JP2001226737A - 低降伏比高張力非調質鋼及びその製造方法 - Google Patents
低降伏比高張力非調質鋼及びその製造方法Info
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- JP2001226737A JP2001226737A JP2000037164A JP2000037164A JP2001226737A JP 2001226737 A JP2001226737 A JP 2001226737A JP 2000037164 A JP2000037164 A JP 2000037164A JP 2000037164 A JP2000037164 A JP 2000037164A JP 2001226737 A JP2001226737 A JP 2001226737A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ４８０Ｎ／mm2以上の高ＹＳを保持したまま
降伏比を８０％以下に低減させた低降伏比高張力非調質
鋼を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１４％、
Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｃｒ：０．０３
％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．
００８％、Ａｌ：０．０５％以下を満たす鋼であって、
島状ＭＡ組織を体積分率で０．５〜３．０％占める様に
し、且つ島状ＭＡ組織の平均粒径が１〜４μｍとなるよ
うにする。
降伏比を８０％以下に低減させた低降伏比高張力非調質
鋼を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１４％、
Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｃｒ：０．０３
％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．
００８％、Ａｌ：０．０５％以下を満たす鋼であって、
島状ＭＡ組織を体積分率で０．５〜３．０％占める様に
し、且つ島状ＭＡ組織の平均粒径が１〜４μｍとなるよ
うにする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ラインパイプや建
築用構造物等に使用される、低降伏比・高張力の両特性
及び優れた延性や靭性を満足する非調質鋼に関するもの
であり、特に、高い降伏応力を保持したまま降伏比を低
減させた低降伏比高張力非調質鋼に関するものである。
築用構造物等に使用される、低降伏比・高張力の両特性
及び優れた延性や靭性を満足する非調質鋼に関するもの
であり、特に、高い降伏応力を保持したまま降伏比を低
減させた低降伏比高張力非調質鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、建築用構造物に使用される鋼材に
は、耐震性等の見地から厳しい強度、靭性及び溶接性等
の材質特性が要求されている。
は、耐震性等の見地から厳しい強度、靭性及び溶接性等
の材質特性が要求されている。
【０００３】このような要求に対し、鋼の降伏比（以
下、ＹＲと略すことがある）を低減させる従来技術とし
て、鋼材を熱間圧延し次いで冷却後、二相域に再加熱し
てフェライト組織中にベイナイト或いはマルテンサイト
を分散させる方法が提案されている（特開平８−２８３
８３８号公報、特公昭６０−５７４９０号公報）。しか
しこの方法では、ＹＲの低減は達成できるものの降伏強
度（以下、ＹＳと略すことがある）が極端に低くなる。
また、量産が困難で高コストとなる等の問題がある。
下、ＹＲと略すことがある）を低減させる従来技術とし
て、鋼材を熱間圧延し次いで冷却後、二相域に再加熱し
てフェライト組織中にベイナイト或いはマルテンサイト
を分散させる方法が提案されている（特開平８−２８３
８３８号公報、特公昭６０−５７４９０号公報）。しか
しこの方法では、ＹＲの低減は達成できるものの降伏強
度（以下、ＹＳと略すことがある）が極端に低くなる。
また、量産が困難で高コストとなる等の問題がある。
【０００４】尚、本発明鋼をラインパイプ用鋼として
使用する場合には、引張特性や靭性を向上させると共
に、耐ＨＩＣ（耐水素誘起割れ）性、及び耐ＳＳＣ（耐
硫化物応力腐食割れ）性の向上も図る必要がある。従来
技術では、優れた耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣ性を得る為
に、ＣとＭｎを低減させ、ＣｒとＭｏを複合添加して高
強度化を図る方法が提案されている（例えば特開平５−
２７１７６６号公報）が、この方法ではＹＲの低減が困
難である。
使用する場合には、引張特性や靭性を向上させると共
に、耐ＨＩＣ（耐水素誘起割れ）性、及び耐ＳＳＣ（耐
硫化物応力腐食割れ）性の向上も図る必要がある。従来
技術では、優れた耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣ性を得る為
に、ＣとＭｎを低減させ、ＣｒとＭｏを複合添加して高
強度化を図る方法が提案されている（例えば特開平５−
２７１７６６号公報）が、この方法ではＹＲの低減が困
難である。
【０００５】更に、耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣ性を向上
させる鋼板製造技術として、圧延後の冷却を加速冷却で
行うことが提案されている（例えば特公昭６３−１３６
９号公報）。しかし、加速冷却を行うと鋼の材質がばら
つき易い為、ラインパイプを製造する際に鋼板の曲がり
具合が不均一になる等の問題が生じ得る。
させる鋼板製造技術として、圧延後の冷却を加速冷却で
