JPH09310116A - 遅れ破壊特性に優れた高強度部材の製造方法 - Google Patents
遅れ破壊特性に優れた高強度部材の製造方法Info
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- JPH09310116A JPH09310116A JP16225796A JP16225796A JPH09310116A JP H09310116 A JPH09310116 A JP H09310116A JP 16225796 A JP16225796 A JP 16225796A JP 16225796 A JP16225796 A JP 16225796A JP H09310116 A JPH09310116 A JP H09310116A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】１５００ＭＰａ以上の引っ張り強度まで対応で
きる耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材。 【解決手段】重量％で、０．０６≦Ｃ≦０．１５、０．
０８≦Ｓｉ≦０．５、Ｎ≦０．０３、Ｓ≦０．０３、Ｐ
≦０．０３であって、３．５≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋（Ｃ
ｕ＋Ｎｉ）／２＋（Ｖ＋Ｗ）／５＋１０Ｎｂ＋ＸＢ≦
５．５（但し、１．０≦Ｍｎ≦３．０、０．５≦Ｃｒ≦
３．０、Ｎｉ≦４．０、Ｃｕ≦１．０、Ｍｏ≦２．０、
Ｗ≦０．５、Ｖ≦０．３、Ｎｂ≦０．０６とし、Ｂが
０．０００８≦Ｂ≦０．００５の範囲で添加される場
合、ＸＢ＝０．５とする。）であり、不可避不純物と残
部が実質Ｆｅから成る合金を一旦Ａｃ３点以上に加熱し
てオーステナイト化後、空冷等で冷却をし、９００〜５
５０℃で鍛造加工し、直ちに油冷、あるいは水冷でマル
テンサイト化し、またはその後、材料内水素を放出、ま
たは水素のトラップサイトを消失させるため、２５０〜
３５０℃、または４２０〜５５０℃で１０分以上焼き戻
す。
きる耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材。 【解決手段】重量％で、０．０６≦Ｃ≦０．１５、０．
０８≦Ｓｉ≦０．５、Ｎ≦０．０３、Ｓ≦０．０３、Ｐ
≦０．０３であって、３．５≦Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋（Ｃ
ｕ＋Ｎｉ）／２＋（Ｖ＋Ｗ）／５＋１０Ｎｂ＋ＸＢ≦
５．５（但し、１．０≦Ｍｎ≦３．０、０．５≦Ｃｒ≦
３．０、Ｎｉ≦４．０、Ｃｕ≦１．０、Ｍｏ≦２．０、
Ｗ≦０．５、Ｖ≦０．３、Ｎｂ≦０．０６とし、Ｂが
０．０００８≦Ｂ≦０．００５の範囲で添加される場
合、ＸＢ＝０．５とする。）であり、不可避不純物と残
部が実質Ｆｅから成る合金を一旦Ａｃ３点以上に加熱し
てオーステナイト化後、空冷等で冷却をし、９００〜５
５０℃で鍛造加工し、直ちに油冷、あるいは水冷でマル
テンサイト化し、またはその後、材料内水素を放出、ま
たは水素のトラップサイトを消失させるため、２５０〜
３５０℃、または４２０〜５５０℃で１０分以上焼き戻
す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は遅れ破壊特性に優れた
高強度鋼からなる部材の加工方法に関するものである。
高強度鋼からなる部材の加工方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】通常、引っ張り強度が１２００ＭＰａを
超えるような高強度鋼をボルトのように常に高い応力場
におかれた環境で使用する場合、遅れ破壊による事故が
深刻になる。遅れ破壊とは、主に水素の内部拡散による
破壊現象である。耐遅れ破壊特性を高めるために様々な
成分的トライを行っている。例えば、Ｃ量の低減、Ｍｏ
やＶ添加、あるいは焼き戻し温度を高くして粒界炭化物
の形状を制御したり、Ｂ添加によって粒界での水素拡散
を抑えたり、ＹやＴｉを添加して拡散水素との化合物を
生成ささる等の試みを行っている。
超えるような高強度鋼をボルトのように常に高い応力場
