JP3579307B2 - 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 - Google Patents
溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3579307B2 JP3579307B2 JP23265999A JP23265999A JP3579307B2 JP 3579307 B2 JP3579307 B2 JP 3579307B2 JP 23265999 A JP23265999 A JP 23265999A JP 23265999 A JP23265999 A JP 23265999A JP 3579307 B2 JP3579307 B2 JP 3579307B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- aging
- less
- strain
- steel
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、水圧鉄管、圧力容器、ラインパイプ及び海洋構造物等に用いられる６０キロ級構造用鋼で、特に曲げなどの冷間加工後においても優れた低温靭性を有する歪時効後の靭性に優れた鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼を冷間で塑性変形すると歪時効脆化と呼ばれる靭性が劣化する現象が生ずる。歪時効脆化に間しては主に自動車ボデイ用の薄鋼板を対象に研究が行なわれてきたが、近年、構造物の信頼性に対する要求が高まり、厚鋼板においても素材段階のみならず加工や不慮の事故などにより塑性変形を受けた後の靭性が問題視されるようになってきた。
【０００３】
歪時効脆化を評価する試験として５％の引張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時効処理後シャルピー試験を行なう歪時効シャルピー試験が知られ、近年、材料評価試験の一つとして要求される事例が増えている。
【０００４】
厚鋼板を対象とする歪時効脆化抑制の技術として、特開平５−３２０８２０号、特開昭５９−１８２９１５号及び特開昭５６−１２７７６０号等があるが、いずれも一般的な６００ＭＰａ級厚肉鋼板を対象とした技術ではない。
【０００５】
特開平５−３２０８２０号には引張り強度 ４００ＭＰａ級の球状船首用低降伏点焼入れ鋼が開示されている。鋼材組織を整粒化し、歪時効後の靭性劣化を防止するものであるが、Ｃ量が０．００２〜０．０３％、他の強化元素も殆ど含有されていない成分組成が対象であり、６０キロ級鋼に適用することは出来ない。
【０００６】
特開昭５９−１８２９１５号はＴＭＣＰ型５００ＭＰａ級鋼での歪時効脆化を抑制する製造方法を開示している。ＴＭＣＰ５０キロ鋼を冷間加工した場合、冷間加工後の脆化がフェライト・ベイナイト組織のフェライト相に歪が集中することにより生じることに着目し、フェライト中の固溶Ｎ，固溶Ｃを冷却停止温度の制御により低減させ、フェライト相の脆化を抑制する技術である。このため、室温付近まで冷却され、焼入れ組織となる６０キロ級鋼には適用できない。
【０００７】
特開昭５６−１２７７５０号には６００ＭＰａ級鋼の歪時効脆化抑制技術が記載されているが、本技術はＶＮ析出型の鋼において、０．０１％以上のＮ含有により生ずる歪時効脆化をＣａまたはＭｇの添加により抑制できることを示している。しかし、本技術は、ａｓ ｒｏｌｌあるいはノルマで製造するＶＮ鋼に限ってその効果を発揮するもので、実施例の鋼もＣ量が０．１２％以上と高く、Ｐｃｍも０．２５％以上と溶接施工性に劣る鋼が記載され、現在の一般的な需要家の要望に応えるものではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
以上、述べたように、溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級厚肉鋼材で塑性変形させた後の脆化を抑制する技術は未だ完成されていない。本発明は、溶接性に優れ、かつ歪時効後にも優れた靭性を有する６０キロ級焼入れ焼戻し鋼を提供するものであり、具体的には再加熱処理材と比較して組織が粗く、靭性に劣り、特に塑性変形を受けると著しく靭性が劣化する直接焼入れ焼戻し鋼で、歪時効シャルピー試験の破面遷移温度ｖＴｓ（ａｇｅｄ）がー４０℃以下となる６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼を提供する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、直接焼入れ焼戻し鋼について塑性変形をうけた後の靭性劣化の原因、及びその防止技術について鋭意検討を行ない、靭性劣化が以下の図１〜３に示す機構によりもたらされるものであり、その防止には粒界面積の増大が有効なことを見出した。
【００１０】
図１は焼入れままのミクロ組織を模式的に示すもので、ミクロ組織は低成分設計：低Ｐｃｍ，低ＣｅｑＷ（Ｃｅｑｗｅｓの略）の６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼の場合、オーステナイトの細粒化が困難なため再加熱焼入れ焼戻し材のミクロ組織と比較すると粗いベイナイト組織となる。
【００１１】
図２は焼入れ後、焼戻した場合のミクロ組織を示すもので、セメンタイトが粒界に析出する。セメンタイトは焼戻し温度が同じ場合、再加熱材と比較して粒界面積の小さい直接焼入れ材で粗大化する。
【００１２】
図３は焼入れ焼戻し鋼に歪を付加した場合の状況を示すもので、セメンタイト周辺に歪が集中するようになる。歪集中は析出したセメンタイトが粗いほど大きくなるため、直接焼入れ焼戻し鋼の歪脆化は再加熱焼入れ焼戻し鋼より大きくなり，その防止にはセメンタイトを微細化させる粒界面積の増大が有効である。以上の知見を基に、本発明者らは粒界面積を増大させる方法について検討を行い、図４に示すように直接焼入れ時、旧オーステナイト粒界に、数μｍ以下の膜状のフェライトを生成させた場合、実質的に粒界面積が増大し、セメンタイトが微細化すること（図５）及びそのような組織は圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、変態時にオーステナイト粒界を活性化させるＮｂの添加，及びフェライト生成元素であるＳＩ，Ｃｒの適量添加により得られることを把握し、本発明を完成させたものである。
【００１３】
すなわち、本発明は、１．質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含み、Ｂ≦０．０００２％で、残部が実質的にＦｅからなり、且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％、０．５０％≦Ｓｉ＋３Ｃｒ≦１．２５％を満足する溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破断遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
【００１４】