行うことが提案されている（例えば特公昭６３−１３６
９号公報）。しかし、加速冷却を行うと鋼の材質がばら
つき易い為、ラインパイプを製造する際に鋼板の曲がり
具合が不均一になる等の問題が生じ得る。
【０００６】また、高強度かつ低温靭性の優れた鋼板
の製造方法として、圧延前のスラブ平均加熱温度を１０
００℃以下にして初期オーステナイト粒径を小さくし、
微細フェライト−マルテンサイトの２相組織化を促進さ
せる方法が提案されている（特開平５−２５５７４４号
公報）。しかし、スラブ平均加熱温度を１０００℃以下
にすると、析出強化させるために添加したＮｂやＶが未
固溶の炭窒化物となる為、高価なＮｂやＶの添加量に見
合うだけの強度が得られず不経済である。
の製造方法として、圧延前のスラブ平均加熱温度を１０
００℃以下にして初期オーステナイト粒径を小さくし、
微細フェライト−マルテンサイトの２相組織化を促進さ
せる方法が提案されている（特開平５−２５５７４４号
公報）。しかし、スラブ平均加熱温度を１０００℃以下
にすると、析出強化させるために添加したＮｂやＶが未
固溶の炭窒化物となる為、高価なＮｂやＶの添加量に見
合うだけの強度が得られず不経済である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこの様な事情
に鑑みてなされたものであり、その目的とするところ
は、４８０Ｎ／ｍｍ2以上の高い降伏応力を維持したま
ま、降伏比を８０％以下に低減させた低降伏比高張力鋼
を、非調質で製造して提供することにある。
に鑑みてなされたものであり、その目的とするところ
は、４８０Ｎ／ｍｍ2以上の高い降伏応力を維持したま
ま、降伏比を８０％以下に低減させた低降伏比高張力鋼
を、非調質で製造して提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明の鋼材とは、質量％で、Ｃ：０．０６〜
０．１４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｃ
ｒ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．０５〜
０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．０
０１〜０．００８％、Ａｌ：０．０５％以下を満たす鋼
であって、島状ＭＡ組織が体積分率で０．５〜３．０％
を占め、且つ島状ＭＡ組織の平均粒径が１〜４μｍであ
ることを要旨とする。
のできた本発明の鋼材とは、質量％で、Ｃ：０．０６〜
０．１４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜２％、Ｃ
ｒ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．０５〜
０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．０
０１〜０．００８％、Ａｌ：０．０５％以下を満たす鋼
であって、島状ＭＡ組織が体積分率で０．５〜３．０％
を占め、且つ島状ＭＡ組織の平均粒径が１〜４μｍであ
ることを要旨とする。
【０００９】更に他の元素として、Ｃｕ：０．５％以
下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃａ：０．００５％以下より
なる群から選択される少なくとも１種の元素を含んでも
よい。
下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃａ：０．００５％以下より
なる群から選択される少なくとも１種の元素を含んでも
よい。
【００１０】また、本発明の製法は、上記低降伏比高張
力非調質鋼を製造する方法を特定するもので、仕上圧延
後の冷却工程でのＡｒ3点から５００℃までの平均冷却
速度を０．３〜３℃／secとするところに特徴を有して
いる。更に、本発明の製法では、鋳片を平均加熱温度１
０００℃以上で３０分間以上保持した上で熱間圧延に供
することが望ましい。
力非調質鋼を製造する方法を特定するもので、仕上圧延
後の冷却工程でのＡｒ3点から５００℃までの平均冷却
速度を０．３〜３℃／secとするところに特徴を有して
いる。更に、本発明の製法では、鋳片を平均加熱温度１
０００℃以上で３０分間以上保持した上で熱間圧延に供
することが望ましい。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明者らは、前述した様な状況
の下、高ＹＳを保持させたまま低ＹＲ化を実現させた非
調質鋼の開発を期して鋭意研究を進めた結果、金属組織
中の島状ＭＡ組織のサイズ及び占有率を適正に制御する
ことが有効であることを見出した。そして、これらの知
見を利用することにより、ＹＳを４８０Ｎ／mm2以上に
維持したままＹＲを８０％以下に低減させた低降伏比高
張力鋼が、非調質で得られることを突き止めた。更に、
上記特性の発揮に寄与する最適サイズ且つ最適量の島状
ＭＡ組織を、非調質で得る為の化学成分と製造方法につ
いて、追求を重ねた結果、上記本発明に想到したもので
ある。
の下、高ＹＳを保持させたまま低ＹＲ化を実現させた非
調質鋼の開発を期して鋭意研究を進めた結果、金属組織
中の島状ＭＡ組織のサイズ及び占有率を適正に制御する
ことが有効であることを見出した。そして、これらの知
見を利用することにより、ＹＳを４８０Ｎ／mm2以上に
維持したままＹＲを８０％以下に低減させた低降伏比高
張力鋼が、非調質で得られることを突き止めた。更に、
上記特性の発揮に寄与する最適サイズ且つ最適量の島状
ＭＡ組織を、非調質で得る為の化学成分と製造方法につ
いて、追求を重ねた結果、上記本発明に想到したもので
ある。
【００１２】以下、本発明において鋼材の金属組織や化
学成分等を定めた理由を述べる。
学成分等を定めた理由を述べる。