におかれた環境で使用する場合、遅れ破壊による事故が
深刻になる。遅れ破壊とは、主に水素の内部拡散による
破壊現象である。耐遅れ破壊特性を高めるために様々な
成分的トライを行っている。例えば、Ｃ量の低減、Ｍｏ
やＶ添加、あるいは焼き戻し温度を高くして粒界炭化物
の形状を制御したり、Ｂ添加によって粒界での水素拡散
を抑えたり、ＹやＴｉを添加して拡散水素との化合物を
生成ささる等の試みを行っている。
【０００３】しかしながらこれら成分的な改善だけで
は、引っ張り強度が１４００ＭＰａ前後のレベルまでが
限界とされている。なぜなら、Ｃ量を下げたり炭化物の
形状制御を行おうとしても、高い焼き戻し温度が前提と
なるため、Ｃ添加量は自ずと高くならざるを得ないから
である。
は、引っ張り強度が１４００ＭＰａ前後のレベルまでが
限界とされている。なぜなら、Ｃ量を下げたり炭化物の
形状制御を行おうとしても、高い焼き戻し温度が前提と
なるため、Ｃ添加量は自ずと高くならざるを得ないから
である。
【０００４】またＭｏやＶ等による２次硬化を利用する
ことによってＣ量の低減と高強度化を両立させる場合、
材料コストが極端に高くなり、実用性の面で問題とな
る。
ことによってＣ量の低減と高強度化を両立させる場合、
材料コストが極端に高くなり、実用性の面で問題とな
る。
【０００５】製造工程においても、焼きいれ、焼き戻し
工程が必ず入るため表面粗さの影響による性能のバラツ
キや、熱処理コストの観点からもこれら比較的高温の熱
処理は望ましくない。
工程が必ず入るため表面粗さの影響による性能のバラツ
キや、熱処理コストの観点からもこれら比較的高温の熱
処理は望ましくない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、低Ｃで焼き
入れ性の高い材料を用いて、加工熱処理の１つであるオ
ースフォーミングと焼き戻しによる拡散性水素の放出処
理を行うことによって従来では不可能とされていた１５
００ＭＰａ以上の引っ張り強度まで対応できる耐遅れ破
壊特性に優れた高強度部材の製造方法を提案するもので
ある。
入れ性の高い材料を用いて、加工熱処理の１つであるオ
ースフォーミングと焼き戻しによる拡散性水素の放出処
理を行うことによって従来では不可能とされていた１５
００ＭＰａ以上の引っ張り強度まで対応できる耐遅れ破
壊特性に優れた高強度部材の製造方法を提案するもので
ある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】遅れ破壊に優れているた
めの条件は、組織が微細であること、粒界に炭化物等の
偏析が少ないこと、水素のトラップサイトが少なく、十
分に拡散性水素が放出されていること、析出炭化物が球
状かつ微細であることがあげられる。
めの条件は、組織が微細であること、粒界に炭化物等の
偏析が少ないこと、水素のトラップサイトが少なく、十
分に拡散性水素が放出されていること、析出炭化物が球
状かつ微細であることがあげられる。
【０００８】これらの条件を満たすためには、より少な
いＣ量で強度を上げること、焼き入れ後に得られるマル
テンサイトラス等が微細で、ひずみ等による水素のトラ
ップサイトを消失させ、拡散性水素を放出させること、
微細炭化物を粒内に析出させることが有効である。
いＣ量で強度を上げること、焼き入れ後に得られるマル
テンサイトラス等が微細で、ひずみ等による水素のトラ
ップサイトを消失させ、拡散性水素を放出させること、
微細炭化物を粒内に析出させることが有効である。
【０００９】焼き入れ途中の準安定オーステナイト状態
で加工を行った場合、加工硬化オーステナイトからのマ
ルテンサイト変態によって均一でしかも高い転位密度が
受け継がれ、しかもマルテンサイトラスは非常に微細
に、かつ分断された状態となる。この状態での引っ張り
強度は、０．０６％≦Ｃ≦０．１５％の範囲で、加工を
加えずに焼き入れただけの状態より約１００から２００
ＭＰａ程高い１３００から１６００ＭＰａに達する。
で加工を行った場合、加工硬化オーステナイトからのマ
ルテンサイト変態によって均一でしかも高い転位密度が
受け継がれ、しかもマルテンサイトラスは非常に微細
に、かつ分断された状態となる。この状態での引っ張り
強度は、０．０６％≦Ｃ≦０．１５％の範囲で、加工を
