕上温
度８００Ｃ以下の圧延を行ない、放冷または強制冷却後
５００ ＩＴ以上Ａｃ１以下の温度で焼戻しを行なうこ
と全特徴とする溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加
鋼の製造法。
１５０Ｃ以下の温度に加熱し、その後の圧延にあたって
９００？Ｓ以下の累積圧下率が６０％以上でかつ仕上温
度８００Ｃ以下の圧延を行ない、放冷または強制冷却後
５００ ＩＴ以上Ａｃ１以下の温度で焼戻しを行なうこ
と全特徴とする溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加
鋼の製造法。
（２） Ｃ：０．００５〜０．０９０％、Ｓｉ：０．６
％以下、Ｍｕ ： ０．６〜２．２ ％ ＊ Ｎｂ ：
０．０ Ｏ５〜０．０８％。
％以下、Ｍｕ ： ０．６〜２．２ ％ ＊ Ｎｂ ：
０．０ Ｏ５〜０．０８％。
Ｃｕ ： ０．５−１．５％、 Ｍ：０．００５〜０．
０８％。
０８％。
Ｓ：０．００３％以下
全含有し、さらに
Ｃｒ ： ０．１〜０．５％、Ｎｉ ： ０．１〜２．
０％。
０％。
Ｍｏ ： ０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０１−０．１
０係。
０係。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５〜
０．００２％、Ｃａ ： ０．０００５−０．００５％
。
０．００２％、Ｃａ ： ０．０００５−０．００５％
。
ＲＥＭ：０．００３〜０．０３％の１種または２種以上
全含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を１
１５０ｔＺ’以下の温度に加熱し、その後の圧延にあた
って９０００以下の累積圧下率が６０％以−ヒでかつ仕
上温度８００ｔＺ’以下の圧延を行ない、放冷または強
制冷却後５０００以上Ａｃｌ 以下の温度で焼戻しを行
なうことを特徴とする溶接性および低温・靭性の優れた
Ｃｕ添加鋼の製造法 である。
１５０ｔＺ’以下の温度に加熱し、その後の圧延にあた
って９０００以下の累積圧下率が６０％以−ヒでかつ仕
上温度８００ｔＺ’以下の圧延を行ない、放冷または強
制冷却後５０００以上Ａｃｌ 以下の温度で焼戻しを行
なうことを特徴とする溶接性および低温・靭性の優れた
Ｃｕ添加鋼の製造法 である。
即ち、本発明法の特徴とするところは、（１）ＣＬＩ’
ｅ ０．５％以上添加し、圧延後焼戻し処理を行なうこ
とによるＣｕの時効析出硬化全利用するこ吉、（２）そ
れにともなうＣ含有量、Ｃｅｑの低減による溶接性の向
上、（３）Ｎｂ添加及び低温加熱後の制御圧延冷却によ
る圧延組織の細粒化にある。
ｅ ０．５％以上添加し、圧延後焼戻し処理を行なうこ
とによるＣｕの時効析出硬化全利用するこ吉、（２）そ
れにともなうＣ含有量、Ｃｅｑの低減による溶接性の向
上、（３）Ｎｂ添加及び低温加熱後の制御圧延冷却によ
る圧延組織の細粒化にある。
一般的に鋼中にＣｕ ｋ添加すると、（１）熱間圧延中
の鋼表面におけるＣｕ−クラックの発生、（２）溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の粒界割れ、（３）Ｃｕの析出硬化に
ともなう低温靭性の劣化などの欠点を有するものである
が、本発明ではＣｕの析出硬化を有効に利用して強度、
靭性、溶接性共に優れた鋼を安価に製造するには、これ
らの欠点全克服せねばならない。
の鋼表面におけるＣｕ−クラックの発生、（２）溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の粒界割れ、（３）Ｃｕの析出硬化に
ともなう低温靭性の劣化などの欠点を有するものである
が、本発明ではＣｕの析出硬化を有効に利用して強度、
靭性、溶接性共に優れた鋼を安価に製造するには、これ
らの欠点全克服せねばならない。
そこで本発明法では、■熱間圧延中の鋼表面眞おけるＣ
ｕ−クラック発生防止のため、低温加熱の採用、低Ｓ化
（０，００３％以下）によって、Ｃｕの低融点化合物の
生成を少なくし、■ＨＡＺの粒界割れ発生防止のために
■と同様像Ｓ化を行ない、■Ｃｕの析出硬化による低温
靭性劣化を防ぐためにＮｂ添加、低温加熱の採用に加え
て、９００ｔＺ’以下のオーステナイト未再結晶域で十
分な圧下（６０％以上）を加え、８００Ｃ以下で圧延を
終了しミクロ組織の細粒化全徹底した。
ｕ−クラック発生防止のため、低温加熱の採用、低Ｓ化
（０，００３％以下）によって、Ｃｕの低融点化合物の
生成を少なくし、■ＨＡＺの粒界割れ発生防止のために
■と同様像Ｓ化を行ない、■Ｃｕの析出硬化による低温
靭性劣化を防ぐためにＮｂ添加、低温加熱の採用に加え
て、９００ｔＺ’以下のオーステナイト未再結晶域で十
分な圧下（６０％以上）を加え、８００Ｃ以下で圧延を
終了しミクロ組織の細粒化全徹底した。
（発明の構成）
次に本発明の構成要件について説明する。
Ｃは、溶接性及び溶接部靭性改善のため０．００５〜０
．０９０％に限定した。一般に小人熱溶接部は硬化しや
すく、各種の溶接割れが発生する。これを防ぐためには
鋼の硬化性を低めることが有効であり、これは溶接部靭
性の改善にも効果的である。
．０９０％に限定した。一般に小人熱溶接部は硬化しや
すく、各種の溶接割れが発生する。これを防ぐためには
鋼の硬化性を低めることが有効であり、これは溶接部靭
性の改善にも効果的である。
このためＣ含有量の上限を０．０９０％とした。しかし
ながら、Ｃｕの析出硬化作用を利用するといってもあま