【００１３】島状ＭＡ組織とは、マルテンサイトとオー
ステナイトの複合組織を指すが、本発明鋼における島状
ＭＡ組織は、マルテンサイト単相に近い金属組織を示
す。島状ＭＡ組織が、鋼の高強度化及び低ＹＲ化に有効
である理由は、島状ＭＡ組織周辺のフェライトに可動転
位が導入されてＹＳの極端な向上が抑えられると共に、
島状ＭＡ組織自体が非常に硬いのでＴＳが向上する為と
推察される。
ステナイトの複合組織を指すが、本発明鋼における島状
ＭＡ組織は、マルテンサイト単相に近い金属組織を示
す。島状ＭＡ組織が、鋼の高強度化及び低ＹＲ化に有効
である理由は、島状ＭＡ組織周辺のフェライトに可動転
位が導入されてＹＳの極端な向上が抑えられると共に、
島状ＭＡ組織自体が非常に硬いのでＴＳが向上する為と
推察される。
【００１４】島状ＭＡ組織は、この様に優れた引張特性
を得る上で有効に作用するが、その体積分率及びサイズ
が本発明の範囲を外れると、これらの優れた特性が得難
くなる。即ち、島状ＭＡ組織の体積分率が小さすぎる
と、ＭＡ組織周辺の可動転位密度が低下する為、ＹＲを
低減させることができない。従って、島状ＭＡ組織は体
積分率で０．５％以上、好ましくは１．０％以上とす
る。しかし、島状ＭＡ組織の体積分率が大きすぎても、
延性、靭性が低下する為、３．０％以下、好ましくは
２．５％以下に抑える。
を得る上で有効に作用するが、その体積分率及びサイズ
が本発明の範囲を外れると、これらの優れた特性が得難
くなる。即ち、島状ＭＡ組織の体積分率が小さすぎる
と、ＭＡ組織周辺の可動転位密度が低下する為、ＹＲを
低減させることができない。従って、島状ＭＡ組織は体
積分率で０．５％以上、好ましくは１．０％以上とす
る。しかし、島状ＭＡ組織の体積分率が大きすぎても、
延性、靭性が低下する為、３．０％以下、好ましくは
２．５％以下に抑える。
【００１５】また、島状ＭＡ組織の平均粒径が小さすぎ
ると、可動転位が導入され難い為、ＹＲは低下しない。
従って、島状ＭＡ組織の平均粒径は１μｍ以上、好まし
くは２μｍ以上に制御する。しかし、島状ＭＡ組織の平
均粒径が大きすぎても、延性、特に靭性が低下する為、
その平均粒径は４μｍ以下、好ましくは３．５μｍ以下
に抑える。
ると、可動転位が導入され難い為、ＹＲは低下しない。
従って、島状ＭＡ組織の平均粒径は１μｍ以上、好まし
くは２μｍ以上に制御する。しかし、島状ＭＡ組織の平
均粒径が大きすぎても、延性、特に靭性が低下する為、
その平均粒径は４μｍ以下、好ましくは３．５μｍ以下
に抑える。
【００１６】次に、上記島状ＭＡ組織の生成には、化学
成分の制御が重要であることを図１〜３の金属組織写真
を用いて説明する。
成分の制御が重要であることを図１〜３の金属組織写真
を用いて説明する。
【００１７】図１は、Ｃ：０．１％、Ｍｎ：１．５％、
Ｖ：０．０５％、Ｎｂ：０．０２５％を含有する鋼（以
下、ベース鋼という）にレペラ腐食（JOURNAL OF METAL
S 1980年３月 第38，39頁参照）を施し、顕微鏡撮影し
た金属組織写真である。
Ｖ：０．０５％、Ｎｂ：０．０２５％を含有する鋼（以
下、ベース鋼という）にレペラ腐食（JOURNAL OF METAL
S 1980年３月 第38，39頁参照）を施し、顕微鏡撮影し
た金属組織写真である。
【００１８】島状ＭＡ組織は、レペラ腐食を施すこと
で、後述の図２に示す様に白く現出するが、図１には白
色部分が見られない。つまり、島状ＭＡ組織が生成して
おらず、上記の島状ＭＡ組織による効果を得ることが出
来ない。
で、後述の図２に示す様に白く現出するが、図１には白
色部分が見られない。つまり、島状ＭＡ組織が生成して
おらず、上記の島状ＭＡ組織による効果を得ることが出
来ない。
【００１９】図２は、ベース鋼の上記化学成分に加えて
Ｍｏを０．２５％含有させた鋼の金属組織であるが、白
色部分、即ち好適なサイズの島状ＭＡ組織が数多く発生
しており、上記島状ＭＡ組織の効果が発揮される望まし
い組織を示している。
Ｍｏを０．２５％含有させた鋼の金属組織であるが、白
色部分、即ち好適なサイズの島状ＭＡ組織が数多く発生
しており、上記島状ＭＡ組織の効果が発揮される望まし
い組織を示している。
【００２０】また、図３は、ベース鋼の上記化学成分に
加えてＭｏを０．２％及びＣｒを０．１５％含有させた
鋼の金属組織であるが、Ｍｏを添加しているにもかかわ
らず島状ＭＡ組織は殆ど生成していない。この理由とし
て、Ｍｏがセメンタイトの生成を促進させることなく焼
入れ性を向上させる元素であるのに対し、Ｃｒは、焼入
れ性を向上させる一方、セメンタイトを形成する元素で
もあるので、Ｃｒの添加によりセメンタイトが生成し易
くなり、結果としてパーライト組織となり易く、島状Ｍ
Ａ組織の生成が阻害されたものと推察される。
加えてＭｏを０．２％及びＣｒを０．１５％含有させた
鋼の金属組織であるが、Ｍｏを添加しているにもかかわ
らず島状ＭＡ組織は殆ど生成していない。この理由とし
て、Ｍｏがセメンタイトの生成を促進させることなく焼
入れ性を向上させる元素であるのに対し、Ｃｒは、焼入
れ性を向上させる一方、セメンタイトを形成する元素で
もあるので、Ｃｒの添加によりセメンタイトが生成し易
くなり、結果としてパーライト組織となり易く、島状Ｍ
Ａ組織の生成が阻害されたものと推察される。
【００２１】即ち、本発明者らは、高ＹＳを維持したま
ま低ＹＲ化を達成するのに必要な、最適サイズ且つ最適
量の島状ＭＡ組織を得るには、適量のＭｏを鋼中に含有
させ、且つＣｒの含有量を極力低減する必要があること
を見出した。
ま低ＹＲ化を達成するのに必要な、最適サイズ且つ最適
量の島状ＭＡ組織を得るには、適量のＭｏを鋼中に含有
させ、且つＣｒの含有量を極力低減する必要があること
を見出した。
【００２２】上述の通り、Ｍｏは島状ＭＡ組織の形成に
必須の元素である為、０．０５％以上、好ましくは０．