加えずに焼き入れただけの状態より約１００から２００
ＭＰａ程高い１３００から１６００ＭＰａに達する。
【００１０】ただし、このままの状態では、水素のトラ
ップサイトが多いため、２５０℃から３５０℃、あるい
は４２０℃から５５０℃の範囲で水素放出のための焼き
戻し処理が必要となる。なお、このような低い温度で焼
き戻しすることによって、微細でかつ粒内ひずみが均一
なマルテンサイト組織から結晶粒界に偏析することな
く、微細な炭化物が析出する。
ップサイトが多いため、２５０℃から３５０℃、あるい
は４２０℃から５５０℃の範囲で水素放出のための焼き
戻し処理が必要となる。なお、このような低い温度で焼
き戻しすることによって、微細でかつ粒内ひずみが均一
なマルテンサイト組織から結晶粒界に偏析することな
く、微細な炭化物が析出する。
【００１１】焼き入れ途中の準安定オーステナイトで加
工する場合、フェライト、ベイナイト変態のような拡散
変態が著しく促進されるため、既存のＪＩＳで規定され
た構造用低合金鋼では充分な焼き入れ後硬さが得られな
い。特にＣ添加量が低い領域では顕著となる。
工する場合、フェライト、ベイナイト変態のような拡散
変態が著しく促進されるため、既存のＪＩＳで規定され
た構造用低合金鋼では充分な焼き入れ後硬さが得られな
い。特にＣ添加量が低い領域では顕著となる。
【００１２】従って焼き入れ性を充分高める必要がある
ため、焼き入れ性を高める元素の総量を規定する必要が
ある。これらの焼き入れ性向上元素総量をＭｎ＋Ｃｒ＋
Ｍｏ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／２＋（Ｖ＋Ｗ）／５＋１０Ｎｂ
＝Ｈと定義した場合、下限を３．５と規定することによ
って安定した強度が得られるようになる。ただし、焼き
入れ性向上元素総量が多すぎると鍛造性が阻害されるた
め、Ｈの上限を５．５とした。
ため、焼き入れ性を高める元素の総量を規定する必要が
ある。これらの焼き入れ性向上元素総量をＭｎ＋Ｃｒ＋
Ｍｏ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／２＋（Ｖ＋Ｗ）／５＋１０Ｎｂ
＝Ｈと定義した場合、下限を３．５と規定することによ
って安定した強度が得られるようになる。ただし、焼き
入れ性向上元素総量が多すぎると鍛造性が阻害されるた
め、Ｈの上限を５．５とした。
【００１３】焼き入れ性向上元素の中で、Ｍｎ、Ｃｒは
焼き入れ性を著しく高めると共にコスト的にも優れる。
従ってそれそれ１．０％、０．５％以上添加させる。た
だし、Ｍｎは３％を超えて添加しても焼き入れ性向上能
は上昇しなくなるため上限を３％とする。またＣｒは変
形抵抗を上げる傾向があるため上限を３％ととする。
焼き入れ性を著しく高めると共にコスト的にも優れる。
従ってそれそれ１．０％、０．５％以上添加させる。た
だし、Ｍｎは３％を超えて添加しても焼き入れ性向上能
は上昇しなくなるため上限を３％とする。またＣｒは変
形抵抗を上げる傾向があるため上限を３％ととする。
【００１４】Ｎｉは通常、１．５％から４．０％の範囲
の添加で変形抵抗を上げることなく焼き入れ性を高める
作用があるが、焼き入れ性向上能はさほど高くないため
上限を４．０％とする。
の添加で変形抵抗を上げることなく焼き入れ性を高める
作用があるが、焼き入れ性向上能はさほど高くないため
上限を４．０％とする。
【００１５】Ｃｕは焼き入れ性を上げる効果がある反
面、熱間加工性を悪化させるためその上限を１．０％と
規定した。
面、熱間加工性を悪化させるためその上限を１．０％と
規定した。
【００１６】Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂは焼き入れ性を上げる
作用と２次硬化の作用があるが、同時に安定した硬い炭
化物を形成して、変形抵抗を上げてしまうので、その上
限をそれそれ２．０％、０．５％、０．３％、０．０６
％とした。
作用と２次硬化の作用があるが、同時に安定した硬い炭
化物を形成して、変形抵抗を上げてしまうので、その上
限をそれそれ２．０％、０．５％、０．３％、０．０６
％とした。
【００１７】ＢもＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ同様に焼き入れ性を
