JPH06104861B2 - V添加高靭性高張力鋼板の製造法 - Google Patents
V添加高靭性高張力鋼板の製造法Info
- Publication number
- JPH06104861B2 JPH06104861B2 JP1075799A JP7579989A JPH06104861B2 JP H06104861 B2 JPH06104861 B2 JP H06104861B2 JP 1075799 A JP1075799 A JP 1075799A JP 7579989 A JP7579989 A JP 7579989A JP H06104861 B2 JPH06104861 B2 JP H06104861B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- toughness
- steel
- rolling
- amount
- 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 - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 [産業上の利用分野] 本発明は溶接性の優れた引張強さ60kgf/mm2級V添加高
靭性高張力鋼板の製造法に関するもので、板厚20mm以下
の鋼板を対象とする。
靭性高張力鋼板の製造法に関するもので、板厚20mm以下
の鋼板を対象とする。
本発明は厚板ミルに適用することが最も好ましいが、ホ
ットコイル,形鋼などにも適用できる。また、この方法
で製造した厚鋼板はラインパイプ,鉄塔用などの構造用
鋼管に用いることができ、特に溶融亜鉛メッキされる鋼
管用に適する。
ットコイル,形鋼などにも適用できる。また、この方法
で製造した厚鋼板はラインパイプ,鉄塔用などの構造用
鋼管に用いることができ、特に溶融亜鉛メッキされる鋼
管用に適する。
[従来の技術] 鋼の母材、溶接熱影響部(HAZ)の強度,靭性や溶接性
を改善するためには、低C化(低炭素当量化)、微量Ti
添加(Tiの窒化物、酸化物の利用)などが効果的である
が(例えば特開昭52−128821号公報,特開昭55−131125
号公報参照)、これらはいずれも強度低下を招く。特に
Nb,Vなど析出硬化元素を利用する場合、C,N量の減少に
よって強度低下が著しくなる(Tiを添加するとTiNとし
てNが強力に固定さフリーNが減少)。このため鋼板の
製造では、制御圧延あるいは制御圧延+加速冷却によっ
て高強度化を図るのが一般的である。しかし板厚が薄く
なると、加速冷却では水冷開始までの温度低下や冷却後
の形状不良などの問題があった。また制御圧延で引張強
さ60kgf/mm2級(以下HT60という)の高強度を得るには
さらに合金元素量を増加しなければならず、高強度と優
れた低温靭性、溶接性(以下、溶接部靭性を含む)を同
時に得ることは不可能であった。
を改善するためには、低C化(低炭素当量化)、微量Ti
添加(Tiの窒化物、酸化物の利用)などが効果的である
が(例えば特開昭52−128821号公報,特開昭55−131125
号公報参照)、これらはいずれも強度低下を招く。特に
Nb,Vなど析出硬化元素を利用する場合、C,N量の減少に
よって強度低下が著しくなる(Tiを添加するとTiNとし
てNが強力に固定さフリーNが減少)。このため鋼板の
製造では、制御圧延あるいは制御圧延+加速冷却によっ
て高強度化を図るのが一般的である。しかし板厚が薄く
なると、加速冷却では水冷開始までの温度低下や冷却後
の形状不良などの問題があった。また制御圧延で引張強
さ60kgf/mm2級(以下HT60という)の高強度を得るには
さらに合金元素量を増加しなければならず、高強度と優
れた低温靭性、溶接性(以下、溶接部靭性を含む)を同
時に得ることは不可能であった。
[発明が解決しようとする課題] 本発明は低温靭性、溶接性の優れたHT60の安価な製造技
術を提供するものである。本発明に基づいて製造したHT
60合金コストが安く、かつ低温靭性,溶接性が良好なこ
とから溶接施工において予熱を軽減あるいは省略でき、
溶接構造物の安全性が向上するなどの利点を有する。
術を提供するものである。本発明に基づいて製造したHT
60合金コストが安く、かつ低温靭性,溶接性が良好なこ