１５％以上含有させる。ただし、過剰に添加すると溶接
性を阻害する為、０．３％以下、好ましくは０．２７％
以下に抑える。
必須の元素である為、０．０５％以上、好ましくは０．
１５％以上含有させる。ただし、過剰に添加すると溶接
性を阻害する為、０．３％以下、好ましくは０．２７％
以下に抑える。
【００２３】またＣｒは、強度向上に有効な元素である
が、上述の通り島状ＭＡ組織の形成を阻害するため、そ
の含有量は極力小さいことが望ましく、少なくとも０．
０３％以下に抑える。
が、上述の通り島状ＭＡ組織の形成を阻害するため、そ
の含有量は極力小さいことが望ましく、少なくとも０．
０３％以下に抑える。
【００２４】また、本発明は強度を確保する為にＶ及び
Ｎｂを添加している。Ｃ，Ｍｎは強度確保には好ましい
が、溶接性を劣化させるので、これらの元素に代えてＶ
及びＮｂを添加し、高強度及び溶接性の両特性を確保し
た。
Ｎｂを添加している。Ｃ，Ｍｎは強度確保には好ましい
が、溶接性を劣化させるので、これらの元素に代えてＶ
及びＮｂを添加し、高強度及び溶接性の両特性を確保し
た。
【００２５】特にＶは、Ｍｏとの複合添加によりＹＲを
極端に上げることなく、強度を向上させるのに有効な元
素である。即ち、ＶＣを単独で析出させると、その炭化
物サイズが微小となる為ＹＲが極端に上がってしまう。
しかしＭｏを併存させると、ＭｏがＶＣ中に固溶してＶ
Ｃは適度な大きさとなる為、ＹＲの極端な上昇が緩和さ
れるのである。
極端に上げることなく、強度を向上させるのに有効な元
素である。即ち、ＶＣを単独で析出させると、その炭化
物サイズが微小となる為ＹＲが極端に上がってしまう。
しかしＭｏを併存させると、ＭｏがＶＣ中に固溶してＶ
Ｃは適度な大きさとなる為、ＹＲの極端な上昇が緩和さ
れるのである。
【００２６】また、Ｎｂを添加すると、圧延時のオース
テナイト組織の回復・再結晶が抑制され、オーステナイ
トからフェライト変態する際のフェライトの核生成サイ
トが増加する為、フェライト結晶粒が微細化し、延性、
靭性が向上する。
テナイト組織の回復・再結晶が抑制され、オーステナイ
トからフェライト変態する際のフェライトの核生成サイ
トが増加する為、フェライト結晶粒が微細化し、延性、
靭性が向上する。
【００２７】以上の効果を発揮させるには、Ｖを０．０
１％以上、Ｎｂを０．０１％以上含有させることが好ま
しい。しかし、Ｖ及びＮｂのいずれの元素も、過剰に添
加すると延性、靭性及び溶接性を阻害する為、夫々上限
を０．１％とする。
１％以上、Ｎｂを０．０１％以上含有させることが好ま
しい。しかし、Ｖ及びＮｂのいずれの元素も、過剰に添
加すると延性、靭性及び溶接性を阻害する為、夫々上限
を０．１％とする。
【００２８】その他の化学成分を定めた理由を以下に述
べる。
べる。
【００２９】Ｃ：０．０６〜０．１４％ Ｃは、引張強度の確保、並びに島状ＭＡ組織の生成に必
要な元素である為、０．０６％以上、好ましくは０．０
９％以上含有させる。しかし、Ｃ含有量が過多になると
溶接性及び延性が劣化するので、０．１４％以下、好ま
しくは０．１２％以下に抑える。
要な元素である為、０．０６％以上、好ましくは０．０
９％以上含有させる。しかし、Ｃ含有量が過多になると
溶接性及び延性が劣化するので、０．１４％以下、好ま
しくは０．１２％以下に抑える。
【００３０】Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない） Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、過剰に添加すると溶
接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．５％以下、好
ましくは０．３％以下に抑える。
接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．５％以下、好
ましくは０．３％以下に抑える。
【００３１】Ｍｎ：１〜２％ Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させて強度を確保するのに必
要な元素である為、１％以上、好ましくは１．２％以上
含有させる。
要な元素である為、１％以上、好ましくは１．２％以上
含有させる。
【００３２】尚、図４は、Ｍｎ含有量を１．５％から
２．３％へ増加させたことを除き、ベース鋼と同じ化学
成分を有する鋼に、前記図１〜３の場合と同じくレペラ
腐食を施して顕微鏡撮影した金属組織写真である。この
図４から、Ｍｎを過剰に添加すると島状ＭＡ組織は多数
生成するが、結晶粒径が小さく低ＹＲ化が望めないこと
が分かる。またＭｎの過剰な添加は、靭性、溶接性を劣
化させる要因にもなるので、Ｍｎ含有量は２％以下、好
ましくは１．８％以下に抑える。
２．３％へ増加させたことを除き、ベース鋼と同じ化学
成分を有する鋼に、前記図１〜３の場合と同じくレペラ
腐食を施して顕微鏡撮影した金属組織写真である。この
図４から、Ｍｎを過剰に添加すると島状ＭＡ組織は多数
生成するが、結晶粒径が小さく低ＹＲ化が望めないこと
が分かる。またＭｎの過剰な添加は、靭性、溶接性を劣
化させる要因にもなるので、Ｍｎ含有量は２％以下、好
ましくは１．８％以下に抑える。
【００３３】Ｔｉ：０．００１〜０．０２％ Ｎ ：０．００１〜０．００８％ Ｔｉは溶接性確保に必要な元素である為、０．００１％
以上、好ましくは０．００２％以上含有させる。また、
Ｎは、Ｔｉと高温でＴｉＮを形成し、オーステナイト粒
の粗大化を抑制する為、０．００１％以上含有させるこ
とが好ましい。しかし、ＴｉＮが過剰に生成されると延
性、靭性が劣化する為、Ｔｉは０．０２％以下、好まし
くは０．０１５％以下に、Ｎは０．００８％以下、好ま
しくは０．００６％以下に抑える。
以上、好ましくは０．００２％以上含有させる。また、
Ｎは、Ｔｉと高温でＴｉＮを形成し、オーステナイト粒