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，
Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
【００１５】
２．鋼組成として、更に質量％でＭｏ：０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種または二種を含有する１記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破面遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００１６】
３．鋼組成として、更に質量％でＮｉ：０．１〜０．５％を含有する１又は２記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破面遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００１７】
４．鋼組成として、更に質量％でＶ：０．０１〜０．０８％を含有する１乃至３のいずれかに記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破面遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００１８】
５．鋼組成として、更に質量％でＴｉ：０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％の一種または二種を含有する１乃至４のいずれかに記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破面遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００２０】
質量％で、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％としたことを特徴とする１乃至５のいずれかに記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破断遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明における成分組成について説明する。
【００２２】
Ｃ：０．０４％以上０．０９％以下
Ｃは所定の強度を確保するため添加する。０．０４％未満では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強度をを確保することが困難で、０．０９％を超えると，歪時効後の靭性が劣化するため、０．０４％以上０．０９％以下添加する。
【００２３】
Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下
Ｓｉは強力なフェライト生成元素であり、直接焼入れ時、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると効果が飽和し、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、０．１％以上０．５％以下添加する。
【００２４】
Ｍｎ：１．２％以上１．８％以下
Ｍｎは所定の強度を確保するために添加する。１．２％未満では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強度を確保することが困難で、１．８％を超えると、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため１．２％以上１．８％以下添加する。
【００２５】
Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下
Ｃｒは、強力なフェライト生成元素で直接焼入れにより、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるため添加する。０．１％未満では、その効果が不十分で、０．５％を超えると焼入れ性が著しく高まり、膜状フェライトの生成が困難になるため０．１％以上０．５％以下添加する。
【００２６】
Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下
Ｎｂは、圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、直接焼入れ時のオーステナイト粒界を活性化させ、膜状フェライトの生成を容易とする。また、焼戻し時にＮｂ炭化物として析出し、強度上昇に有効なため添加する。０．０１％未満ではそれらの効果が不十分で、０．０５％超えでは著しいＮｂ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため０．０１％以上０．０５％以下添加する。
【００２７】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上０．０７％以下
Ａｌは脱酸のため添加する。ｓｏｌ．Ａｌ量で０．００２％未満の場合、その効果が十分でなく、０．０７％を超えて添加すると鋼材の表面疵が発生しやすくなるため、０．００２％以上０．０７％以下添加する。
【００２８】
Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下
Ｎは、圧延加熱時ＡｌあるいはＴｉと結びつきＡｌＮ，ＴｉＮを生成し、オーステナイトを微細化させる。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％を超えて含有すると焼入れ焼戻し後も固溶Ｎにより著しい歪時効脆化を生じるため、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００２９】
Ｐｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％
Ｐｃｍ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）は、溶接低温割れ性、溶接熱影響部の靭性の指標で、Ｐｃｍが０．２０％を超えた場合、予熱無しの溶接では低温割れが生じる可能性があり、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）が０．４２％を超えた場合、大入熱溶接の熱影響部靭性が著しく劣化するためＰｃｍ≦０．２０％、ＣｅｑＷＥＳ≦０．４２％とする。ここでＰｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，ＣｅｑＷＥＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
【００３０】
本発明では更に以下のパラメータを満足するように成分範囲を規定する。
【００３１】
Ｓｉ＋３Ｃｒ：０．５０％以上１．２５％以下
本パラメータは上記成分範囲にある鋼の旧オーステナイト粒界に、膜状のフェライトを生成させうるもので、Ｓｉ＋３Ｃｒが０．５０％未満の場合、その効果が十分でなく、１．２５％を超えると過度の焼入れ性により膜状のフェライトの生成が抑制されるため、０．５０％以上１．２５％以下とする。図６はその効果を示すもので、本規定により膜状のフェライトの生成が認められる。