著しく高める作用がある。しかし、Ｂ添加による効果
は、０．０００８≦Ｂ≦０．００５の範囲であるので、
この範囲で規定した。また、この時、Ｎを固定させる必
要があるため、Ｂ添加の時は０．０１≦Ｔｉ≦０．１０
の範囲で添加しなければならない。
著しく高める作用がある。しかし、Ｂ添加による効果
は、０．０００８≦Ｂ≦０．００５の範囲であるので、
この範囲で規定した。また、この時、Ｎを固定させる必
要があるため、Ｂ添加の時は０．０１≦Ｔｉ≦０．１０
の範囲で添加しなければならない。
【００１８】Ｃは、マルテンサイトの強度を決定する元
素である。本発明では強度範囲を１２００ＭＰａから１
６００ＭＰａで考えているため、添加量を０．０６％か
ら０．１５％と規定した。
素である。本発明では強度範囲を１２００ＭＰａから１
６００ＭＰａで考えているため、添加量を０．０６％か
ら０．１５％と規定した。
【００１９】Ｓｉは焼き入れ性を上げる作用があるが、
同時に変形抵抗を大きく上げる作用があるためその上限
を０．５％と規定した。なお、下限値の０．０８％は製
造上の制約からくるものである。
同時に変形抵抗を大きく上げる作用があるためその上限
を０．５％と規定した。なお、下限値の０．０８％は製
造上の制約からくるものである。
【００２０】Ｓ、Ｐは粒界を脆化させ、遅れ破壊特性を
劣化させる元素であるため、これらの上限を０．０３％
とした。
劣化させる元素であるため、これらの上限を０．０３％
とした。
【００２１】
【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。表１
に示す成分組成の鋼種を用いて、図１に示すプロセスに
従って鍛造加工、及び焼き入れを行った。図２に焼き入
れ性指数Ｈと鍛造温度、及び焼き入れ後硬さの関係を示
す。尚、鍛造時の圧縮率は、５０％である。
に示す成分組成の鋼種を用いて、図１に示すプロセスに
従って鍛造加工、及び焼き入れを行った。図２に焼き入
れ性指数Ｈと鍛造温度、及び焼き入れ後硬さの関係を示
す。尚、鍛造時の圧縮率は、５０％である。
【００２２】
【表１】
【００２３】図２より、焼き入れ性指数Ｈが３．５付近
で安定した焼き入れ後硬さが得られるようになることが
確認できる。また、加工を加えず、焼きいれたままのも
のと比較して、焼き入れ性指数Ｈが３．５以上のものは
明らかに高強度化されていることがわかる。
で安定した焼き入れ後硬さが得られるようになることが
確認できる。また、加工を加えず、焼きいれたままのも
のと比較して、焼き入れ性指数Ｈが３．５以上のものは
明らかに高強度化されていることがわかる。
【００２４】図３に鋼種Ｅを一旦１０３０℃に加熱した
後、冷却途中で鍛造した時の鍛造温度と引っ張り強度の
関係を示す。
後、冷却途中で鍛造した時の鍛造温度と引っ張り強度の
関係を示す。
【００２５】図３の結果より、鍛造温度が５５０から９
００℃の範囲のとき、加熱−焼き入れ材と比べて極めて
高い引っ張り強度が得られることが確認できる。
００℃の範囲のとき、加熱−焼き入れ材と比べて極めて
高い引っ張り強度が得られることが確認できる。
【００２６】次に遅れ破壊特性評価についてその実施例
を詳述する。用いた試験機は片持ち曲げ式加速型遅れ破
壊試験機で、その概略は図４に示す。この手法では、曲
げ応力／静曲げ応力が０．７の時、３０時間以上破断し
なければ、ボルト等に使用可能と判断できる。
を詳述する。用いた試験機は片持ち曲げ式加速型遅れ破
壊試験機で、その概略は図４に示す。この手法では、曲
げ応力／静曲げ応力が０．７の時、３０時間以上破断し
なければ、ボルト等に使用可能と判断できる。
【００２７】図５に遅れ破壊試験に用いた試験片の製造
プロセスを示す。また図６に片持ち曲げ式加速型遅れ破
壊試験における、曲げ応力／静曲げ応力が０．７の時
の、破断時間と引っ張り強度の関係を示す。Ｈが３．５
以上の鋼種で、プロセス３に従って製造された試験片
は、添加元素にほとんど影響を受けず、曲げ応力／静曲
げ応力が０．７の時、いずれも３０時間以上の破断時間
を示す。一方、加工を加えない、プロセス４の試験片で
は強度、遅れ破壊特性ともに低く、曲げ応力／静曲げ応
力が０．７の時、破断時間は３０時間を下回る。ＪＩＳ