の粗大化を抑制する為、０．００１％以上含有させるこ
とが好ましい。しかし、ＴｉＮが過剰に生成されると延
性、靭性が劣化する為、Ｔｉは０．０２％以下、好まし
くは０．０１５％以下に、Ｎは０．００８％以下、好ま
しくは０．００６％以下に抑える。
【００３４】Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない） Ａｌは、脱酸に必要な元素であるが、過剰に添加すると
靭性低下をまねく為、０．０５％以下、好ましくは０．
０４％以下に抑える。
靭性低下をまねく為、０．０５％以下、好ましくは０．
０４％以下に抑える。
【００３５】本発明における必須の元素は以上の通りで
あるが、必要によっては次の様な改善効果を得るため
に、Ｃｕ,Ｎｉ,Ｃａよりなる群から選ばれる少なくとも
１種を適量含有させることも有効である。
あるが、必要によっては次の様な改善効果を得るため
に、Ｃｕ,Ｎｉ,Ｃａよりなる群から選ばれる少なくとも
１種を適量含有させることも有効である。
【００３６】Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下 Ｃｕ及びＮｉは、ＣやＭｎ等と異なりＣeqを上げずに強
度を向上させる元素であるので、溶接性の観点からＭｎ
等の代替元素として添加する。しかし、過剰の添加は連
続鋳造時の割れを発生させるため、上限を夫々０．５
％、好ましくはＣｕを０．３％以下、Ｎｉを０．４％以
下に抑える。
度を向上させる元素であるので、溶接性の観点からＭｎ
等の代替元素として添加する。しかし、過剰の添加は連
続鋳造時の割れを発生させるため、上限を夫々０．５
％、好ましくはＣｕを０．３％以下、Ｎｉを０．４％以
下に抑える。
【００３７】Ｃａ：０．００５％以下 Ｃａは硫化物の形態を制御し、耐水素誘起割れ性を向上
させる。従って、０．０００５％以上含有させることが
望ましい。しかし過剰な添加は、粗大なＣａＳやＣａＯ
等の介在物を形成して延性、靭性を劣化させる為、０．
００５％以下、好ましくは０．００４％以下に抑える。
させる。従って、０．０００５％以上含有させることが
望ましい。しかし過剰な添加は、粗大なＣａＳやＣａＯ
等の介在物を形成して延性、靭性を劣化させる為、０．
００５％以下、好ましくは０．００４％以下に抑える。
【００３８】尚、本発明鋼中に含まれる元素には、上記
説明したものの他、原料、資材、製造設備等の状況によ
って持ち込まれる不可避的不純物も含まれる。また、本
発明の課題達成に悪影響を与えない範囲で、更に他の元
素を積極的に含有させた鋼を使用することも可能であ
る。積極添加が許容される他の元素の例としては、耐Ｈ
ＩＣ性及び耐ＳＳＣ性向上の効果を有するＭｇ，Ｃｅ，
Ｌａ，Ｚｒ等が挙げられる。
説明したものの他、原料、資材、製造設備等の状況によ
って持ち込まれる不可避的不純物も含まれる。また、本
発明の課題達成に悪影響を与えない範囲で、更に他の元
素を積極的に含有させた鋼を使用することも可能であ
る。積極添加が許容される他の元素の例としては、耐Ｈ
ＩＣ性及び耐ＳＳＣ性向上の効果を有するＭｇ，Ｃｅ，
Ｌａ，Ｚｒ等が挙げられる。
【００３９】次に、本発明者らは、所望のサイズの島状
ＭＡ組織を適量得るには、製造時に熱間圧延前の鋳片平
均加熱温度、及び仕上げ圧延後の冷却速度を以下の通り
に制御すればよいことを見出した。尚、本発明は、いか
なる鋳造条件で鋳造された鋼片についても有効であるの
で、特に鋳造条件は特定しない。
ＭＡ組織を適量得るには、製造時に熱間圧延前の鋳片平
均加熱温度、及び仕上げ圧延後の冷却速度を以下の通り
に制御すればよいことを見出した。尚、本発明は、いか
なる鋳造条件で鋳造された鋼片についても有効であるの
で、特に鋳造条件は特定しない。
【００４０】仕上げ圧延後の冷却速度：Ａｒ3点から５
００℃までの冷却速度の制御は、島状ＭＡ組織を適切な
形態に形成させる上で極めて重要である。冷却速度が小
さすぎる場合には、島状ＭＡ組織が形成されずに擬似パ
ーライト組織或いはベイナイト組織となってしまうた
め、Ａｒ3点から５００℃までの平均冷却速度は、０．
３℃／sec以上、好ましくは０．５℃／sec以上とする。
００℃までの冷却速度の制御は、島状ＭＡ組織を適切な
形態に形成させる上で極めて重要である。冷却速度が小
さすぎる場合には、島状ＭＡ組織が形成されずに擬似パ
ーライト組織或いはベイナイト組織となってしまうた
め、Ａｒ3点から５００℃までの平均冷却速度は、０．
３℃／sec以上、好ましくは０．５℃／sec以上とする。
【００４１】一方、冷却速度が大きすぎる場合には、上
述の通り材質がバラつく他、フェライト変態開始温度Ａ
ｒ3点が低下する為、フェライトから未変態のオーステ
ナイトへのＣの濃縮が抑制されてＭＡ組織が得られなく
なる。従って、Ａｒ3点から５００℃までの平均冷却速
度の上限は、３．０℃／sec、好ましくは２．５℃／sec
とする。尚、上記平均冷却速度は、鋼板の場合には板厚
中心での冷却速度をいう。
述の通り材質がバラつく他、フェライト変態開始温度Ａ
ｒ3点が低下する為、フェライトから未変態のオーステ
ナイトへのＣの濃縮が抑制されてＭＡ組織が得られなく
なる。従って、Ａｒ3点から５００℃までの平均冷却速
度の上限は、３．０℃／sec、好ましくは２．５℃／sec
とする。尚、上記平均冷却速度は、鋼板の場合には板厚
中心での冷却速度をいう。
【００４２】熱間圧延前の鋳片平均加熱温度：前述の様
に加熱温度が低いと、Ｎｂ、Ｖが析出強化元素として有
効に作用し難くなる。従って、Ｎｂ、Ｖを加熱時にオー
ステナイト中に十分固溶させて高いＹＳ及びＴＳを確保
するには、平均加熱温度を１０００℃以上、より好まし
くは１０５０℃以上とする必要がある。しかし、鋳片の
加熱温度が高すぎてもオーステナイト粒が粗大となる
為、１２００℃以下に抑えることが望ましい。
に加熱温度が低いと、Ｎｂ、Ｖが析出強化元素として有