とから溶接施工において予熱を軽減あるいは省略でき、
溶接構造物の安全性が向上するなどの利点を有する。
[課題を解決するための手段] 本発明の要旨とするところは、C:0.03〜0.09%,Si:0.5
%以下,Mn:1.4〜1.9%,P:0.02%以下,S:0.003%以下,N
b:0.005〜0.03%,V:0.03〜0.08%,Ti:0.005〜0.02%,A
l:0.06%以下,N:0.001〜0.003%,O:0.002〜0.004%に、
必要に応じてNi:0.05〜1.0%,Cu:0.05〜0.6%,Ca:0.001
〜0.005%の1種または2種以上を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼を1100〜1250℃の温度範
囲に加熱して950℃以下、Ar3変態点以上の累積圧下量が
40%以上、Ar3変態点未満の累積圧下量が20%以上、か
つ圧延終了温度が690℃以下、630℃以上となるように圧
延を行うことを特徴とする引張強さ60kgf/mm2級V添加
高靭性高張力鋼板の製造方法にある。
%以下,Mn:1.4〜1.9%,P:0.02%以下,S:0.003%以下,N
b:0.005〜0.03%,V:0.03〜0.08%,Ti:0.005〜0.02%,A
l:0.06%以下,N:0.001〜0.003%,O:0.002〜0.004%に、
必要に応じてNi:0.05〜1.0%,Cu:0.05〜0.6%,Ca:0.001
〜0.005%の1種または2種以上を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼を1100〜1250℃の温度範
囲に加熱して950℃以下、Ar3変態点以上の累積圧下量が
40%以上、Ar3変態点未満の累積圧下量が20%以上、か
つ圧延終了温度が690℃以下、630℃以上となるように圧
延を行うことを特徴とする引張強さ60kgf/mm2級V添加
高靭性高張力鋼板の製造方法にある。
[作用] 以下、本発明について詳細に説明する。
HT60の低温靭性や溶接性を画期的に改善するには、まず
成分元素の制限が必須である。このためC量を低減する
とともに、特に析出硬化能が大きく溶接性に有害なNb添
加量を低減した。また微量Ti添加はTiNやTi2O3を主体と
する酸化物によるHAZ靭性の改善のためであり、かつそ
の効果を十分に得るためにN,O量を制限した。さらに溶
接性を劣化させずにHT60の高強度を確保するために、V
添加を行なった。しかしVをただ単に添加しただけで
は、その効果は発揮されない。これはC量の低減やTi添
加によるフリーN量の低下によってV4C3,VNによる析出
硬化が十分に得られないからである。
成分元素の制限が必須である。このためC量を低減する
とともに、特に析出硬化能が大きく溶接性に有害なNb添
加量を低減した。また微量Ti添加はTiNやTi2O3を主体と
する酸化物によるHAZ靭性の改善のためであり、かつそ
の効果を十分に得るためにN,O量を制限した。さらに溶
接性を劣化させずにHT60の高強度を確保するために、V
添加を行なった。しかしVをただ単に添加しただけで
は、その効果は発揮されない。これはC量の低減やTi添
加によるフリーN量の低下によってV4C3,VNによる析出
硬化が十分に得られないからである。
このため本発明者らはその製造法について鋭意研究の結
果、低C、低N鋼においてV添加による高強度化にはAr
3点以下、(γ+α)2相域圧延が有効であることを確
かめた。すなわち適切な(γ+α)2相域圧延を上記の
鋼に加えることによってフェライト地の微細なV析出が
著しく促進され、強度が大幅に向上することを見出し
た。このようなV添加の効果を十分に得るためには鋼
(スラブ)の再加熱,圧延条件を以下のように限定する
必要がある。まず再加熱温度を1100〜1250℃の範囲に限
定する。再加熱温度はNb,Vなどの析出物を固溶させ、高
強度を確保するために1100℃以上としなければならない
(望ましくは1150℃以上)。この温度未満では、Nbがほ
とんど固溶せず十分な強度が得られない。しかし再加熱
温度が1250℃を越えると、オーステナイト粒(γ粒)が
著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化できない