りにも極端なＣ含有量の低減は母材及び溶接部の強度を
低下させるため、下限’ｉｏ、００５チに限定した。最
も望ましいＣ含有量は０．０２〜０．０６％である。
ながら、Ｃｕの析出硬化作用を利用するといってもあま
りにも極端なＣ含有量の低減は母材及び溶接部の強度を
低下させるため、下限’ｉｏ、００５チに限定した。最
も望ましいＣ含有量は０．０２〜０．０６％である。
Ｓｉは脱酸上、・鋼に必然的に含有される元素であるが
、Ｓｌは溶接性及び溶接部の靭性対策上好ましくない元
素であるため、０，６％以下とした。
、Ｓｌは溶接性及び溶接部の靭性対策上好ましくない元
素であるため、０，６％以下とした。
Ｍζは０．６％未満ではＨＡＺ （熱影響部）軟化が大
きいこと及び母材の強度靭性が劣化するため下限を０．
６チとした。一方Ｍｎが多過ぎると溶接性及びＨＡＺ靭
性が急激に低下するため、上限を２．２係とした。
きいこと及び母材の強度靭性が劣化するため下限を０．
６チとした。一方Ｍｎが多過ぎると溶接性及びＨＡＺ靭
性が急激に低下するため、上限を２．２係とした。
不純物であるＳｉ０．００３％以下に限定した理由は、
母材及び溶接部の吸収エネルギーを高めるためである。
母材及び溶接部の吸収エネルギーを高めるためである。
前述の如（、Ｃｕ添加による鋼表面におけるＣｕ−クラ
ック、ＨＡＺの粒界割れ防止のためＳ’ｒ０．００３％
以下とした。Ｃｕ添加鋼では０．００２％以下とするこ
とが特に効果的である。
ック、ＨＡＺの粒界割れ防止のためＳ’ｒ０．００３％
以下とした。Ｃｕ添加鋼では０．００２％以下とするこ
とが特に効果的である。
Ｍは脱酸上、この種のキルド鋼に必然的に含有される元
素であるが、ＡＡ ｔｏｔａｌ ０．００５％未満では
脱酸が不十分となり、母材靭性が劣化するため下限ｉ０
．００５％とした。一方Ａ９ｔｏｔａｌが０．０８％を
超えるとＨＡ Ｚの靭性が劣化するため上限を０．０８
係とした。
素であるが、ＡＡ ｔｏｔａｌ ０．００５％未満では
脱酸が不十分となり、母材靭性が劣化するため下限ｉ０
．００５％とした。一方Ａ９ｔｏｔａｌが０．０８％を
超えるとＨＡ Ｚの靭性が劣化するため上限を０．０８
係とした。
Ｃｕは耐環境腐食性に効果がある他、本発明鋼の如き、
低Ｃ９低Ｃｅｑ鋼において析出硬化によシ強度を向上さ
せる貴重な元素である。そのため材質上の効果を得るた
めに下限ｉ０．５％とした。
低Ｃ９低Ｃｅｑ鋼において析出硬化によシ強度を向上さ
せる貴重な元素である。そのため材質上の効果を得るた
めに下限ｉ０．５％とした。
しかし１．５％を超えると、本発明の条件内であっても
鋼の熱間圧延中のＣｕ−クラック、ＨＡＺの粒界割れが
顕著になり、製造は難しくなる。このため上限を１．５
チとした。
鋼の熱間圧延中のＣｕ−クラック、ＨＡＺの粒界割れが
顕著になり、製造は難しくなる。このため上限を１．５
チとした。
Ｎｂは圧延組織の細粒化と析出硬化のために含有させる
もので、強度、靭性全共に向上させる重要な元素である
が、０．００５％未満では十分にその効果が得られず、
また０、０８１を超えると溶接性及び溶接部靭性に有害
であるためその範囲ン＝０．００５〜０，０８％に制限
した。
もので、強度、靭性全共に向上させる重要な元素である
が、０．００５％未満では十分にその効果が得られず、
また０、０８１を超えると溶接性及び溶接部靭性に有害
であるためその範囲ン＝０．００５〜０，０８％に制限
した。
特許請求の範囲第２項に示した第２の発明においては、
第１項に示した第１の発明の鋼の成分及び製造プロセス
に、さらにＴｉ：０．００５〜０．０２５チ、Ｖ：０．
０１〜０１０％、 Ｎｉ ： ０．１〜２．０％。
第１項に示した第１の発明の鋼の成分及び製造プロセス
に、さらにＴｉ：０．００５〜０．０２５チ、Ｖ：０．
０１〜０１０％、 Ｎｉ ： ０．１〜２．０％。
Ｃｒ ： ０．１〜０．５％、 Ｍｏ ： ０．０５〜
０．３％ＩＢ二０．０００５−０．００２％、Ｃａ ：
０．０００５〜０．００５％。
０．３％ＩＢ二０．０００５−０．００２％、Ｃａ ：
０．０００５〜０．００５％。
ＲＥＭ ： ０．００３〜０．０３％の１種または２種
以上を含有するものである。
以上を含有するものである。
Ｔ１は、圧延組織及びＨＡＺの細粒化に有効な元素であ
って、Ｎ’ｉ’ｌ’ｉＮとして固定しＢの焼入性向上効
果を十分に発揮させる他、鋼片中に微細析出したＴｉＮ
（０，０５μ以下）は加熱時のオーステナイト粒を細
粒化し、圧延組織の細粒化に有効である。また鋼板中に
存在する微ａｌＴＩＮは溶接時にＨＡＺ組織を細粒化す
る。しかしながら、通常の製鋼法で生成する粗大なＴｉ
Ｎは靭性に対し悪影響を与える。従ってＴｉ ｋ添加し
て母材及びＨＡＺの靭性向上に役立てるためには、Ｔｉ
Ｎ（ｉ７微細析出させることが重要である。このために
’［’ｉ ｆ Ｏ，００５〜０．０２５％に限定する。
って、Ｎ’ｉ’ｌ’ｉＮとして固定しＢの焼入性向上効
果を十分に発揮させる他、鋼片中に微細析出したＴｉＮ
（０，０５μ以下）は加熱時のオーステナイト粒を細
粒化し、圧延組織の細粒化に有効である。また鋼板中に
存在する微ａｌＴＩＮは溶接時にＨＡＺ組織を細粒化す
る。しかしながら、通常の製鋼法で生成する粗大なＴｉ
Ｎは靭性に対し悪影響を与える。従ってＴｉ ｋ添加し
て母材及びＨＡＺの靭性向上に役立てるためには、Ｔｉ
Ｎ（ｉ７微細析出させることが重要である。このために
’［’ｉ ｆ Ｏ，００５〜０．０２５％に限定する。
Ｔｉの下限は母材及びＨＡＺの靭性を向上させるための
必要最小量であシ、また上限はこれを超えると通常の製
造工程では微細なＴｉＮが得られず母材及びＨＡ Ｚ靭