効に作用し難くなる。従って、Ｎｂ、Ｖを加熱時にオー
ステナイト中に十分固溶させて高いＹＳ及びＴＳを確保
するには、平均加熱温度を１０００℃以上、より好まし
くは１０５０℃以上とする必要がある。しかし、鋳片の
加熱温度が高すぎてもオーステナイト粒が粗大となる
為、１２００℃以下に抑えることが望ましい。
【００４３】
【実施例】以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００４４】即ち、以下の実施例では、本発明鋼を最終
形状として鋼板に成形しているが、本発明の規定と同様
の化学成分組成、圧延前の鋳片加熱温度、圧延後の冷却
速度条件を、最終形状の異なる条鋼、線材又は鋼管等へ
適用することも本発明範囲に含まれる。
形状として鋼板に成形しているが、本発明の規定と同様
の化学成分組成、圧延前の鋳片加熱温度、圧延後の冷却
速度条件を、最終形状の異なる条鋼、線材又は鋼管等へ
適用することも本発明範囲に含まれる。
【００４５】実施例 大気溶解炉にて、下記表１に示す化学成分組成を有する
鋼を溶製し、１２０ｍｍ×１７０ｍｍ×３２０ｍｍの鋳
塊を得た。その後、表２に示す加熱温度で３０〜１１０
分間再加熱し圧延を開始した。圧延は１２０ｔから最終
１６ｔまで行い、圧延後の冷却は基本的に放冷を行っ
た。ただし、実験Ｎｏ．２７は圧延後に熱処理炉で徐冷
を実施し、実験Ｎｏ．２８は水冷を実施した。板厚中心
で測定した冷却速度を表２に併記する。
鋼を溶製し、１２０ｍｍ×１７０ｍｍ×３２０ｍｍの鋳
塊を得た。その後、表２に示す加熱温度で３０〜１１０
分間再加熱し圧延を開始した。圧延は１２０ｔから最終
１６ｔまで行い、圧延後の冷却は基本的に放冷を行っ
た。ただし、実験Ｎｏ．２７は圧延後に熱処理炉で徐冷
を実施し、実験Ｎｏ．２８は水冷を実施した。板厚中心
で測定した冷却速度を表２に併記する。
【００４６】金属組織観察は、鋼板の圧延方向に垂直な
断面を表面研磨した後に、上述のレペラ腐食を行って島
状ＭＡ組織を現出させ、その形態を画像解析ソフトImag
e-Pro Plus（Media Cybernetics社）を用いて解析し
た。
断面を表面研磨した後に、上述のレペラ腐食を行って島
状ＭＡ組織を現出させ、その形態を画像解析ソフトImag
e-Pro Plus（Media Cybernetics社）を用いて解析し
た。
【００４７】平均島状ＭＡ体積分率は、以下の様にして
求めた。即ち、レペラ腐食にて島状ＭＡ組織を現出させ
た後に、１６ｔの板厚の中心〜１／４ｔの範囲を光学顕
微鏡を用いて倍率４００倍で写真撮影し、７０×９０ｍ
ｍの写真全体について画像解析を行った。測定は、島状
ＭＡを表す白色の部分のみの面積率を求めた。この様な
要領で測定した３視野についての平均値を平均島状ＭＡ
体積分率とした。
求めた。即ち、レペラ腐食にて島状ＭＡ組織を現出させ
た後に、１６ｔの板厚の中心〜１／４ｔの範囲を光学顕
微鏡を用いて倍率４００倍で写真撮影し、７０×９０ｍ
ｍの写真全体について画像解析を行った。測定は、島状
ＭＡを表す白色の部分のみの面積率を求めた。この様な
要領で測定した３視野についての平均値を平均島状ＭＡ
体積分率とした。
【００４８】また、平均島状ＭＡサイズは以下の様にし
て求めた。即ち、上記と同様にして写真撮影を行い、画
像解析にて白色の島状ＭＡ組織を円換算し、その直径の
平均値を算出した。この様な要領で測定した３視野につ
いての平均値を島状ＭＡ組織の平均粒径とした。
て求めた。即ち、上記と同様にして写真撮影を行い、画
像解析にて白色の島状ＭＡ組織を円換算し、その直径の
平均値を算出した。この様な要領で測定した３視野につ
いての平均値を島状ＭＡ組織の平均粒径とした。
【００４９】機械的特性として、０．５％降伏応力Ｙ
Ｓ、引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、伸びＥＬ、−２０℃で
のシャルピー吸収エネルギーを評価し、ＹＳが４８０Ｎ
／ｍｍ 2以上、ＹＲが８０％以下、伸び３５％以上、−
２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１９０以上の全
てを満たす場合を合格とした。その結果を表２に示す。
Ｓ、引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ、伸びＥＬ、−２０℃で
のシャルピー吸収エネルギーを評価し、ＹＳが４８０Ｎ
／ｍｍ 2以上、ＹＲが８０％以下、伸び３５％以上、−
２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１９０以上の全
てを満たす場合を合格とした。その結果を表２に示す。
【００５０】尚、引張試験はＡＰＩ（米国石油協会）規
格のラインパイプ用鋼の試験方法で行った。ゲージ長は
５０ｍｍ、試験片は全厚さのままで平行部の幅は３８ｍ
ｍとした。また、シャルピー試験に用いたフルサイズ試
験片は、板中心部より採取し、２ｍｍＶノッチを破面が
板面に垂直、且つ圧延方向に平行になるように入れた。
格のラインパイプ用鋼の試験方法で行った。ゲージ長は
５０ｍｍ、試験片は全厚さのままで平行部の幅は３８ｍ
ｍとした。また、シャルピー試験に用いたフルサイズ試
験片は、板中心部より採取し、２ｍｍＶノッチを破面が
板面に垂直、且つ圧延方向に平行になるように入れた。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】表１及び表２における実験Ｎｏ．１〜１２
は、請求項１の規定要件を全て満たしている為、いずれ
も４８０Ｎ／mm2以上の高いＹＳを維持したまま、８０
％以下の低ＹＲを実現しており、更に伸びＥＬが３５％
以上の優れた延性、及び−２０℃でのシャルピー吸収エ
ネルギーが１９０Ｊ以上の優れた低温靭性も満足してい
ることが分かる。
は、請求項１の規定要件を全て満たしている為、いずれ