ため、優れた低温靭性が得られない。従って再加熱温度
は1250℃以下とする必要がある。次に950℃以下、Ar3以
上の累積圧下量を40%以上としなければならない。これ
はγ組織を微細化して低温靭性を改善するためである。
γ組織を微細化しフェライト粒径を小さくしないと、続
く(γ+α)2相域圧延によるVの析出硬化によって低
温靭性が著しく劣化するからである。さらに、十分なV
の析出硬化を得るためには2相域の累積圧下量と圧延終
了温度をそれぞれ20%以上、690〜630℃に制限しなけれ
ばならない。(γ+α)2相域の圧下量が20%未満であ
るとVの析出が不足する。また圧延終了温度が690℃越
えるとV析出物のサイズが大きく析出硬化能が弱くな
り、630℃未満では圧延を行なってもVが十分に析出し
ない。
果、低C、低N鋼においてV添加による高強度化にはAr
3点以下、(γ+α)2相域圧延が有効であることを確
かめた。すなわち適切な(γ+α)2相域圧延を上記の
鋼に加えることによってフェライト地の微細なV析出が
著しく促進され、強度が大幅に向上することを見出し
た。このようなV添加の効果を十分に得るためには鋼
(スラブ)の再加熱,圧延条件を以下のように限定する
必要がある。まず再加熱温度を1100〜1250℃の範囲に限
定する。再加熱温度はNb,Vなどの析出物を固溶させ、高
強度を確保するために1100℃以上としなければならない
(望ましくは1150℃以上)。この温度未満では、Nbがほ
とんど固溶せず十分な強度が得られない。しかし再加熱
温度が1250℃を越えると、オーステナイト粒(γ粒)が
著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化できない
ため、優れた低温靭性が得られない。従って再加熱温度
は1250℃以下とする必要がある。次に950℃以下、Ar3以
上の累積圧下量を40%以上としなければならない。これ
はγ組織を微細化して低温靭性を改善するためである。
γ組織を微細化しフェライト粒径を小さくしないと、続
く(γ+α)2相域圧延によるVの析出硬化によって低
温靭性が著しく劣化するからである。さらに、十分なV
の析出硬化を得るためには2相域の累積圧下量と圧延終
了温度をそれぞれ20%以上、690〜630℃に制限しなけれ
ばならない。(γ+α)2相域の圧下量が20%未満であ
るとVの析出が不足する。また圧延終了温度が690℃越
えるとV析出物のサイズが大きく析出硬化能が弱くな
り、630℃未満では圧延を行なってもVが十分に析出し
ない。
以上のように、たとえ製造法が適切であっても基本成分
が適当でないとHT60としての優れた特性が得られない。
以下、この点について説明する。
が適当でないとHT60としての優れた特性が得られない。
以下、この点について説明する。
Cの下限0.03%は、母材および溶接部の強度確保ならび
にNb,Vなどの添加時に、これらの効果を発揮させるため
の最小量である。しかしC量が多過ぎると溶接性の著し
い劣化を招くので、上限を0.09%とした。
にNb,Vなどの添加時に、これらの効果を発揮させるため
の最小量である。しかしC量が多過ぎると溶接性の著し
い劣化を招くので、上限を0.09%とした。
Siは多く添加すると溶接性、HAZ靭性を劣化させるた
め、上限を0.5%とした。鋼の脱酸はAl,Tiのみでも十分
であり、Siは必ずしも添加する必要はない。
め、上限を0.5%とした。鋼の脱酸はAl,Tiのみでも十分
であり、Siは必ずしも添加する必要はない。
Mnは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、そ
の下限は1.4%である。しかしMn量が多過ぎると焼入性
が増加して溶接性、HAZ靭性を劣化させるだけでなく、
連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を1.9%
とした。
の下限は1.4%である。しかしMn量が多過ぎると焼入性
が増加して溶接性、HAZ靭性を劣化させるだけでなく、
連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を1.9%
とした。
本発明鋼において不純物であるP,Sをそれぞれ0.02%,0.