【００３２】
以上が本発明鋼における基本的な成分組成及びパラメータであるが、所望する特性を向上させるため、Ｍｏ，Ｃｕ、Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃａを単独または複合添加し、更に不可避不純物であるＢ，Ｐ，Ｓを規制することが可能である。
【００３３】
Ｍｏ：０．０２％以上０．３％以下、Ｃｕ：０．１％以上０．６％以下の一種または二種
Ｍｏは強度を向上させ、特に厚肉材で有効なため添加する。０．０２％未満ではその効果が十分でなく、０．３％を超えると溶接性及び溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため０．０２％以上０．３％以下とする。Ｃｕは強度を向上させるため添加する。
【００３４】
０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．６％を超えて添加するとＣｕ割れの懸念が高まるため０．１％以上０．６％以下とする。
【００３５】
Ｎｉ：０．１％以上０．５％以下
Ｎｉは靭性を向上させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると鋼材コストの上昇が著しいので０．５％以下とする。
【００３６】
Ｖ：０．０１％以上０．０８％以下
Ｖは焼戻し時、炭化物として析出し、強度を向上させるため添加する。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．０８％超えでは著しいＶ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため０．０１％以上０．０８％以下とする。
【００３７】
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下の一種又は二種
Ｔｉ、Ｃａは母材靭性並びに溶接熱影響部の靭性を向上させるため添加する。Ｔｉは圧延加熱時あるいは溶接時、ＴｉＮを生成しオーステナイト粒径を微細化する。
【００３８】
０．００５％未満ではその効果が十分でなく、０．０２％を超えて添加すると圧延時にＴｉＮｂの複合炭化物が析出し、焼戻し時のＮｂ炭化物の析出量が不足するようになり強度低下が生じるため、０．００５％以上０．０２％以下とする。
【００３９】
ＣａはＣａ硫化物として鋼中に存在し、圧延加熱時あるいは溶接時、オーステナイト粒径を微細化する。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％を超えて添加すると多量のＣａ硫酸化物により清浄度を著しく劣化させるため、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００４０】
Ｂ：０．０００２％以下
Ｂは本発明では不純物元素として扱う。直接焼入れ時、固溶Ｂとして存在すると旧オーステナイト粒界における膜状フェライトの生成が抑制されるため溶解原料の選別などにより０．０００２％以下に規制する。
【００４１】
Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％
Ｐ，Ｓは不純物元素で、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％とした場合、中央偏析が軽減され、板厚中央の靭性及び溶接性を向上させるため規制する。
【００４２】
本発明鋼はその製造方法を直接焼入れ焼戻しに限定する。再加熱焼入れ焼戻し処理により、Ｐｃｍ≦０．２０％、ＣｅｑＷＥＳ≦０．４２％を満足する組成の板厚３０ｍｍ以上の厚肉鋼材で６０キロ級の引張り強度を得る事は困難であり、直接焼入れ焼戻しにより製造する。
【００４３】
【実施例】
表１に実施例に用いた供試鋼の化学成分を示す。（表示しない残部は実質的にＦｅよりなる。）これらの化学成分を有する２５０ｍｍ厚の鋳片を９８０〜１１００℃に加熱後、２８〜８０ｍｍに圧延した。圧延後、直ちに、Ａｒ３点以上の温度から直接焼入れし、その後、４００〜６３０℃の範囲で焼戻しを実施した。
【００４４】
熱処理後のミクロ組織を、ＳＥＭにより２５０〜６００倍で観察し、粒界の膜状フェライトの有無を調べた。機械的特性として強度、靭性および歪時効後の靭性を求めた。引張り試験は１／４ｔより、採取したＪＩＳＧ１４Ａ号（１４φ）試験片を用いた試験とした。
【００４５】
衝撃試験は１／４ｔより採取した２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を用い試験温度をー１００〜０℃とする試験とした。歪時効後の靭性は板状の試験片に、５％引張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時効処理後、引張方向に２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−１００〜２０℃で試験を行った。
【００４６】
溶接性試験は、ＪＩＳＺ３１０１に準拠する手溶接熱影響部の最高硬さ試験とした。また、溶接熱影響部の靭性を、レ開先継手（溶接条件：入熱３０ｋＪ／ｃｍのＣＯ２溶接）より採取した２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片（ノッチ位置：ＨＡＺ１ｍｍ、図７に試験片採取要領を示す）で求めた。 表２に各試験結果を示す。溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験結果は３本の試験片による結果の最小値を示す。以下、本発明の実施例について詳細に説明する。
【００４７】
鋼１〜１３のうち、鋼４，７，９，１０は請求項１乃至６のそれぞれに記載の発明の何れかを満足する成分組成の実施例鋼、鋼１〜３，６，１１は、Ｂが０．０００２％を越えることを除いて、本発明を満足する成分組成の参考鋼で、鋼１４〜２１はＳｉ＋３Ｃｒが０．５０未満又は１．２５超えで請求項１乃至６のそれぞれに記載の発明の何れに対しも、発明の範囲外の成分組成となっている。
【００４８】
表２に示すように、鋼１〜１３を直接焼入れ焼戻し（ＤＱＴ）した場合、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトが観察される。これらの鋼材の歪時効後のシャルピー衝撃試験結果は何れも破面遷移温度（ｖＴｓ）がー４０℃以下と良好で、歪時効前のシャルピー衝撃試験結果（表中、通常ｖＴｓと記載）と比較してその劣化（表中、劣化度と記載）は０〜１５℃と小さい。
【００４９】
更にＢ≦０．０００２％とした鋼４，５，７，８，９，１０，１２，１３は劣化が１０℃以下と小さく、Ｂを規制した場合、歪時効による靭性劣化の防止は更に優れたものとなる。一方、鋼１４〜２１では旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトは観察されず、歪時効後のシャルピー衝撃試験結果は何れも破面遷移温度（ｖＴｓ）がー３５℃以上と劣り、劣化度も２０〜３５℃と大きくなっている。
【００５０】