も４８０Ｎ／mm2以上の高いＹＳを維持したまま、８０
％以下の低ＹＲを実現しており、更に伸びＥＬが３５％
以上の優れた延性、及び−２０℃でのシャルピー吸収エ
ネルギーが１９０Ｊ以上の優れた低温靭性も満足してい
ることが分かる。
【００５４】これに対して、実験Ｎｏ．１３〜２８は、
請求項１で定める要件のいずれかを欠き、下記の如く引
張強度、ＹＲ、伸び、又は靱性のいずれかが不良で本発
明の目的を達成することができない。
請求項１で定める要件のいずれかを欠き、下記の如く引
張強度、ＹＲ、伸び、又は靱性のいずれかが不良で本発
明の目的を達成することができない。
【００５５】即ち、実験Ｎｏ．１３はＭｏが添加されて
おらず、また、実験Ｎｏ．２１はＭｏ含有量が規定量に
及ばず不足している為、いずれも島状ＭＡ組織が十分に
生成せずＹＲが高くなった。
おらず、また、実験Ｎｏ．２１はＭｏ含有量が規定量に
及ばず不足している為、いずれも島状ＭＡ組織が十分に
生成せずＹＲが高くなった。
【００５６】実験Ｎｏ．１４は、Ｎｂを添加していない
為にフェライト結晶粒が微細にならず、靭性の劣る結果
となった。実験Ｎｏ．１５は、Ｖを添加していない為に
ＹＳが低くなった。
為にフェライト結晶粒が微細にならず、靭性の劣る結果
となった。実験Ｎｏ．１５は、Ｖを添加していない為に
ＹＳが低くなった。
【００５７】実験Ｎｏ．１６は、Ｃｒが過剰に添加され
ている為に、島状ＭＡ組織の生成が阻まれＹＲが高くな
った。また、実験Ｎｏ．１７は、Ｃｒが過剰に添加され
ている為に、最適なサイズ且つ適正量の平均島状ＭＡ組
織が生成されず、ＹＲ値が高く、伸びは小さく、更にシ
ャルピー吸収エネルギーが小さく靭性の劣る結果となっ
た。
ている為に、島状ＭＡ組織の生成が阻まれＹＲが高くな
った。また、実験Ｎｏ．１７は、Ｃｒが過剰に添加され
ている為に、最適なサイズ且つ適正量の平均島状ＭＡ組
織が生成されず、ＹＲ値が高く、伸びは小さく、更にシ
ャルピー吸収エネルギーが小さく靭性の劣る結果となっ
た。
【００５８】実験Ｎｏ．１８は、Ｃ含有量が過剰である
為、伸びが小さく、またシャルピー吸収エネルギーも小
さくなり延性及び溶接性の劣る結果となった。実験Ｎ
ｏ．１９は、Ｃ含有量が規定範囲に及ばず不足している
為、島状ＭＡ組織が十分に成長せずサイズの小さいもの
となり、ＹＲが高くなった。
為、伸びが小さく、またシャルピー吸収エネルギーも小
さくなり延性及び溶接性の劣る結果となった。実験Ｎ
ｏ．１９は、Ｃ含有量が規定範囲に及ばず不足している
為、島状ＭＡ組織が十分に成長せずサイズの小さいもの
となり、ＹＲが高くなった。
【００５９】実験Ｎｏ．２０は、Ｍｏが過剰に添加さ
れ、島状ＭＡ組織が規定量を超えて生成している為に、
伸びは小さく、更にシャルピー吸収エネルギーが小さく
靭性の劣る結果となった。
れ、島状ＭＡ組織が規定量を超えて生成している為に、
伸びは小さく、更にシャルピー吸収エネルギーが小さく
靭性の劣る結果となった。
【００６０】実験Ｎｏ．２２はＶ及びＮｂの含有量が、
実験Ｎｏ．２３はＶ含有量が規定含有量に及ばず不足し
ており、ＹＳの低いものとなった。実験Ｎｏ．２４はＶ
が過剰に、実験Ｎｏ．２５はＶ及びＮｂのいずれもが過
剰に添加されている為、低い降伏比が得られない結果と
なった。
実験Ｎｏ．２３はＶ含有量が規定含有量に及ばず不足し
ており、ＹＳの低いものとなった。実験Ｎｏ．２４はＶ
が過剰に、実験Ｎｏ．２５はＶ及びＮｂのいずれもが過
剰に添加されている為、低い降伏比が得られない結果と
なった。
【００６１】実験Ｎｏ．２６は、Ｔｉ及びＮがいずれも
過剰に添加されている為に、ＴｉＮが多く生成され、シ
ャルピー吸収エネルギーが小さく溶接性の劣る結果とな
った。
過剰に添加されている為に、ＴｉＮが多く生成され、シ
ャルピー吸収エネルギーが小さく溶接性の劣る結果とな
った。
【００６２】実験Ｎｏ．２７は仕上げ圧延後の冷却速度
が小さすぎる為に、また、実験Ｎｏ．２８は仕上げ圧延
後の冷却速度が大きすぎる為に、いずれも島状ＭＡ組織
が十分に形成されず、ＹＲが高くなった。
が小さすぎる為に、また、実験Ｎｏ．２８は仕上げ圧延
後の冷却速度が大きすぎる為に、いずれも島状ＭＡ組織
が十分に形成されず、ＹＲが高くなった。
【００６３】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、上
記の通り化学成分を特定した鋼において、平均粒径が１
〜４μｍの島状ＭＡ組織を、体積分率で０．５〜３．０
％占める様にすることで、４８０Ｎ／mm2以上の高ＹＳ
を維持したまま降伏比を８０％以下に低減し、更に伸び
ＥＬが３５％以上、シャルピー吸収エネルギーが１９０
Ｊ以上の優れた延性及び靭性を併せ持つ画期的な鋼を提
供し得ることとなった。
記の通り化学成分を特定した鋼において、平均粒径が１
〜４μｍの島状ＭＡ組織を、体積分率で０．５〜３．０
％占める様にすることで、４８０Ｎ／mm2以上の高ＹＳ
を維持したまま降伏比を８０％以下に低減し、更に伸び
ＥＬが３５％以上、シャルピー吸収エネルギーが１９０
Ｊ以上の優れた延性及び靭性を併せ持つ画期的な鋼を提
供し得ることとなった。
【００６４】こうした低降伏比高張力鋼の実現によっ
て、過酷な使用条件に耐え得るラインパイプ用鋼板、建
築用鋼板等を提供し得ることとなった。
て、過酷な使用条件に耐え得るラインパイプ用鋼板、建
築用鋼板等を提供し得ることとなった。
【図１】Ｃ：０．１％、Ｍｎ：１．５％、Ｖ：０．０５
％、Ｎｂ：０．０２５％を含有する鋼（ベース鋼）の金
属組織を示す写真である。
％、Ｎｂ：０．０２５％を含有する鋼（ベース鋼）の金
属組織を示す写真である。
【図２】ベース鋼の上記化学成分に加えてＭｏを０．２
５％含有させた鋼の金属組織を示す写真である。
５％含有させた鋼の金属組織を示す写真である。
【図３】ベース鋼の上記化学成分に加えてＭｏを０．２