性を劣化させるためである。
必要最小量であシ、また上限はこれを超えると通常の製
造工程では微細なＴｉＮが得られず母材及びＨＡ Ｚ靭
性を劣化させるためである。
■は、本発明鋼の圧延細織の細粒化と析出硬化のために
添加するもので強度、靭性を共に向上させる元素である
。しかし、００１％未満では十分にその効果が得られず
、また溶接性及び溶接部靭性の点からその上限を０．１
０％とした。
添加するもので強度、靭性を共に向上させる元素である
。しかし、００１％未満では十分にその効果が得られず
、また溶接性及び溶接部靭性の点からその上限を０．１
０％とした。
Ｎｉは溶接性に悪影響を、与えることなしに母材２．０
％を超えると悪影響が出るため上限’ｔ１．０％とした
。また、ＮｉはＣｕ添加鋼において、ｃｕ添加量のＡ以
上添加するとＣｕ−クラックの防止に有効な元素である
。
％を超えると悪影響が出るため上限’ｔ１．０％とした
。また、ＮｉはＣｕ添加鋼において、ｃｕ添加量のＡ以
上添加するとＣｕ−クラックの防止に有効な元素である
。
Ｃｒは圧延組織のベイナイト化を促進し、強度、靭性を
向上させる他、耐環境腐食性を有し安価な元素であるた
め、その利用価値は高い。しかし多量に添加すると溶接
部の硬化性全増大させ、靭性及び耐割れ性の低下を招き
好ましくない。そこで上限’（ｚ ０．５％とし、下限
は添加による材質上の効果が得られるための必要最小量
とすることが望ましく０．１％とした。
向上させる他、耐環境腐食性を有し安価な元素であるた
め、その利用価値は高い。しかし多量に添加すると溶接
部の硬化性全増大させ、靭性及び耐割れ性の低下を招き
好ましくない。そこで上限’（ｚ ０．５％とし、下限
は添加による材質上の効果が得られるための必要最小量
とすることが望ましく０．１％とした。
Ｍｏは本発明鋼の強度を向上させる元素であるが、多き
に失すると母材及び溶接部靭性、溶接性が劣化するため
、上限全０．３％とし、下限は必要最小量の０．０５％
とした。
に失すると母材及び溶接部靭性、溶接性が劣化するため
、上限全０．３％とし、下限は必要最小量の０．０５％
とした。
Ｂは微量で圧延組織のベイナイト化に有効でかつ安価な
元素である。しかし、Ｂは溶接部靭性、溶接性にとって
極めて有害であり、これは本発明鋼の如き低Ｃ鋼におい
ても同様である。このためＢの含有量についてはとシわ
け十分な配慮が必要である。Ｂ量が多いとＨＡ Ｚが硬
化するだけでなく、オーステナイト粒界にＢ化合物が生
成し、粒界強度が低下するためである。したがってＢ量
の上限’ｒ０．００２％とする。一方、Ｂの焼入性の安
定確保のためには少な（とも０．０００５％が必要であ
る。
元素である。しかし、Ｂは溶接部靭性、溶接性にとって
極めて有害であり、これは本発明鋼の如き低Ｃ鋼におい
ても同様である。このためＢの含有量についてはとシわ
け十分な配慮が必要である。Ｂ量が多いとＨＡ Ｚが硬
化するだけでなく、オーステナイト粒界にＢ化合物が生
成し、粒界強度が低下するためである。したがってＢ量
の上限’ｒ０．００２％とする。一方、Ｂの焼入性の安
定確保のためには少な（とも０．０００５％が必要であ
る。
ＲＥＭ（希土類金属）、ＣａはＭｎＳを球状化させ衝撃
値を向上させる他、制御圧延（ＣＲ）によって延伸化し
たＭｎＳと水素による欠陥の発生を防止する。ＲＥＭの
含有量については０００１％未満であると実用上効果が
なく、また０、０３％を越えて添加するとＲＥＭ、−８
またはＲＥＭ−０−８が大量に生成して大型介在物とな
り、鋼板の靭性のみならず清浄度を損いかつ溶接性に対
し悪影響を及ぼす。またＲＥＭはＳとの相関において靭
性向上、安定化に効果があシ、この最適範囲は（ＲＥＭ
％）／（８％）で１〜１０である。よってＲＥＭの範囲
１ｏ、ｏ ０３〜０．０．３％とした。Ｃａについても
ＲＥＭと同様の効果をもちその有効範囲は０．０００５
〜０．００５％である。特にＣａ添加は本発明鋼の如き
、Ｃｕ添加鋼における熱間圧延中のＣｕ−クラック、Ｈ
ＡＺ割れの防止に極めて有効であり、低Ｓ化と共にＣａ
添加が好ましい。
値を向上させる他、制御圧延（ＣＲ）によって延伸化し
たＭｎＳと水素による欠陥の発生を防止する。ＲＥＭの
含有量については０００１％未満であると実用上効果が
なく、また０、０３％を越えて添加するとＲＥＭ、−８
またはＲＥＭ−０−８が大量に生成して大型介在物とな
り、鋼板の靭性のみならず清浄度を損いかつ溶接性に対
し悪影響を及ぼす。またＲＥＭはＳとの相関において靭
性向上、安定化に効果があシ、この最適範囲は（ＲＥＭ
％）／（８％）で１〜１０である。よってＲＥＭの範囲
１ｏ、ｏ ０３〜０．０．３％とした。Ｃａについても
ＲＥＭと同様の効果をもちその有効範囲は０．０００５
〜０．００５％である。特にＣａ添加は本発明鋼の如き
、Ｃｕ添加鋼における熱間圧延中のＣｕ−クラック、Ｈ
ＡＺ割れの防止に極めて有効であり、低Ｓ化と共にＣａ
添加が好ましい。
この鋼は不純物としてＰ、Ｎ、０’（５含む。通常レベ
ルはＰ≦０．０３０％、Ｎ＜０．００８０％、０≦ｏ、
ｏｏｓ％であるが、Ｃｕ添加鋼においては特に製造上、
材質上可能な限シ低減する必要がある。
ルはＰ≦０．０３０％、Ｎ＜０．００８０％、０≦ｏ、
ｏｏｓ％であるが、Ｃｕ添加鋼においては特に製造上、
材質上可能な限シ低減する必要がある。
望ましい量は、Ｐ＜０．０１０％、Ｎ≦０．００４０チ
、０≦０．００３０％である。
、０≦０．００３０％である。
以上の如（成分系を限定しても製造条件が不適当であれ
ば、優れた強度、靭性を得ることができない。このため
加熱圧延条件も合わせて限定する。