鋼１〜１３はＰｃｍ≦０．１９、ＣｅｑＷ≦０．４２と低成分系のため、溶接熱影響部最高硬さはＨｖ３００以下、ＨＡＺ１ｍｍの溶接熱影響部の靭性が試験温度―４０℃で５０Ｊ以上と優れた耐低温割れ性と溶接部靭性が得られている。又、低成分系にも拘わらず、直接焼入れ焼戻しにより製造されるため、６０キロ級の強度が得られている。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】
【発明の効果】
本発明によれば、直接焼入れ時に、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトが生成され、実質的な粒界面積が増大されるため、焼戻しにおいて析出するセメンタイトに集中する歪が小さく、歪時効後の靭性に優れると共に、溶接性に優れる６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼の提供が可能で、産業上その効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼入れ後のミクロ組織を模式的に示す図
【図２】焼入れ焼戻し後のミクロ組織を模式的に示す図
【図３】焼入れ焼戻し後、歪を付加した場合のミクロ組織を模式的に示す図
【図４】旧オーステナイト粒界に、膜状のフェライトが析出している状態を模式的に示した図
【図５】旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトが析出した組織の焼戻し後の状態を模式的に示す図
【図６】膜状フェライトの生成に及ぼすＳｉとＣｒの影響を示す図
【図７】溶接熱影響部シャルピー衝撃試験の試験片採取位置を示す図
【発明の属する技術分野】
この発明は、水圧鉄管、圧力容器、ラインパイプ及び海洋構造物等に用いられる６０キロ級構造用鋼で、特に曲げなどの冷間加工後においても優れた低温靭性を有する歪時効後の靭性に優れた鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼を冷間で塑性変形すると歪時効脆化と呼ばれる靭性が劣化する現象が生ずる。歪時効脆化に間しては主に自動車ボデイ用の薄鋼板を対象に研究が行なわれてきたが、近年、構造物の信頼性に対する要求が高まり、厚鋼板においても素材段階のみならず加工や不慮の事故などにより塑性変形を受けた後の靭性が問題視されるようになってきた。
【０００３】
歪時効脆化を評価する試験として５％の引張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時効処理後シャルピー試験を行なう歪時効シャルピー試験が知られ、近年、材料評価試験の一つとして要求される事例が増えている。
【０００４】
厚鋼板を対象とする歪時効脆化抑制の技術として、特開平５−３２０８２０号、特開昭５９−１８２９１５号及び特開昭５６−１２７７６０号等があるが、いずれも一般的な６００ＭＰａ級厚肉鋼板を対象とした技術ではない。
【０００５】
特開平５−３２０８２０号には引張り強度 ４００ＭＰａ級の球状船首用低降伏点焼入れ鋼が開示されている。鋼材組織を整粒化し、歪時効後の靭性劣化を防止するものであるが、Ｃ量が０．００２〜０．０３％、他の強化元素も殆ど含有されていない成分組成が対象であり、６０キロ級鋼に適用することは出来ない。
【０００６】
特開昭５９−１８２９１５号はＴＭＣＰ型５００ＭＰａ級鋼での歪時効脆化を抑制する製造方法を開示している。ＴＭＣＰ５０キロ鋼を冷間加工した場合、冷間加工後の脆化がフェライト・ベイナイト組織のフェライト相に歪が集中することにより生じることに着目し、フェライト中の固溶Ｎ，固溶Ｃを冷却停止温度の制御により低減させ、フェライト相の脆化を抑制する技術である。このため、室温付近まで冷却され、焼入れ組織となる６０キロ級鋼には適用できない。
【０００７】
特開昭５６−１２７７５０号には６００ＭＰａ級鋼の歪時効脆化抑制技術が記載されているが、本技術はＶＮ析出型の鋼において、０．０１％以上のＮ含有により生ずる歪時効脆化をＣａまたはＭｇの添加により抑制できることを示している。しかし、本技術は、ａｓ ｒｏｌｌあるいはノルマで製造するＶＮ鋼に限ってその効果を発揮するもので、実施例の鋼もＣ量が０．１２％以上と高く、Ｐｃｍも０．２５％以上と溶接施工性に劣る鋼が記載され、現在の一般的な需要家の要望に応えるものではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
以上、述べたように、溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級厚肉鋼材で塑性変形させた後の脆化を抑制する技術は未だ完成されていない。本発明は、溶接性に優れ、かつ歪時効後にも優れた靭性を有する６０キロ級焼入れ焼戻し鋼を提供するものであり、具体的には再加熱処理材と比較して組織が粗く、靭性に劣り、特に塑性変形を受けると著しく靭性が劣化する直接焼入れ焼戻し鋼で、歪時効シャルピー試験の破面遷移温度ｖＴｓ（ａｇｅｄ）がー４０℃以下となる６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼を提供する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、直接焼入れ焼戻し鋼について塑性変形をうけた後の靭性劣化の原因、及びその防止技術について鋭意検討を行ない、靭性劣化が以下の図１〜３に示す機構によりもたらされるものであり、その防止には粒界面積の増大が有効なことを見出した。
【００１０】
図１は焼入れままのミクロ組織を模式的に示すもので、ミクロ組織は低成分設計：低Ｐｃｍ，低ＣｅｑＷ（Ｃｅｑｗｅｓの略）の６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼の場合、オーステナイトの細粒化が困難なため再加熱焼入れ焼戻し材のミクロ組織と比較すると粗いベイナイト組織となる。
【００１１】
図２は焼入れ後、焼戻した場合のミクロ組織を示すもので、セメンタイトが粒界に析出する。セメンタイトは焼戻し温度が同じ場合、再加熱材と比較して粒界面積の小さい直接焼入れ材で粗大化する。
【００１２】
図３は焼入れ焼戻し鋼に歪を付加した場合の状況を示すもので、セメンタイト周辺に歪が集中するようになる。歪集中は析出したセメンタイトが粗いほど大きくなるため、直接焼入れ焼戻し鋼の歪脆化は再加熱焼入れ焼戻し鋼より大きくなり，その防止にはセメンタイトを微細化させる粒界面積の増大が有効である。以上の知見を基に、本発明者らは粒界面積を増大させる方法について検討を行い、図４に示すように直接焼入れ時、旧オーステナイト粒界に、数μｍ以下の膜状のフェライトを生成させた場合、実質的に粒界面積が増大し、セメンタイトが微細化すること（図５）及びそのような組織は圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、変態時にオーステナイト粒界を活性化させるＮｂの添加，及びフェライト生成元素であるＳＩ，Ｃｒの適量添加により得られることを把握し、本発明を完成させたものである。
【００１３】