−ＳＣＭ４３５の焼き入れ−焼き戻し材も同様に、この
ような高い強度では遅れ破壊特性は悪い。
プロセスを示す。また図６に片持ち曲げ式加速型遅れ破
壊試験における、曲げ応力／静曲げ応力が０．７の時
の、破断時間と引っ張り強度の関係を示す。Ｈが３．５
以上の鋼種で、プロセス３に従って製造された試験片
は、添加元素にほとんど影響を受けず、曲げ応力／静曲
げ応力が０．７の時、いずれも３０時間以上の破断時間
を示す。一方、加工を加えない、プロセス４の試験片で
は強度、遅れ破壊特性ともに低く、曲げ応力／静曲げ応
力が０．７の時、破断時間は３０時間を下回る。ＪＩＳ
−ＳＣＭ４３５の焼き入れ−焼き戻し材も同様に、この
ような高い強度では遅れ破壊特性は悪い。
【００２８】図７に、プロセス３、４によって製造され
た試験片の焼き戻し温度、引っ張り強度と、曲げ応力／
静曲げ応力が０．７の時の破断時間との関係を示す。焼
き戻し温度が２５０℃から３５０℃、及び４２０℃以上
で破断時間が伸びることがわかる。
た試験片の焼き戻し温度、引っ張り強度と、曲げ応力／
静曲げ応力が０．７の時の破断時間との関係を示す。焼
き戻し温度が２５０℃から３５０℃、及び４２０℃以上
で破断時間が伸びることがわかる。
【００２９】２５０℃から３５０℃ではマトリックスに
固溶している拡散性水素が放出され、４２０℃以上では
拡散性水素と非拡散性水素の放出と炭化物の微細析出す
るため、この焼き戻し温度領域で耐遅れ破壊特性があが
る。ただし、焼き戻し温度が５５０℃を超えるような領
域では、強度が大幅に低下してしまうため、焼き戻し温
度の上限を５５０℃とする。
固溶している拡散性水素が放出され、４２０℃以上では
拡散性水素と非拡散性水素の放出と炭化物の微細析出す
るため、この焼き戻し温度領域で耐遅れ破壊特性があが
る。ただし、焼き戻し温度が５５０℃を超えるような領
域では、強度が大幅に低下してしまうため、焼き戻し温
度の上限を５５０℃とする。
【００３０】以上本発明の実施例を詳述したが、これは
あくまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない
範囲において、種種の変更を加えた形態で実施可能であ
る。
あくまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない
範囲において、種種の変更を加えた形態で実施可能であ
る。
【００３１】
【発明の効果】本発明により、１２００ＭＰａを超える
ような非常に高い強度で、靭性、及び遅れ破壊特性に優
れた部材の製造が可能となる。
ような非常に高い強度で、靭性、及び遅れ破壊特性に優
れた部材の製造が可能となる。
【図１】焼き入れ試験に用いた、鍛造履歴、及び熱履歴
を示した図である。
を示した図である。
【図２】一旦１０３０℃に加熱した後、冷却途中ので鍛
造したときの鍛造温度と引っ張り強度の関係を示した図
である。
造したときの鍛造温度と引っ張り強度の関係を示した図
である。
【図３】プロセス１、及びプロセス２に従って得られた
試料の焼き入れ性指数Ｈと、鍛造温度、及び焼き入れ後
硬さの関係を示したグラフである。
試料の焼き入れ性指数Ｈと、鍛造温度、及び焼き入れ後
硬さの関係を示したグラフである。
【図４】実験に用いた遅れ破壊評価試験の概略を表す図
である。
である。
【図５】遅れ破壊試験に用いた試験片の鍛造履歴、及び
熱履歴を示した図である。
熱履歴を示した図である。
【図６】遅れ破壊試験によりによって得られた、焼き入
れ指数Ｈ，引っ張り強度と曲げ応力／静曲げ応力＝０．
７の時の破断時間の関係を示した図である。
れ指数Ｈ，引っ張り強度と曲げ応力／静曲げ応力＝０．
７の時の破断時間の関係を示した図である。
【図７】遅れ破壊試験によりによって得られた、焼き入
れ指数Ｈ、焼き戻し温度と曲げ応力／静曲げ応力＝０．
７の時の破断時間の関係を示した図である。
れ指数Ｈ、焼き戻し温度と曲げ応力／静曲げ応力＝０．
７の時の破断時間の関係を示した図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、０．０６≦Ｃ≦０．１５、
０．０８≦Ｓｉ≦０．５％、Ｎ≦０．０３％、Ｓ≦０．
０３％、Ｐ≦０．０３％であって、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋
（Ｃｕ＋Ｎｉ）／２＋（Ｖ＋Ｗ）／５＋１０Ｎｂ＋ＸＢ
＝Ｈと定義された焼き入れ性を示す指数Ｈが、３．５≦
Ｈ≦５．５（但し、１．０≦Ｍｎ≦３．０％、０．５≦
Ｃｒ≦３．０％、Ｎｉ≦４．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍ
ｏ≦２．０％、Ｗ≦０．５％、Ｖ≦０．３％、Ｎｂ≦
０．０６％とし、Ｂが０．０００８≦Ｂ≦０．００５％
の範囲で添加される場合、ＸＢ＝０．５とする。またＢ
が添加される場合、Ｎ固定のため０．０１≦Ｔｉ≦０．
１０とする。）であり、不可避不純物と残部が実質Ｆｅ
から成る合金を一旦Ａｃ３点以上に加熱することによっ
てオーステナイト化した後、空冷等の冷却を行い、９０
０から５５０℃の範囲で鍛造加工を行い、しかる後油
冷、あるいは水冷によってマルテンサイト化させ、更に
２５０℃から３５０℃、あるいは４２０℃から５５０℃
の範囲で１０分以上焼き戻しを行うことを特徴とする遅
れ破壊特性に優れた高強度部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16225796A JPH09310116A (ja) | 1996-05-21 | 1996-05-21 | 遅れ破壊特性に優れた高強度部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16225796A JPH09310116A (ja) | 1996-05-21 | 1996-05-21 | 遅れ破壊特性に優れた高強度部材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09310116A true JPH09310116A (ja) | 1997-12-02 |
Family
ID=15751003
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16225796A Pending JPH09310116A (ja) | 1996-05-21 | 1996-05-21 | 遅れ破壊特性に優れた高強度部材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09310116A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100605723B1 (ko) * | 2004-11-24 | 2006-08-01 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품 및 그 제조방법 |
| JP2007084909A (ja) * | 2005-09-26 | 2007-04-05 | Daido Steel Co Ltd | 高強度かつ高靱性で溶接可能な鋼とそれを使用した部材の製造方法 |
| JP2014517149A (ja) * | 2011-05-12 | 2014-07-17 | 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 | 非常に高い強度のマルテンサイト鋼およびこれにより得た鋼板または部品の製造方法 |
-
1996
- 1996-05-21 JP JP16225796A patent/JPH09310116A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100605723B1 (ko) * | 2004-11-24 | 2006-08-01 | 주식회사 포스코 | 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강가공품 및 그 제조방법 |
| JP2007084909A (ja) * | 2005-09-26 | 2007-04-05 | Daido Steel Co Ltd | 高強度かつ高靱性で溶接可能な鋼とそれを使用した部材の製造方法 |
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