ば、優れた強度、靭性を得ることができない。このため
加熱圧延条件も合わせて限定する。
まず加熱温度についてであるが、Ｃｕ添加鋼における鋼
表面のＣｕ−クラック発生金防ぐためには、低温加熱が
効果的であり、このため上限１１１５０Ｃとした。また
加熱温度’ｅ１１５０Ｃ以下好ましくはＡｃ３変態点以
上とすることによって加熱時のオーステナイト粒が細粒
となり低温靭性も改善される。しかし、加熱後のオース
テナイト粒を如何に細粒化しても単に圧延しただけでは
高強度と優れた低温靭性溶接性をもった鋼板を製造する
ことは難しい。それ故、圧延条件についても制限を加え
る。
表面のＣｕ−クラック発生金防ぐためには、低温加熱が
効果的であり、このため上限１１１５０Ｃとした。また
加熱温度’ｅ１１５０Ｃ以下好ましくはＡｃ３変態点以
上とすることによって加熱時のオーステナイト粒が細粒
となり低温靭性も改善される。しかし、加熱後のオース
テナイト粒を如何に細粒化しても単に圧延しただけでは
高強度と優れた低温靭性溶接性をもった鋼板を製造する
ことは難しい。それ故、圧延条件についても制限を加え
る。
本発明では圧延条件として９０００以下の累積圧下率を
６０％以上かつ仕上温度’１８００１：以下と限定した
。この条件に従えば鋼板の強度、靭性は大幅に向上する
。以下圧延条件の限定理由について述べる。まず９００
Ｃ以下の累積圧下率が６０％以上であると、フェライト
粒が著しく小さくなり強度と靭性が大幅に向上する。し
かし、累積圧下率が６０％未満であると高強度と優れた
靭性全得ることができない。一方９００Ｃ以下の累積圧
下率が６０％以上であっても、仕上温度が５ｏｏｃｉ超
えると優れた強度と靭性をもつ鋼板が製造できない。仕
上温度’１８０００以下とすることによって、フェライ
ト粒の細粒化は著しく促進され、強度、靭性の両方の向
上または靭性を劣化させずに強度全向上させることがで
きる。
６０％以上かつ仕上温度’１８００１：以下と限定した
。この条件に従えば鋼板の強度、靭性は大幅に向上する
。以下圧延条件の限定理由について述べる。まず９００
Ｃ以下の累積圧下率が６０％以上であると、フェライト
粒が著しく小さくなり強度と靭性が大幅に向上する。し
かし、累積圧下率が６０％未満であると高強度と優れた
靭性全得ることができない。一方９００Ｃ以下の累積圧
下率が６０％以上であっても、仕上温度が５ｏｏｃｉ超
えると優れた強度と靭性をもつ鋼板が製造できない。仕
上温度’１８０００以下とすることによって、フェライ
ト粒の細粒化は著しく促進され、強度、靭性の両方の向
上または靭性を劣化させずに強度全向上させることがで
きる。
また、本発明鋼の成分範囲、加熱圧延条件であれば、フ
ェライト−オーステナイト域あるいはフェライト域で相
当量の圧延を行なっても低温靭性は良好であシ、強度を
高めるために有効である。
ェライト−オーステナイト域あるいはフェライト域で相
当量の圧延を行なっても低温靭性は良好であシ、強度を
高めるために有効である。
圧延後の冷却においては、放冷でもよいが、スプレー水
、ミストあるいは空気で強制冷却することは圧延組織の
ベイナイト化、細粒化をはかる上で非常に効果的である
。Ｃｕの析出硬化による強度向上をはかるために、圧延
、冷却後鋼板を５００Ｃ以上Ａｃｌ以下の温度で焼戻し
を行なう。この場合焼戻し温度５００Ｃ未満ではＣｕの
析出硬化が充分に達成できず、又焼戻し温度Ａｃ、超に
なると変態′ｆｆ：開始し析出効果が消失する。
、ミストあるいは空気で強制冷却することは圧延組織の
ベイナイト化、細粒化をはかる上で非常に効果的である
。Ｃｕの析出硬化による強度向上をはかるために、圧延
、冷却後鋼板を５００Ｃ以上Ａｃｌ以下の温度で焼戻し
を行なう。この場合焼戻し温度５００Ｃ未満ではＣｕの
析出硬化が充分に達成できず、又焼戻し温度Ａｃ、超に
なると変態′ｆｆ：開始し析出効果が消失する。
また、本発明の焼戻し作業は脱水素、島状マルテンサン
トの分解による降伏点の向上にも有効である。
トの分解による降伏点の向上にも有効である。
実施例
次に本発明の実施例について述べる。
転炉一連鋳工程で製造した種々の化学成分の鋼片を用い
、加熱、圧延、冷却条件の異なる板厚１４〜３０１１８
の鋼板を製造した。大部分の鋼板は圧延後に焼戻し処理
を行なっており、一部のものは圧延、４母材および溶接
部の機械的性質について調べた。結果を表１に示す。表
中の鋼１〜６は本発明鋼であり、鋼７〜１２は比較鋼で
ある。鋼７はＣが上限値を超え、Ｃｕが下限値に満たな
いものであり、低温における衝撃特性が劣り、溶接部の
最高硬さが著しく高い。鋼８はＣｕが下限値に満たず、
低温靭性、溶接性は良好であるが、強度が化学成分に比
して必ずしも十分でない。鋼９は加熱温度及びＳ量が上
限値を超え、熱間圧延中にＣｕ−クラックが発生し、製
品にならない。鋼１０は強度は厚肉にもかかわらず十分
比ているが、９００Ｃ以下の累積圧下率が下限値に満た
ないために低温での衝撃特性が劣っている。鋼１１．１
２は圧延、冷却後焼戻しを行なっていないものである。
、加熱、圧延、冷却条件の異なる板厚１４〜３０１１８
の鋼板を製造した。大部分の鋼板は圧延後に焼戻し処理
を行なっており、一部のものは圧延、４母材および溶接
部の機械的性質について調べた。結果を表１に示す。表
中の鋼１〜６は本発明鋼であり、鋼７〜１２は比較鋼で
ある。鋼７はＣが上限値を超え、Ｃｕが下限値に満たな
いものであり、低温における衝撃特性が劣り、溶接部の
最高硬さが著しく高い。鋼８はＣｕが下限値に満たず、
低温靭性、溶接性は良好であるが、強度が化学成分に比
して必ずしも十分でない。鋼９は加熱温度及びＳ量が上
限値を超え、熱間圧延中にＣｕ−クラックが発生し、製
品にならない。鋼１０は強度は厚肉にもかかわらず十分
比ているが、９００Ｃ以下の累積圧下率が下限値に満た
ないために低温での衝撃特性が劣っている。鋼１１．１
２は圧延、冷却後焼戻しを行なっていないものである。
鋼１１ではその化学成分１ｔこ比して強度が低（、また
鋼１２では、圧延後水冷のため強度は高いが低温靭性が
著しく劣る。
鋼１２では、圧延後水冷のため強度は高いが低温靭性が
著しく劣る。
本発明鋼の鋼１〜６については母材における強度、低温
衝撃特性及び溶接部靭性、最高硬さ共に優れている。
衝撃特性及び溶接部靭性、最高硬さ共に優れている。
以上の実施例からもわかるように、本発明は特定成分の
調音低温加熱し、特定の圧延条件で圧延後、放冷または
強制冷却全行ない、その後焼戻し処理を行なった状態で
、強度、靭性及び溶接特性のバランスの著しく優れた鋼
板の製造を可能ならしめるものであって工業上大きなメ
リットが得られる。
調音低温加熱し、特定の圧延条件で圧延後、放冷または
強制冷却全行ない、その後焼戻し処理を行なった状態で
、強度、靭性及び溶接特性のバランスの著しく優れた鋼
板の製造を可能ならしめるものであって工業上大きなメ
リットが得られる。
千に左上ｉｆｊ Ｔｆ丁ｇ）（自発）
ＩＹＪ和５和平９年１月３
０日庁長官 若 杉 和 夫 殿
１、ＪＩ件の表示
昭和５８年特許願第１４１１７７号
２、発明の名称
溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法
３、補正をする者
事件との関係 出願人
住所 東京都千代田区大手町二丁目６番３号名称 （６
６５）新日本製鐵株式会社 ４、代 理 人 ５、補正の対象 明細書の特許請求の範囲および発明の
詳細な説明 ８、補正の内容 （１）明細書の特許請求の範囲の記載を別紙の通り訂正
する。
６５）新日本製鐵株式会社 ４、代 理 人 ５、補正の対象 明細書の特許請求の範囲および発明の
詳細な説明 ８、補正の内容 （１）明細書の特許請求の範囲の記載を別紙の通り訂正
する。
（２）明細書第１１頁６行の「である。」の次に「しか
し、本発明法では低温加熱などの採用によってＮｉ添加
量をＮｉ＜Ｃｕ／２とすることが可能であり安価に含Ｃ
ｕ鋼を製造できる。」を追加する。
し、本発明法では低温加熱などの採用によってＮｉ添加
量をＮｉ＜Ｃｕ／２とすることが可能であり安価に含Ｃ
ｕ鋼を製造できる。」を追加する。
（３）明細書第１４頁１〜２行の「される。」の次に「
この場合、特に加熱温度を１０５０°Ｃ以下とすればＮ
１を添加しなくてもＣｕ−クラックが防止でき、製造コ
スト上極めて好ましいものとなる。」を挿入する。
この場合、特に加熱温度を１０５０°Ｃ以下とすればＮ
１を添加しなくてもＣｕ−クラックが防止でき、製造コ
スト上極めて好ましいものとなる。」を挿入する。
２、特許請求の範囲
（＋） Ｃ： ０．００５〜０．０９０Ｌ Ｓ ｉ ：
０．６％以下。
０．６％以下。
Ｍｎ ： ０．８−２．２％、 Ｎｂ ： ０．００５
〜０．０８％ 。
〜０．０８％ 。
Ｃｕ ： ０．５〜１．５Ｌ Ａｉ ： ０．００５〜
０．０８ｇ 。
０．０８ｇ 。
Ｓ ： ０．００３１以下
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を１
１５０°Ｃ以下の温度に加熱し、その後の圧延にあたっ
て８００°Ｃ以下の累積圧下率が６０％以上でかつ仕上
温度８００°Ｃ以下の圧延を行ない、放冷または強制冷
却後５００°Ｃ以上Ａ＋４以下の温度で焼戻しを行なう
ことを特徴とする溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添
加鋼の製造法。
１５０°Ｃ以下の温度に加熱し、その後の圧延にあたっ
て８００°Ｃ以下の累積圧下率が６０％以上でかつ仕上
温度８００°Ｃ以下の圧延を行ない、放冷または強制冷
却後５００°Ｃ以上Ａ＋４以下の温度で焼戻しを行なう
ことを特徴とする溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添
加鋼の製造法。
（２） Ｃ： ０．００５〜０．０９０％、 Ｓ ｉ
： ０．６％以下。
： ０．６％以下。
Ｍｎ ： Ｏ，ｆｌ−２，２％、 Ｎｂ ： ０．００
５−０．０８％ 。
５−０．０８％ 。
Ｃｕ ： ０．５〜１．５％、 ＡＪＩ−： ０．００
５〜０．０８％ 。
５〜０．０８％ 。
Ｓ ： ０．００３Ｘ以下
を含有し、さらに
Ｃｒ ： ０．１〜０．５＄、 Ｎｉ ： ０．１−２
．ＯＬＭｏ ： ０．０５−０．３％、 Ｖ ： ０．
０１〜０．１０％ 。
．ＯＬＭｏ ： ０．０５−０．３％、 Ｖ ： ０．
０１〜０．１０％ 。
Ｔ ｉ ： ０．００５〜０．０２５Ｌ Ｂ ： ０．
０００５〜０．００２Ｘ。
０００５〜０．００２Ｘ。
Ｃａ ： ０．０００５−０．００５％、ＲＥＭ ：
０−００３〜０．０３％の１種または２種以上 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりな旦Ｎｉを添
加する場合はＮｉ＜Ｃｕ／２を満足する細片を１１５０
℃以下の温度に加熱し、その後の圧延にあたって８００
°Ｃ以下の累積圧下率が６０％以上でかつ仕上温度８０
０℃以下の圧延を行ない、放冷または強制冷却後５００
°Ｃ以上Ａｃｌ以下の温度で焼戻しを行なうことを特徴
とする溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造
法。
０−００３〜０．０３％の１種または２種以上 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりな旦Ｎｉを添
加する場合はＮｉ＜Ｃｕ／２を満足する細片を１１５０
℃以下の温度に加熱し、その後の圧延にあたって８００
°Ｃ以下の累積圧下率が６０％以上でかつ仕上温度８０
０℃以下の圧延を行ない、放冷または強制冷却後５００
°Ｃ以上Ａｃｌ以下の温度で焼戻しを行なうことを特徴
とする溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造
法。
手続補正書（自発）
昭和５９年１０月７．２日
特許庁長官 志 賀 学 殿
１、事件の表示
昭和５８年特許願第１４１１７７号
２、発明の名称
溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法
３、補正をする者
事件との関係 出願人
住所 東京都千代田区大手町二丁目６番３号名称 （６
６５）新日本製鐵株式会社 ４代 理 人 ５、補正の対象 明細書の特許請求の範囲および発明の詳細な説明 ６、補正の内容 （１）明細書の特許請求の範囲を、俗の如く補正する。
６５）新日本製鐵株式会社 ４代 理 人 ５、補正の対象 明細書の特許請求の範囲および発明の詳細な説明 ６、補正の内容 （１）明細書の特許請求の範囲を、俗の如く補正する。
［特許請求の範囲
（１） Ｃ： ０．００５〜０．０９０１Ｅ、 Ｓ ｉ
： ０．６＄以下。
： ０．６＄以下。
Ｍｎ ： ０．８〜２．２％、 Ｎｂ ： ０．００５
−０．０８％ 。
−０．０８％ 。
Ｃｕ ： ０．５−１．５％、 Ａｉ ： ０．００５
〜０．０８％ 。
〜０．０８％ 。
Ｓ ： ０．００３％以下
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる連、°１
゛法によ番゛シた鋼片を１１５０℃以下の温度に加熱し
、その後の圧延にあたって９００℃以下の累積圧下率が
６０％以上でかつ仕上温度８００℃以下の圧延を行ない
、放冷または強制冷却後５００°Ｃ以上Ａｃ１ 以下の
温度で焼戻しを行なうことを特徴とする溶接性および低
温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法。
゛法によ番゛シた鋼片を１１５０℃以下の温度に加熱し
、その後の圧延にあたって９００℃以下の累積圧下率が
６０％以上でかつ仕上温度８００℃以下の圧延を行ない
、放冷または強制冷却後５００°Ｃ以上Ａｃ１ 以下の
温度で焼戻しを行なうことを特徴とする溶接性および低
温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法。
（２） Ｃ： ０．００５−０．０９０％、 Ｓ ｉ
： ０．１４以下。
： ０．１４以下。
Ｍｎ ： ０．８〜２．２ｚ、Ｎｂ ： ０．００５〜
０．０８！ 。
０．０８！ 。
Ｃｕ ： ０．５〜１．５％、 ＡＮ ： ０．００５
−０．０８Ｋ 。
−０．０８Ｋ 。
Ｓ ： ０．００３％以下
を含有し、さらに
Ｃｒ ： ０．１〜０．５％、Ｎｉ ： ０．１〜２．
０％。
０％。
Ｍｏ ＋ ０．０５−０．３％ 、、Ｖ ： ０．０１
〜０．１０％ 。
〜０．１０％ 。
Ｔｉ ： ０．００５−０．０２５Ｌ Ｂ ： ０．０
００５〜０．００２Ｋ。
００５〜０．００２Ｋ。
Ｃａ ： ０．０００５〜０．００５ｚ、ＨＥＭ ：
０．００３〜０．０３Ｘの１種または２種以上 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなりＮｉを添
加する場合はＮｉ＜Ｃｕ／２を満足する’ＪＬＭｌ＋
告りによし・パ′シた鋼片を１１５０°Ｃ以下の温度に
加熱し、その後の圧延にあたって９００°Ｃ以下の累積
川下率が６０％以上でかつ仕上温度８００℃以下の圧延
を行ない、放冷または強制冷却後５００℃以、１−ＡＣ
＋以下の温度で焼戻しを行なうことを特徴とする溶接性
および低温靭性の倹れたＣｕ添加鋼の製造法。」 （２）明細書第４頁１２行口〜１３行［Ｊの「よりなる
鋼片を」を「よりなる連続鋳造法により製造した鋼片を
」と補正する。
０．００３〜０．０３Ｘの１種または２種以上 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなりＮｉを添
加する場合はＮｉ＜Ｃｕ／２を満足する’ＪＬＭｌ＋
告りによし・パ′シた鋼片を１１５０°Ｃ以下の温度に
加熱し、その後の圧延にあたって９００°Ｃ以下の累積
川下率が６０％以上でかつ仕上温度８００℃以下の圧延
を行ない、放冷または強制冷却後５００℃以、１−ＡＣ
＋以下の温度で焼戻しを行なうことを特徴とする溶接性
および低温靭性の倹れたＣｕ添加鋼の製造法。」 （２）明細書第４頁１２行口〜１３行［Ｊの「よりなる
鋼片を」を「よりなる連続鋳造法により製造した鋼片を
」と補正する。
（３）同第５頁１行目のｒＭｕ ： ０．８〜２．２ｚ
、ＪをｒＭｎ ： ０．ｆｌ−２，２％、Ｊと補正する
。
、ＪをｒＭｎ ： ０．ｆｌ−２，２％、Ｊと補正する
。
（４）同第５頁１１行１１〜１２行目の［よりなる鋼片
を」を「よりなる連＃Ｏ１！鋳造法により製造した鋼片
を」と補正する。
を」を「よりなる連＃Ｏ１！鋳造法により製造した鋼片
を」と補正する。
（５）同第６頁１５行目の「、低温加熱」を「、連続鋳
造スラブの低温加熱」と補正する。
造スラブの低温加熱」と補正する。
（６）同第１３）ｔ１５行目〜１６行目の「ない。・・
・・・・Ｃｕ添加鋼に」を以下の如く補正する。
・・・・Ｃｕ添加鋼に」を以下の如く補正する。
「ない。このため製造条件も合わせて限定する。
まず、鋼片の製造法であるが、従来の造塊−分塊法では
、Ｃｕ添加鋼に発生するＣｕ−クランクを防＋ｈするこ
とができないため、連続鋳造法によって製造することを
限定した。即ち、造塊−分塊法では、概ね１２００℃以
上の均熱、圧延工程が必須であり、鋼表面におけるスケ
ール発生が大となるためＣｕ−クラックが発生する。し
かし、均熱温度を低温（１１５０°Ｃ）以下とすると、
大型鋼塊では灼熱までに長時間を必要とし、工業化は不
可能である。
、Ｃｕ添加鋼に発生するＣｕ−クランクを防＋ｈするこ
とができないため、連続鋳造法によって製造することを
限定した。即ち、造塊−分塊法では、概ね１２００℃以
上の均熱、圧延工程が必須であり、鋼表面におけるスケ
ール発生が大となるためＣｕ−クラックが発生する。し
かし、均熱温度を低温（１１５０°Ｃ）以下とすると、
大型鋼塊では灼熱までに長時間を必要とし、工業化は不
可能である。
次に加熱温度についてであるが、Ｃｕ添加鋼に」
（７）同第１５頁１１行目の「を行なう。」の後に次の
文を挿入する。
文を挿入する。
「鋼板を冷間加工により成形して製造した鋼管（例えば
ＵＯ鋼管）を同様の焼戻し温度で焼戻ししてもよい。」
ＵＯ鋼管）を同様の焼戻し温度で焼戻ししてもよい。」
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．００５〜０．０９０％、Ｓｉ：０．６チ以
下、Ｍｎ ： ０．６〜２．’２ ％＋ Ｎｂ ： Ｏ
，’００５〜０．０８ ％。 Ｃｕ ： ０．５〜１．５％、ｕ：ｏ、ｏｏ！５〜ｏ、
ｏｓ％。 Ｓ：０．００３チ以下 全含有し、残部鉄及び不可避的不純物よシなる鋼片’ｉ
ｌ １５ ＱＣ以下の温度に加熱し、その後の圧延にあ
たって９００Ｃ以下の累積圧下率が６０％以上でかつ仕
上温度８０００以下の圧延を行ない、放冷または強制冷
却後５００Ｃ以上Ａｃ１ 以下の温度で焼戻しを行なう
ことを特徴とする溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添
加鋼の製造法。 ２、 ０：０．００５〜０．０９０％、Ｓｉ：０．６％
以下。 Ｍｎ：０．６〜２．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８
０％。 Ｃｕ ： ０．５−１．５％、ＡＲ，：ｏ、００５〜０
．０８％。 Ｓ：０．００３％以下 １ｒを含有し、さらに Ｃｒ ： ０．１−０．５％、Ｎｉ：Ｏ１１〜２．０
％ 、Ｍｏ ： −０，０，５〜０．３％、Ｖ ： ０
．０１〜０．１０ ％、Ｔｉ ：０．００５〜０．０２
５％、Ｂ：０．０００５〜０．００２％。 Ｃａ ：０．０００５〜０．００５％−、、ＲＥＭ：
０．００３〜０．０３％の１種または２種以上 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼Ｊｉｉ
ｌ１５０Ｃ以下の温厚に加熱し、その後の圧延にあたっ
て９００Ｃ以下の累積圧下率が６０％以上でかつ仕上温
度８００Ｃ以下の圧延を行ない、放冷または強′□制冷
却後５００Ｃ以上Ａｃ４以下の温度で焼戻しを行なうこ
とを特徴とする溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加
鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58141177A JPS6059018A (ja) | 1983-08-03 | 1983-08-03 | 溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58141177A JPS6059018A (ja) | 1983-08-03 | 1983-08-03 | 溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6059018A true JPS6059018A (ja) | 1985-04-05 |
| JPS625216B2 JPS625216B2 (ja) | 1987-02-03 |
Family
ID=15285932
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58141177A Granted JPS6059018A (ja) | 1983-08-03 | 1983-08-03 | 溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6059018A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61149430A (ja) * | 1984-12-25 | 1986-07-08 | Kawasaki Steel Corp | 低温じん性および溶接性の優れた低Ｃ−Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法 |
| JPS6254019A (ja) * | 1985-09-03 | 1987-03-09 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性および低温靭性に優れた８０キロ級極厚高張力鋼板の製造方法 |
| JPS62243738A (ja) * | 1986-04-17 | 1987-10-24 | Nippon Steel Corp | 高耐食性鋼材 |