すなわち、本発明は、１．質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含み、Ｂ≦０．０００２％で、残部が実質的にＦｅからなり、且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％、０．５０％≦Ｓｉ＋３Ｃｒ≦１．２５％を満足する溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破断遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
【００１４】
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，
Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
【００１５】
２．鋼組成として、更に質量％でＭｏ：０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種または二種を含有する１記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破面遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００１６】
３．鋼組成として、更に質量％でＮｉ：０．１〜０．５％を含有する１又は２記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破面遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００１７】
４．鋼組成として、更に質量％でＶ：０．０１〜０．０８％を含有する１乃至３のいずれかに記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破面遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００１８】
５．鋼組成として、更に質量％でＴｉ：０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％の一種または二種を含有する１乃至４のいずれかに記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破面遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００２０】
質量％で、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％としたことを特徴とする１乃至５のいずれかに記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破断遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明における成分組成について説明する。
【００２２】
Ｃ：０．０４％以上０．０９％以下
Ｃは所定の強度を確保するため添加する。０．０４％未満では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強度をを確保することが困難で、０．０９％を超えると，歪時効後の靭性が劣化するため、０．０４％以上０．０９％以下添加する。
【００２３】
Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下
Ｓｉは強力なフェライト生成元素であり、直接焼入れ時、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると効果が飽和し、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、０．１％以上０．５％以下添加する。
【００２４】
Ｍｎ：１．２％以上１．８％以下
Ｍｎは所定の強度を確保するために添加する。１．２％未満では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強度を確保することが困難で、１．８％を超えると、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため１．２％以上１．８％以下添加する。
【００２５】
Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下
Ｃｒは、強力なフェライト生成元素で直接焼入れにより、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるため添加する。０．１％未満では、その効果が不十分で、０．５％を超えると焼入れ性が著しく高まり、膜状フェライトの生成が困難になるため０．１％以上０．５％以下添加する。
【００２６】
Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下
Ｎｂは、圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、直接焼入れ時のオーステナイト粒界を活性化させ、膜状フェライトの生成を容易とする。また、焼戻し時にＮｂ炭化物として析出し、強度上昇に有効なため添加する。０．０１％未満ではそれらの効果が不十分で、０．０５％超えでは著しいＮｂ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため０．０１％以上０．０５％以下添加する。
【００２７】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上０．０７％以下
Ａｌは脱酸のため添加する。ｓｏｌ．Ａｌ量で０．００２％未満の場合、その効果が十分でなく、０．０７％を超えて添加すると鋼材の表面疵が発生しやすくなるため、０．００２％以上０．０７％以下添加する。
【００２８】
Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下
Ｎは、圧延加熱時ＡｌあるいはＴｉと結びつきＡｌＮ，ＴｉＮを生成し、オーステナイトを微細化させる。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％を超えて含有すると焼入れ焼戻し後も固溶Ｎにより著しい歪時効脆化を生じるため、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００２９】
Ｐｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％
Ｐｃｍ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）は、溶接低温割れ性、溶接熱影響部の靭性の指標で、Ｐｃｍが０．２０％を超えた場合、予熱無しの溶接では低温割れが生じる可能性があり、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）が０．４２％を超えた場合、大入熱溶接の熱影響部靭性が著しく劣化するためＰｃｍ≦０．２０％、ＣｅｑＷＥＳ≦０．４２％とする。ここでＰｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，ＣｅｑＷＥＳ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