％及びＣｒを０．１５％含有させた鋼の金属組織を示す
写真である。
％及びＣｒを０．１５％含有させた鋼の金属組織を示す
写真である。
【図４】Ｍｎ含有量を１．５％から２．３％に増加させ
たことを除き、ベース鋼と同じ化学成分を有する鋼の金
属組織を示す写真である。
たことを除き、ベース鋼と同じ化学成分を有する鋼の金
属組織を示す写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 川野 晴弥 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA01 CA02 CD01 CD02
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で（以下、同じ）、Ｃ ：０．０
６〜０．１４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜２
％、Ｃｒ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｍｏ：０．
０５〜０．３％、Ｖ ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２％、
Ｎ ：０．００１〜０．００８％、Ａｌ：０．０５％以
下を満たす鋼であって、島状ＭＡ組織が体積分率で０．
５〜３．０％を占め、且つ島状ＭＡ組織の平均粒径が１
〜４μｍであることを特徴とする低降伏比高張力非調質
鋼。 - 【請求項２】 更に他の元素として、Ｃｕ：０．５％以
下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃａ：０．００５％以下より
なる群から選択される少なくとも１種の元素を含むもの
である請求項１に記載の低降伏比高張力非調質鋼。 - 【請求項３】 請求項１又は２に記載の低降伏比高張力
非調質鋼を製造する方法であって、仕上圧延後の冷却過
程において、Ａｒ3点から５００℃までの平均冷却速度
が０．３〜３℃／secであることを特徴とする低降伏比
高張力非調質鋼の製造方法。 - 【請求項４】 鋳片を平均加熱温度１０００℃以上で３
０分間以上保持した上で熱間圧延に供する請求項３に記
載の低降伏比高張力非調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000037164A JP2001226737A (ja) | 2000-02-15 | 2000-02-15 | 低降伏比高張力非調質鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000037164A JP2001226737A (ja) | 2000-02-15 | 2000-02-15 | 低降伏比高張力非調質鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001226737A true JP2001226737A (ja) | 2001-08-21 |
Family
ID=18561092
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000037164A Withdrawn JP2001226737A (ja) | 2000-02-15 | 2000-02-15 | 低降伏比高張力非調質鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001226737A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008169440A (ja) * | 2007-01-12 | 2008-07-24 | Jfe Steel Kk | 薄肉低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN100463993C (zh) * | 2007-02-28 | 2009-02-25 | 天津钢管集团股份有限公司 | 低碳当量微合金钢管及其在线常化工艺 |
| KR100961379B1 (ko) | 2002-12-27 | 2010-06-07 | 주식회사 포스코 | 고항복비형 고강도 강판의 제조방법 |
| JP2014523478A (ja) * | 2011-06-07 | 2014-09-11 | アルセロルミタル・インベステイガシオン・イ・デサロジヨ・エセ・エレ | 亜鉛または亜鉛合金で被覆された冷延鋼板、この製造方法、およびかかる鋼板の使用 |
-
2000
- 2000-02-15 JP JP2000037164A patent/JP2001226737A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100961379B1 (ko) | 2002-12-27 | 2010-06-07 | 주식회사 포스코 | 고항복비형 고강도 강판의 제조방법 |
| JP2008169440A (ja) * | 2007-01-12 | 2008-07-24 | Jfe Steel Kk | 薄肉低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN100463993C (zh) * | 2007-02-28 | 2009-02-25 | 天津钢管集团股份有限公司 | 低碳当量微合金钢管及其在线常化工艺 |
| JP2014523478A (ja) * | 2011-06-07 | 2014-09-11 | アルセロルミタル・インベステイガシオン・イ・デサロジヨ・エセ・エレ | 亜鉛または亜鉛合金で被覆された冷延鋼板、この製造方法、およびかかる鋼板の使用 |
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