| JPS62256915A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高張力鋼板の製造方法 |
| JPH0215122A (ja) * | 1988-07-04 | 1990-01-18 | Kobe Steel Ltd | 溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法 |
| JPH02129317A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-05-17 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた８０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼の製造法 |
| JPH03193819A (ja) * | 1989-12-25 | 1991-08-23 | Kawasaki Steel Corp | Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法 |
| JP2010150608A (ja) * | 2008-12-25 | 2010-07-08 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用厚鋼板 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110760757B (zh) * | 2019-08-14 | 2021-12-03 | 钢铁研究总院 | 一种热轧钢筋的低成本强化工艺 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5792129A (en) * | 1980-11-27 | 1982-06-08 | Nippon Steel Corp | Production of nonrefined high toughness steel |
| JPS5896817A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靭性を有する高張力熱間圧延鋼材の製造法 |
-
1983
- 1983-08-03 JP JP58141177A patent/JPS6059018A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5792129A (en) * | 1980-11-27 | 1982-06-08 | Nippon Steel Corp | Production of nonrefined high toughness steel |
| JPS5896817A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靭性を有する高張力熱間圧延鋼材の製造法 |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61149430A (ja) * | 1984-12-25 | 1986-07-08 | Kawasaki Steel Corp | 低温じん性および溶接性の優れた低Ｃ−Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法 |
| JPS6254019A (ja) * | 1985-09-03 | 1987-03-09 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性および低温靭性に優れた８０キロ級極厚高張力鋼板の製造方法 |
| JPS62243738A (ja) * | 1986-04-17 | 1987-10-24 | Nippon Steel Corp | 高耐食性鋼材 |
| JPS62256915A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高張力鋼板の製造方法 |
| JPH0215122A (ja) * | 1988-07-04 | 1990-01-18 | Kobe Steel Ltd | 溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法 |
| JPH02129317A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-05-17 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた８０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼の製造法 |
| JPH03193819A (ja) * | 1989-12-25 | 1991-08-23 | Kawasaki Steel Corp | Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法 |
| JP2010150608A (ja) * | 2008-12-25 | 2010-07-08 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用厚鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS625216B2 (ja) | 1987-02-03 |
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