【００３０】
本発明では更に以下のパラメータを満足するように成分範囲を規定する。
【００３１】
Ｓｉ＋３Ｃｒ：０．５０％以上１．２５％以下
本パラメータは上記成分範囲にある鋼の旧オーステナイト粒界に、膜状のフェライトを生成させうるもので、Ｓｉ＋３Ｃｒが０．５０％未満の場合、その効果が十分でなく、１．２５％を超えると過度の焼入れ性により膜状のフェライトの生成が抑制されるため、０．５０％以上１．２５％以下とする。図６はその効果を示すもので、本規定により膜状のフェライトの生成が認められる。
【００３２】
以上が本発明鋼における基本的な成分組成及びパラメータであるが、所望する特性を向上させるため、Ｍｏ，Ｃｕ、Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃａを単独または複合添加し、更に不可避不純物であるＢ，Ｐ，Ｓを規制することが可能である。
【００３３】
Ｍｏ：０．０２％以上０．３％以下、Ｃｕ：０．１％以上０．６％以下の一種または二種
Ｍｏは強度を向上させ、特に厚肉材で有効なため添加する。０．０２％未満ではその効果が十分でなく、０．３％を超えると溶接性及び溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため０．０２％以上０．３％以下とする。Ｃｕは強度を向上させるため添加する。
【００３４】
０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．６％を超えて添加するとＣｕ割れの懸念が高まるため０．１％以上０．６％以下とする。
【００３５】
Ｎｉ：０．１％以上０．５％以下
Ｎｉは靭性を向上させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると鋼材コストの上昇が著しいので０．５％以下とする。
【００３６】
Ｖ：０．０１％以上０．０８％以下
Ｖは焼戻し時、炭化物として析出し、強度を向上させるため添加する。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．０８％超えでは著しいＶ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため０．０１％以上０．０８％以下とする。
【００３７】
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下の一種又は二種
Ｔｉ、Ｃａは母材靭性並びに溶接熱影響部の靭性を向上させるため添加する。Ｔｉは圧延加熱時あるいは溶接時、ＴｉＮを生成しオーステナイト粒径を微細化する。
【００３８】
０．００５％未満ではその効果が十分でなく、０．０２％を超えて添加すると圧延時にＴｉＮｂの複合炭化物が析出し、焼戻し時のＮｂ炭化物の析出量が不足するようになり強度低下が生じるため、０．００５％以上０．０２％以下とする。
【００３９】
ＣａはＣａ硫化物として鋼中に存在し、圧延加熱時あるいは溶接時、オーステナイト粒径を微細化する。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％を超えて添加すると多量のＣａ硫酸化物により清浄度を著しく劣化させるため、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００４０】
Ｂ：０．０００２％以下
Ｂは本発明では不純物元素として扱う。直接焼入れ時、固溶Ｂとして存在すると旧オーステナイト粒界における膜状フェライトの生成が抑制されるため溶解原料の選別などにより０．０００２％以下に規制する。
【００４１】
Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％
Ｐ，Ｓは不純物元素で、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％とした場合、中央偏析が軽減され、板厚中央の靭性及び溶接性を向上させるため規制する。
【００４２】
本発明鋼はその製造方法を直接焼入れ焼戻しに限定する。再加熱焼入れ焼戻し処理により、Ｐｃｍ≦０．２０％、ＣｅｑＷＥＳ≦０．４２％を満足する組成の板厚３０ｍｍ以上の厚肉鋼材で６０キロ級の引張り強度を得る事は困難であり、直接焼入れ焼戻しにより製造する。
【００４３】
【実施例】
表１に実施例に用いた供試鋼の化学成分を示す。（表示しない残部は実質的にＦｅよりなる。）これらの化学成分を有する２５０ｍｍ厚の鋳片を９８０〜１１００℃に加熱後、２８〜８０ｍｍに圧延した。圧延後、直ちに、Ａｒ３点以上の温度から直接焼入れし、その後、４００〜６３０℃の範囲で焼戻しを実施した。
【００４４】
熱処理後のミクロ組織を、ＳＥＭにより２５０〜６００倍で観察し、粒界の膜状フェライトの有無を調べた。機械的特性として強度、靭性および歪時効後の靭性を求めた。引張り試験は１／４ｔより、採取したＪＩＳＧ１４Ａ号（１４φ）試験片を用いた試験とした。
【００４５】
衝撃試験は１／４ｔより採取した２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を用い試験温度をー１００〜０℃とする試験とした。歪時効後の靭性は板状の試験片に、５％引張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時効処理後、引張方向に２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−１００〜２０℃で試験を行った。
【００４６】
溶接性試験は、ＪＩＳＺ３１０１に準拠する手溶接熱影響部の最高硬さ試験とした。また、溶接熱影響部の靭性を、レ開先継手（溶接条件：入熱３０ｋＪ／ｃｍのＣＯ２溶接）より採取した２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片（ノッチ位置：ＨＡＺ１ｍｍ、図７に試験片採取要領を示す）で求めた。 表２に各試験結果を示す。溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験結果は３本の試験片による結果の最小値を示す。以下、本発明の実施例について詳細に説明する。
【００４７】
鋼１〜１３のうち、鋼４，７，９，１０は請求項１乃至６のそれぞれに記載の発明の何れかを満足する成分組成の実施例鋼、鋼１〜３，６，１１は、Ｂが０．０００２％を越えることを除いて、本発明を満足する成分組成の参考鋼で、鋼１４〜２１はＳｉ＋３Ｃｒが０．５０未満又は１．２５超えで請求項１乃至６のそれぞれに記載の発明の何れに対しも、発明の範囲外の成分組成となっている。
【００４８】
表２に示すように、鋼１〜１３を直接焼入れ焼戻し（ＤＱＴ）した場合、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトが観察される。これらの鋼材の歪時効後のシャルピー衝撃試験結果は何れも破面遷移温度（ｖＴｓ）がー４０℃以下と良好で、歪時効前のシャルピー衝撃試験結果（表中、通常ｖＴｓと記載）と比較してその劣化（表中、劣化度と記載）は０〜１５℃と小さい。