003%以下とした理由は、母材,HAZの低温靭性をより一
層向上させるためである。Pの低減は粒界破壊を防止
し、S量の低減はMnSによる靭性の劣化を防止する。特
に本発明鋼では(γ+α)2相域圧延よってシャルピー
衝撃破面にセパレーションが発生し、吸収エネルギーの
低下を招くので、低S化は必須である。好ましいP,S量
はそれぞれ0.01%以下,0.002%以下である。
003%以下とした理由は、母材,HAZの低温靭性をより一
層向上させるためである。Pの低減は粒界破壊を防止
し、S量の低減はMnSによる靭性の劣化を防止する。特
に本発明鋼では(γ+α)2相域圧延よってシャルピー
衝撃破面にセパレーションが発生し、吸収エネルギーの
低下を招くので、低S化は必須である。好ましいP,S量
はそれぞれ0.01%以下,0.002%以下である。
Nbは本発明では母材の強度、低温靭性を得るために必須
の元素であり、その下限は0.005%である。しかしその
添加量が多過ぎるとHAZ靭性、溶接性を著しく害するの
で、その上限を0.03%とする。
の元素であり、その下限は0.005%である。しかしその
添加量が多過ぎるとHAZ靭性、溶接性を著しく害するの
で、その上限を0.03%とする。
VはNbとほぼ同じ効果をもつ元素であるが、Nbに比較し
て析出硬化能はやや弱い。しかしHAZ靭性や溶接性に対
する害は少なく、析出硬化が有効に得られれば極めて貴
重な元素である。本発明ではVの析出硬化を十分に得る
ことが可能であり、Vは必須の元素である。しかし0.03
%未満では効果が少なく、上限は0.08%まで許容でき
る。
て析出硬化能はやや弱い。しかしHAZ靭性や溶接性に対
する害は少なく、析出硬化が有効に得られれば極めて貴
重な元素である。本発明ではVの析出硬化を十分に得る
ことが可能であり、Vは必須の元素である。しかし0.03
%未満では効果が少なく、上限は0.08%まで許容でき
る。
TiはAl量が少ないとき(例えば0.003%以下)、Oと結
合してTi2O3を主成分とする酸化物を形成してHAZ靭性を
向上させる。またNと結合してTiNを形成し、再加熱時
のγ粒相大化を抑制し、圧延後の組織を微細化する。こ
れらの効果を得るためにはTi最低0.005%必要である。
しかし多過ぎるとTiCを形成し低温靭性や溶接性を劣化
させるので、その上限は0.02%しする。
合してTi2O3を主成分とする酸化物を形成してHAZ靭性を
向上させる。またNと結合してTiNを形成し、再加熱時
のγ粒相大化を抑制し、圧延後の組織を微細化する。こ
れらの効果を得るためにはTi最低0.005%必要である。
しかし多過ぎるとTiCを形成し低温靭性や溶接性を劣化
させるので、その上限は0.02%しする。
Al、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はSi
またはTiだけでも十分であり、本発明鋼においては、そ
の下限は限定しない。しかしAl量が多くなると鋼の清浄
度が悪くなるばかりでなく、溶接金属の靭性が劣化する
ので上限を0.06%とした。
またはTiだけでも十分であり、本発明鋼においては、そ
の下限は限定しない。しかしAl量が多くなると鋼の清浄
度が悪くなるばかりでなく、溶接金属の靭性が劣化する
ので上限を0.06%とした。
Nは不可避的不純物として鋼中に含まれる元素である
が、TiNを形成して前述のようにHT60の性質を高める。
このためのN量として最低0.001%必要である。しかし
ながら過剰のNはHAZ靭性、溶接性に極めて有害であ
り、この影響は高強度鋼ほど著しい。HT60の場合、その
上限は0.003%である。
が、TiNを形成して前述のようにHT60の性質を高める。
このためのN量として最低0.001%必要である。しかし
ながら過剰のNはHAZ靭性、溶接性に極めて有害であ
り、この影響は高強度鋼ほど著しい。HT60の場合、その
上限は0.003%である。
OはNと同様に不純物として鋼中に含まれる元素である
が、Al量が少ない場合には、Tiと結合してTi2O3を形成
し、HAZ靭性を向上させる。このために必要な最少O量
は0.002%である。しかしO量が多過ぎると鋼の清浄度
が劣化し、靭性などに悪影響を与えるので、その上限は
0.004%とする。
が、Al量が少ない場合には、Tiと結合してTi2O3を形成
し、HAZ靭性を向上させる。このために必要な最少O量
は0.002%である。しかしO量が多過ぎると鋼の清浄度
が劣化し、靭性などに悪影響を与えるので、その上限は
0.004%とする。
次にNi,Cu,Caを添加する理由について説明する。基本と
なる成分にさらに、これらの元素を添加する主たる目的
は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度,靭性
などの特性向上を図るためである。従って、その添加量
は自ら制限される性質のものである。
なる成分にさらに、これらの元素を添加する主たる目的
は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度,靭性
などの特性向上を図るためである。従って、その添加量
は自ら制限される性質のものである。
Ni溶接性に悪影響をおよぼすことなく、強度、靭性を向
上させるほか、Cu−クラックの防止にも効果がある。し
かし1.0%を超えると溶接性に好ましくないため、上限
を1.0%とした。
上させるほか、Cu−クラックの防止にも効果がある。し
かし1.0%を超えると溶接性に好ましくないため、上限
を1.0%とした。
Cuも溶接性、HAZ靭性に悪影響を及ぼすことなく、強度
を向上させるほか、耐食性の向上にも効果を発揮する。
しかし0.6%を越えると溶接性を害するので、上限を0.6
%とした。
を向上させるほか、耐食性の向上にも効果を発揮する。
しかし0.6%を越えると溶接性を害するので、上限を0.6
%とした。
なおNi,Cu量の下限は、これらの元素による効果が得ら
れる最少量で、0.05%である。
れる最少量で、0.05%である。
Caは硫化物の形態を制御し、低温靭性(シャルピー吸収
エネルギー)を向上させるほか、耐水素誘起割れ性の改
善にも効果を発揮する。しかしCa量0.001%未満では実
用上の効果がなく、また0.005%を越えて添加すると、C
aO,CaSが多量に生成して大型介在物となり、鋼の清浄度
を害して靭性を低下させる。また溶接性にも悪影響を与
える。このため添加量の範囲を0.001〜0.005%に制限し
た。
エネルギー)を向上させるほか、耐水素誘起割れ性の改
善にも効果を発揮する。しかしCa量0.001%未満では実
用上の効果がなく、また0.005%を越えて添加すると、C
aO,CaSが多量に生成して大型介在物となり、鋼の清浄度
を害して靭性を低下させる。また溶接性にも悪影響を与
える。このため添加量の範囲を0.001〜0.005%に制限し
た。
[実施例] 次に本発明の実施例について述べる。転炉一連続鋳造−
厚板工程で種々の鋼成分の薄い鋼板(板厚10〜20mm)を
製造し、その強度、靭性などを調査した。表1に実施例
を示す。本発明に従って製造した鋼板(本発明鋼)はす
べて良好な特性を有する。これに対して本発明によらな
い比較鋼は、強度,低温靭性に劣る。鋼10,11はNbある
いはV無添加で強度不足であり、鋼12はTi無添加でHAZ
靭性が劣る。また鋼13〜16では、製造条件が適切でない
ために強度あるいは低温靭性が十分でない。
厚板工程で種々の鋼成分の薄い鋼板(板厚10〜20mm)を
製造し、その強度、靭性などを調査した。表1に実施例
を示す。本発明に従って製造した鋼板(本発明鋼)はす
べて良好な特性を有する。これに対して本発明によらな
い比較鋼は、強度,低温靭性に劣る。鋼10,11はNbある
いはV無添加で強度不足であり、鋼12はTi無添加でHAZ
靭性が劣る。また鋼13〜16では、製造条件が適切でない
ために強度あるいは低温靭性が十分でない。
[発明の効果] 本発明により、低温靭性,溶接性の優れたHT60の製造が
可能となり、その結果、製造コストが低減するとともに
現場での溶接施工能率や溶接構造物の安全性を著しく向
上することができる。
可能となり、その結果、製造コストが低減するとともに
現場での溶接施工能率や溶接構造物の安全性を著しく向
上することができる。
Claims (2)
- 【請求項1】C:0.03〜0.09%,Si:0.5%以下,Mn:1.4〜1.
9%,P:0.02%以下,S:0.003%以下,Nb:0.005〜0.03%,V:
0.03〜0.08%,Ti:0.005〜0.02%,Al:0.06%以下,N:0.00
1〜0.003%,O:0.002〜0.004%で、残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼を1100〜1250℃の温度範囲に加熱
して950℃以下、Ar3変態点以上の累積圧下量が40%以
上、Ar3変態点未満の累積圧下量が20%以上、かつ圧延
終了温度が690℃以下、630℃以上となるように圧延を行
うことを特徴とする引張強さ60kgf/mm2級V添加高靭性
高張力鋼板の製造法。 - 【請求項2】C:0.03〜0.09%,Si:0.5%以下,Mn:1.4〜1.
9%,P:0.02%以下,S:0.003%以下,Nb:0.005〜0.03%,V:
0.03〜0.08%,Ti:0.005〜0.02%,Al:0.06%以下,N:0.00
1〜0.003%,O:0.002〜0.004%にNi:0.05〜1.0%,Cu:0.0
5〜0.6%,Ca:0.001〜0.005%の1種または2種以上を含
有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を1100
〜1250℃の温度範囲に加熱して950℃以下、Ar3変態点以
上の累積圧下量が40%以上、Ar3変態点未満の累積圧下
量が20%以上、かつ圧延終了温度が690℃以下,630℃以
上となるように圧延を行うことを特徴とする引張強さ60
kgf/mm2級V添加高靭性高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1075799A JPH06104861B2 (ja) | 1989-03-28 | 1989-03-28 | V添加高靭性高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1075799A JPH06104861B2 (ja) | 1989-03-28 | 1989-03-28 | V添加高靭性高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02254119A JPH02254119A (ja) | 1990-10-12 |
JPH06104861B2 true JPH06104861B2 (ja) | 1994-12-21 |
Family
ID=13586609
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1075799A Expired - Lifetime JPH06104861B2 (ja) | 1989-03-28 | 1989-03-28 | V添加高靭性高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH06104861B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3156525B2 (ja) * | 1994-09-09 | 2001-04-16 | 日本鋼管株式会社 | 十字溶接継手特性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法 |
CN100396809C (zh) * | 2005-09-12 | 2008-06-25 | 鞍钢股份有限公司 | 大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板及其生产方法 |
JP4946092B2 (ja) * | 2006-02-28 | 2012-06-06 | Jfeスチール株式会社 | 高張力鋼およびその製造方法 |
CN103602891B (zh) * | 2013-10-22 | 2015-11-18 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 屈服强度460MPa级的高韧性钢板的生产方法 |
CN105112810B (zh) * | 2015-09-07 | 2017-05-03 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗大线能量焊接用钢及其制备方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS558454A (en) * | 1978-07-03 | 1980-01-22 | Nippon Steel Corp | Manufacture of v-type high toughness high tension steel of good weldability |
JPS63210235A (ja) * | 1987-02-27 | 1988-08-31 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6415321A (en) * | 1987-07-08 | 1989-01-19 | Nippon Steel Corp | Production of steel for electron beam welding having excellent low-temperature toughness |
-
1989
- 1989-03-28 JP JP1075799A patent/JPH06104861B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS558454A (en) * | 1978-07-03 | 1980-01-22 | Nippon Steel Corp | Manufacture of v-type high toughness high tension steel of good weldability |
JPS63210235A (ja) * | 1987-02-27 | 1988-08-31 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH02254119A (ja) | 1990-10-12 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4071906B2 (ja) | 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法 | |
JP2009127069A (ja) | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
JPH06104861B2 (ja) | V添加高靭性高張力鋼板の製造法 | |
WO2011043287A1 (ja) | 強度、延性の良好なラインパイプ用鋼およびその製造方法 | |
JPH07109521A (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比600N/mm2 級鋼管の製造法 | |
JP3850913B2 (ja) | 優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製造法 | |
JP3245224B2 (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比鋼管の製造法 | |
JP4102103B2 (ja) | 高強度ベンド管の製造法 | |
JP3836919B2 (ja) | 低温靭性の優れた極厚高強度ベンド管の製造法 | |
JPH0826395B2 (ja) | 溶接性の優れた80Kgf/mm▲上2▼級高張力鋼の製造法 | |
JP2529044B2 (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比鋼管の製造法 | |
JP2529042B2 (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比鋼管の製造法 | |
JP2834500B2 (ja) | 抵温靭性の優れた高張力鋼板の製造法 | |
JP2743765B2 (ja) | 圧力容器用Cr−Mo鋼板及びその製造法 | |
JP3245223B2 (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比鋼管の製造法 | |
JP3007247B2 (ja) | 溶接性の優れた降伏比80%以下のTS590N/mm2級高張力鋼の製造法 | |
JP3497250B2 (ja) | 溶接性の優れた低降伏比590N/mm2級高張力鋼の製造方法 | |
JPH06128641A (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比鋼管の製造法 | |
JP3371715B2 (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたTS780MPa級鋼の製造方法 | |
JPH0247525B2 (ja) | ||
JP3208495B2 (ja) | 溶接性の優れた80kgf/mm2 級高張力鋼の製造法 | |
JP3426047B2 (ja) | 溶接性の優れた低降伏比590N/mm2 級高張力鋼の製造方法 | |
JPS62256947A (ja) | 溶接性及び低温靭性に優れた調質高燐型耐候性鋼板 | |
JP2529045B2 (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比60kgf/mm2級鋼管の製造法 | |
JP3371714B2 (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたTS780MPa級鋼の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081221 Year of fee payment: 14 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081221 Year of fee payment: 14 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091221 Year of fee payment: 15 |
|
EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091221 Year of fee payment: 15 |