【００４９】
更にＢ≦０．０００２％とした鋼４，５，７，８，９，１０，１２，１３は劣化が１０℃以下と小さく、Ｂを規制した場合、歪時効による靭性劣化の防止は更に優れたものとなる。一方、鋼１４〜２１では旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトは観察されず、歪時効後のシャルピー衝撃試験結果は何れも破面遷移温度（ｖＴｓ）がー３５℃以上と劣り、劣化度も２０〜３５℃と大きくなっている。
【００５０】
鋼１〜１３はＰｃｍ≦０．１９、ＣｅｑＷ≦０．４２と低成分系のため、溶接熱影響部最高硬さはＨｖ３００以下、ＨＡＺ１ｍｍの溶接熱影響部の靭性が試験温度―４０℃で５０Ｊ以上と優れた耐低温割れ性と溶接部靭性が得られている。又、低成分系にも拘わらず、直接焼入れ焼戻しにより製造されるため、６０キロ級の強度が得られている。
【００５１】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明によれば、直接焼入れ時に、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトが生成され、実質的な粒界面積が増大されるため、焼戻しにおいて析出するセメンタイトに集中する歪が小さく、歪時効後の靭性に優れると共に、溶接性に優れる６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼の提供が可能で、産業上その効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼入れ後のミクロ組織を模式的に示す図
【図２】焼入れ焼戻し後のミクロ組織を模式的に示す図
【図３】焼入れ焼戻し後、歪を付加した場合のミクロ組織を模式的に示す図
【図４】旧オーステナイト粒界に、膜状のフェライトが析出している状態を模式的に示した図
【図５】旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトが析出した組織の焼戻し後の状態を模式的に示す図
【図６】膜状フェライトの生成に及ぼすＳｉとＣｒの影響を示す図
【図７】溶接熱影響部シャルピー衝撃試験の試験片採取位置を示す図
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含み、Ｂ≦０．０００２％で、残部が実質的にＦｅからなり、且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％、０．５０％≦Ｓｉ＋３Ｃｒ≦１．２５％を満足する溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破断遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。 - 鋼組成として、更に質量％でＭｏ：０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種または二種を含有する請求項１記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破断遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
- 鋼組成として、更に質量％でＮｉ：０．１〜０．５％を含有する請求項１又は２記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破断遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
- 鋼組成として、更に質量％でＶ：０．０１〜０．０８％を含有する請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破断遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
- 鋼組成として、更に質量％でＴｉ：０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％の一種または二種を含有する請求項１乃至４のいずれかに記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破断遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
- 質量％で、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％としたことを特徴とする請求項１乃至６のいずれかに記載の溶接性及び５％引張予歪後、２５０℃で１時間の時効処理後の歪時効シャルピー試験による破断遷移温度が−４０℃以下である歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23265999A JP3579307B2 (ja) | 1999-08-19 | 1999-08-19 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23265999A JP3579307B2 (ja) | 1999-08-19 | 1999-08-19 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001059132A JP2001059132A (ja) | 2001-03-06 |
| JP3579307B2 true JP3579307B2 (ja) | 2004-10-20 |
Family
ID=16942786
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23265999A Expired - Fee Related JP3579307B2 (ja) | 1999-08-19 | 1999-08-19 | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3579307B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4792778B2 (ja) * | 2005-03-29 | 2011-10-12 | 住友金属工業株式会社 | ラインパイプ用厚肉継目無鋼管の製造方法 |
| JP4252974B2 (ja) * | 2005-05-25 | 2009-04-08 | 株式会社日本製鋼所 | クラッド鋼用母材および該クラッド鋼用母材を用いたクラッド鋼の製造方法 |
| JP5849609B2 (ja) * | 2010-10-28 | 2016-01-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高圧水素貯蔵用鋼材 |
| CN107099745B (zh) * | 2017-04-01 | 2019-12-27 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 高碳当量低温高韧性的x80弯管用管线钢板及其制造方法 |
| CN112080684B (zh) * | 2020-07-17 | 2021-11-19 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种具有优良心部韧性的高强度容器用厚板及制造方法 |
| CN115652201B (zh) * | 2022-10-18 | 2023-10-31 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种轻量化设计高强度高韧性07MnMoVR钢板及其制备方法 |
| CN116987954B (zh) * | 2023-08-09 | 2024-02-06 | 常熟市龙腾特种钢有限公司 | 一种高强韧球扁钢及其制备方法 |
-
1999
- 1999-08-19 JP JP23265999A patent/JP3579307B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001059132A (ja) | 2001-03-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CA2280923C (en) | High-tensile-strength steel and method of manufacturing the same | |
| EP1559797B1 (en) | Method for manufacturing a high strength steel sheet | |
| KR20170107070A (ko) | 고 크랙-제어성을 갖는 강판 및 그 제조방법 | |
| WO2003106723A1 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| CN113166897A (zh) | 具有优异的可冷加工性和ssc抗力的超高强度钢及其制造方法 | |
| JP2005256037A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP2008248359A (ja) | オンライン冷却型高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2008095152A (ja) | 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の超大入熱溶接用高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4096839B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP3579307B2 (ja) | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 | |
| EP3964600A1 (en) | Ultra-high strength steel sheet having excellent shear workability and method for manufacturing same | |
| JP3602471B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JPH08283906A (ja) | 耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れたフィッティング材用高張力鋼板 | |
| JP3823626B2 (ja) | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法 | |
| JPS58123858A (ja) | 中空状スタビライザ−用電縫鋼管用鋼 | |
| JP3879639B2 (ja) | 優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材及びその製造方法 | |
| JP3823627B2 (ja) | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法 | |
| JP3166765B2 (ja) | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 | |
| JP3823628B2 (ja) | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法 | |
| JP2718550B2 (ja) | 疲労特性の優れた強加工用高強度熱間圧延鋼板の製造方法 | |
| JP3846119B2 (ja) | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法 | |
| JP3541746B2 (ja) | Ｃｔｏｄ特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
| JPH05331591A (ja) | 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001115232A (ja) | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 | |
| JP3864880B2 (ja) | 優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040611 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20040611 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040715 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080723 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090723 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100723 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100723 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110723 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110723 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120723 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120723 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130723 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |