JP2781000B2 - 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 - Google Patents
耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法Info
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- JP2781000B2 JP2781000B2 JP1081635A JP8163589A JP2781000B2 JP 2781000 B2 JP2781000 B2 JP 2781000B2 JP 1081635 A JP1081635 A JP 1081635A JP 8163589 A JP8163589 A JP 8163589A JP 2781000 B2 JP2781000 B2 JP 2781000B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は特に耐HIC性（Hydrogen Induced Cracking）
（耐水素誘起割れ性）および耐SSC性（Sulfide Stress
Corrosion Cracking）（耐硫化物応力腐食割れ性）に優
れた引張強さ50kgkf/cm2級の高張力鋼の製造法に関する
ものである。
（耐水素誘起割れ性）および耐SSC性（Sulfide Stress
Corrosion Cracking）（耐硫化物応力腐食割れ性）に優
れた引張強さ50kgkf/cm2級の高張力鋼の製造法に関する
ものである。
（従来の技術） アンモニア・LPGなどの貯蔵タンクや石油・天然ガス
精製プラントおよび輸送用のラインパイプでは、HICや
硫化水素によるSSCが大きな問題となっている。HIC,SSC
は湿潤な硫化水素環境下の腐食反応で生じた水素による
水素脆性割れの１種と考えられている。
精製プラントおよび輸送用のラインパイプでは、HICや
硫化水素によるSSCが大きな問題となっている。HIC,SSC
は湿潤な硫化水素環境下の腐食反応で生じた水素による
水素脆性割れの１種と考えられている。
一般的なHIC対策としては、鋼の清浄度を高めること
や鋼のミクロ組織の均一化などがある。また鋼のSSC感
受性に対しては化学成分やミクロ組織、非金属介在物の
有無などによって異なるが、特に硬さの影響が大きくビ
ッカース硬さHv248（Rc22）以下ではSSCは起こらないと
されている。
や鋼のミクロ組織の均一化などがある。また鋼のSSC感
受性に対しては化学成分やミクロ組織、非金属介在物の
有無などによって異なるが、特に硬さの影響が大きくビ
ッカース硬さHv248（Rc22）以下ではSSCは起こらないと
されている。
しかし従来のHT50やHT60は比較的炭素当量の高い鋼の
焼ならし（Norma）処理あるいは特開昭59−126716号公
報で示すようにＢ添加鋼の焼入れ・焼戻し（QT）処理に
よって製造されているために、小入熱時の溶接熱影響部
（HAZ）の硬さが高く、SSC感受性が増大するという欠点
を有していた。
焼ならし（Norma）処理あるいは特開昭59−126716号公
報で示すようにＢ添加鋼の焼入れ・焼戻し（QT）処理に
よって製造されているために、小入熱時の溶接熱影響部
（HAZ）の硬さが高く、SSC感受性が増大するという欠点
を有していた。
またＢ無添加の場合でもＣ量をはじめ添加元素や製法
法が適切でなく、母材・HAZの耐HIC性や耐SSC性は著し
く劣っていた。このため新知見に基づく画期的な高張力
鋼の開発が強く望まれていた。
法が適切でなく、母材・HAZの耐HIC性や耐SSC性は著し
く劣っていた。このため新知見に基づく画期的な高張力
鋼の開発が強く望まれていた。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は耐HIC性および耐SSC性に優れた高張力鋼を安
価に製造する技術を提供するものである。
価に製造する技術を提供するものである。
本発明法で製造した鋼は耐HIC性に優れ、低入熱溶接
時においてもHAZ硬さを低く抑えることが可能となりき
わめて優れた耐SSC性を示す。
時においてもHAZ硬さを低く抑えることが可能となりき
わめて優れた耐SSC性を示す。
（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、重量％でC:0.02〜0.06％、Si:0.6％
以下、Mn:1.0〜1.4％、P:0.010％以下、S:0.001％以
下、Al:0.001〜0.060％、Nb:0.005〜0.04％、Ti:0.005
〜0.030％、Ca:0.001〜0.006％、N:0.005％以下、必要
に応じてMo:0.05〜0.30％、Ni:0.05〜0.05％、Cu:0.05
〜0.5％、V:0.01〜0.10％の範囲内で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
を連続鋳造法によってスラブとし、再加熱なしの直送圧
延（HCR,DR）ないしはスラブ冷却後これを1100〜1250℃
の温度で再加熱してNbを溶体化し、780〜880℃の温度で
圧延を終了してただちに冷却速度５〜40℃/secで加速冷
却し、400〜550℃の温度まで水冷、その後空冷すること
を特徴とする耐HIC性および耐SSC性に優れた50kgf/cm2
級高張力鋼板の製造法にある。
以下、Mn:1.0〜1.4％、P:0.010％以下、S:0.001％以
下、Al:0.001〜0.060％、Nb:0.005〜0.04％、Ti:0.005
〜0.030％、Ca:0.001〜0.006％、N:0.005％以下、必要
に応じてMo:0.05〜0.30％、Ni:0.05〜0.05％、Cu:0.05
〜0.5％、V:0.01〜0.10％の範囲内で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
を連続鋳造法によってスラブとし、再加熱なしの直送圧
延（HCR,DR）ないしはスラブ冷却後これを1100〜1250℃
の温度で再加熱してNbを溶体化し、780〜880℃の温度で
圧延を終了してただちに冷却速度５〜40℃/secで加速冷
却し、400〜550℃の温度まで水冷、その後空冷すること
を特徴とする耐HIC性および耐SSC性に優れた50kgf/cm2
級高張力鋼板の製造法にある。
（作用） 本発明者らの研究によれば、HIC対策としては水素吸
収位置となる中心偏析の軽減や硫化物（MnS）をはじめ
とする非金属介在物の低減と、その形態制御などがきわ
めて有効であり、またSSC対策としては鋼のSSC感受性に
大きな影響を及ぼすとされるHAZ硬さを低減させること
が有効である。
収位置となる中心偏析の軽減や硫化物（MnS）をはじめ
とする非金属介在物の低減と、その形態制御などがきわ
めて有効であり、またSSC対策としては鋼のSSC感受性に
大きな影響を及ぼすとされるHAZ硬さを低減させること
が有効である。
HAZ硬さの低減には鋼の焼入れ性を下げることが効果
的だが、同時に母材強度をも低下させるため、両者をバ
ランスよく達成するためには鋼成分の適正化だけでは不
十分である。そこで、焼入れ性に最も顕著に効くＣおよ
びＢを極力抑えたＢフリー・低ＣをベースにHAZ硬さの
低減を図るとともに、Nb（あるいは必要に応じてＶ）添
加による析出硬化現象を圧延後直ちに加速冷却を行なう
ことによって活用し、母材強度を確保する新しい方法を
発明した。
的だが、同時に母材強度をも低下させるため、両者をバ
ランスよく達成するためには鋼成分の適正化だけでは不
十分である。そこで、焼入れ性に最も顕著に効くＣおよ
びＢを極力抑えたＢフリー・低ＣをベースにHAZ硬さの
低減を図るとともに、Nb（あるいは必要に応じてＶ）添
加による析出硬化現象を圧延後直ちに加速冷却を行なう
ことによって活用し、母材強度を確保する新しい方法を
発明した。
本発明鋼によればHICは発生せず、また実際の溶接施
工上最小入熱と想定される10kJ/cmでのMIG溶接時のHAZ
最高硬さもHv230以下に抑えることが可能となり、耐SSC
性も著しく改善された。
工上最小入熱と想定される10kJ/cmでのMIG溶接時のHAZ
最高硬さもHv230以下に抑えることが可能となり、耐SSC
性も著しく改善された。
析出硬化は鋼中に析出物を微細に分散させることによ
ってその効果を発揮する。そのため溶鋼の凝固冷却中に
微細析出したNbの析出物が粗大化することのないよう適
切な再加熱、圧延、冷却、熱処理条件を付与する必要が
ある。
ってその効果を発揮する。そのため溶鋼の凝固冷却中に
微細析出したNbの析出物が粗大化することのないよう適
切な再加熱、圧延、冷却、熱処理条件を付与する必要が
ある。
この析出硬化の活用は、圧延後ただちに加速冷却を行
なうことによって可能となったものであり、さらに400
〜550℃から空冷することにより、焼戻し処理と同等な
効果が得られるために、組織の均一化がはかられ耐硫化
水素割れ性の面からも好ましいものとなる。
なうことによって可能となったものであり、さらに400
〜550℃から空冷することにより、焼戻し処理と同等な
効果が得られるために、組織の均一化がはかられ耐硫化
水素割れ性の面からも好ましいものとなる。
しかし、たとえNbの析出物が鋼中に微細に分散してい
ても基本成分が適当でないと、HAZ硬さ低減と母材の高
張力化とのバランスのよい達成は困難である。
ても基本成分が適当でないと、HAZ硬さ低減と母材の高
張力化とのバランスのよい達成は困難である。
以下、この点について説明する。
Ｃは焼入れ性に最も顕著に効くものであるが、下限0.
02％は母材および溶接部の強度確保ならびにNb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量が多過ぎると焼入れ性が上がり、HAZ硬
さを上昇させるため上限を0.06％とした。
02％は母材および溶接部の強度確保ならびにNb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量が多過ぎると焼入れ性が上がり、HAZ硬
さを上昇させるため上限を0.06％とした。
Siは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多く添加する
と溶接性、HAZ靭性が劣化するため、上限を0.6％に限定
した。鋼の脱酸はAlのみでも十分可能であり、焼入れ性
の観点から0.25％以下が望ましい。
と溶接性、HAZ靭性が劣化するため、上限を0.6％に限定
した。鋼の脱酸はAlのみでも十分可能であり、焼入れ性
の観点から0.25％以下が望ましい。
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1.0％である。しかしMn量が多すぎると焼入
れ性が上昇して溶接性、HAZ靭性を劣化させるだけでな
く、スラブの中心偏析を助長するので上限を1.4％とし
た。
その下限は1.0％である。しかしMn量が多すぎると焼入
れ性が上昇して溶接性、HAZ靭性を劣化させるだけでな
く、スラブの中心偏析を助長するので上限を1.4％とし
た。
Ｐは本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減は
HAZにおける粒界破壊を減少させる傾向がある。逆に多
く添加すると母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため
上限を0.010％とした。
HAZにおける粒界破壊を減少させる傾向がある。逆に多
く添加すると母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため
上限を0.010％とした。
ＳはＰと同様本発明鋼においては不純物であり、Ｓ量
の低減は粒界フェライトの生成を抑制する傾向があり、
母材および溶接部の低温靭性を向上させ、さらに介在物
としての硫化物（MnS）を低減するため0.001％以下とし
た。最も好ましいＳ量は0.0005％以下である。
の低減は粒界フェライトの生成を抑制する傾向があり、
母材および溶接部の低温靭性を向上させ、さらに介在物
としての硫化物（MnS）を低減するため0.001％以下とし
た。最も好ましいＳ量は0.0005％以下である。
Alは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であり、最低0.00
1％の添加含有が必要である。しかし、Alが0.060％を超
えるとHAZ靭性のみならず溶接金属の靭性も著しく劣化
させるため、その上限を0.060％とした。
1％の添加含有が必要である。しかし、Alが0.060％を超
えるとHAZ靭性のみならず溶接金属の靭性も著しく劣化
させるため、その上限を0.060％とした。
Nbは本発明鋼において必須元素であり、焼入れ性低下
に伴う強度不足分を析出硬化として補う上で、最低0.00
5％のNb量が必要である。しかしNbは同時にHAZ硬さ上昇
も伴い、また溶接部の靭性劣化を招くため上限を0.04％
とした。
に伴う強度不足分を析出硬化として補う上で、最低0.00
5％のNb量が必要である。しかしNbは同時にHAZ硬さ上昇
も伴い、また溶接部の靭性劣化を招くため上限を0.04％
とした。
Tiは母材およびHAZ靭性向上のために必須である。な
ぜならばTiはTiNとしてスラブ中に微細析出し、加熱時
のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、
また鋼板中に存在する微細TiNは、溶接時にHAZ組織を細
粒化するためである。したがってTi量はＮ量と共に制限
されるべきものであり、Ti,N量をそれぞれ0.005％〜0.0
30％,0.005％以下に限定した。
ぜならばTiはTiNとしてスラブ中に微細析出し、加熱時
のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、
また鋼板中に存在する微細TiNは、溶接時にHAZ組織を細
粒化するためである。したがってTi量はＮ量と共に制限
されるべきものであり、Ti,N量をそれぞれ0.005％〜0.0
30％,0.005％以下に限定した。
Tiの下限は母材とHAZの靭性を向上させるための必要
最小量である。一方、Ti,Nの上限はこれを超えると微細
なTiNが得られず、また過剰のTiによりTiCが析出し母材
およびHAZ靭性を劣化させるためである。
最小量である。一方、Ti,Nの上限はこれを超えると微細
なTiNが得られず、また過剰のTiによりTiCが析出し母材
およびHAZ靭性を劣化させるためである。
Caは硫化物（MnS）の形態を制御し、低温靭性を向上
（シャルピー吸収エネルギーを増加）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％以下では実用上効果がなく、また0.006％を超えて
添加するとCaO,CaSが多量に生成して大型介在物とな
り、鋼の靭性のみならず清浄度も害し、さらには溶接性
にも悪影響を与える。このため添加量の範囲を0.001〜
0.006％に制限した。
（シャルピー吸収エネルギーを増加）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％以下では実用上効果がなく、また0.006％を超えて
添加するとCaO,CaSが多量に生成して大型介在物とな
り、鋼の靭性のみならず清浄度も害し、さらには溶接性
にも悪影響を与える。このため添加量の範囲を0.001〜
0.006％に制限した。
次にMo,Ni,Cu,V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、靭性など特性の向上をはかるためである。したがっ
てその添加量を自ずから制限されるべき性質のものであ
る。
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、靭性など特性の向上をはかるためである。したがっ
てその添加量を自ずから制限されるべき性質のものであ
る。
Moは母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし添
加量は多過ぎると母材、溶接部の靭性および溶接性の劣
化を招き好ましくないため上限を0.30％とした。下限は
実質的な効果が得られるための最小量とすべきで0.05％
である。これは次のNi,Cuについても同様である。
加量は多過ぎると母材、溶接部の靭性および溶接性の劣
化を招き好ましくないため上限を0.30％とした。下限は
実質的な効果が得られるための最小量とすべきで0.05％
である。これは次のNi,Cuについても同様である。
Niは溶接性、HAZ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材
の強度、靭性を向上させるが、過剰な添加は溶接性に好
ましくないため上限を0.5％とした。
の強度、靭性を向上させるが、過剰な添加は溶接性に好
ましくないため上限を0.5％とした。
CuはNiとほぼ同様の効果とともに耐食性、耐水素誘起
割れ性などにも効果があるが、過剰な添加は熱間圧延時
にCu−クラックが発生し製造困難となる。このため上限
を0.5％とした。
割れ性などにも効果があるが、過剰な添加は熱間圧延時
にCu−クラックが発生し製造困難となる。このため上限
を0.5％とした。
ＶはNbと同様析出硬化に寄与するものであるが、Nbに
比べて母材強度の強化代は小さいため0.01％未満では効
果が少なく、上限は0.10％まで許容できる。またＶはHA
Z硬さをほとんど変化させないためNbとの複合添加が望
ましい。
比べて母材強度の強化代は小さいため0.01％未満では効
果が少なく、上限は0.10％まで許容できる。またＶはHA
Z硬さをほとんど変化させないためNbとの複合添加が望
ましい。
鋼の成分を上記のように限定しても、製造法が適切で
なければ析出硬化を利用した母材強度の確保およびHAZ
硬さの低減を達成することはできない。このため製造条
件についても限定する必要がある。
なければ析出硬化を利用した母材強度の確保およびHAZ
硬さの低減を達成することはできない。このため製造条
件についても限定する必要がある。
まず、この鋼は工業的には連続鋳造法で製造すること
が生産性およびコストの点で好ましい。スラブの再加熱
温度は1250℃以下とする必要がある。なぜなら、これ以
上の温度で再加熱すると必要以上にオーステナイト粒が
粗大化して、圧延後の組織にも影響するためである。下
限は、Nbの析出硬化を最大限に利用するため、一旦溶体
化する必要上、1100℃以上に限定した。
が生産性およびコストの点で好ましい。スラブの再加熱
温度は1250℃以下とする必要がある。なぜなら、これ以
上の温度で再加熱すると必要以上にオーステナイト粒が
粗大化して、圧延後の組織にも影響するためである。下
限は、Nbの析出硬化を最大限に利用するため、一旦溶体
化する必要上、1100℃以上に限定した。
一旦溶体化させることにより、後工程を本発明のよう
にすることによって、Nbの析出物を微細に分散させるこ
とができ、析出硬化現象を発現させることができる。
にすることによって、Nbの析出物を微細に分散させるこ
とができ、析出硬化現象を発現させることができる。
なお本発明においては、スラブの再加熱は必ずしも実
施する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイレクト圧
延を行っても全く問題はない。
施する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイレクト圧
延を行っても全く問題はない。
次にスラブ再加熱後の圧延・冷却条件の限定理由につ
いて述べる。
いて述べる。
圧延終了温度が780℃未満では、MnS系介在物が残存し
た場合に延伸しやすいこと、圧延中にフェライトを加工
する危険性が生ずることなどから780℃以上でなければ
ならない。しかしあまり高温で圧延を終了した場合、圧
延により細粒化したオーステナイト粒が細び成長し、鋼
の焼入れ性が上昇するためその上限を880℃とした。ま
た圧延終了後ただちに加速冷却する理由は、従来法にし
たがい空冷した場合、空冷中にNbの析出物が粗大化して
しまい、空冷のままの強度はもとより、これを再加熱し
て焼入れ・焼戻しを行ってもその加熱時にNbが固溶しな
いため析出物を微細化できず高強度が得られない。
た場合に延伸しやすいこと、圧延中にフェライトを加工
する危険性が生ずることなどから780℃以上でなければ
ならない。しかしあまり高温で圧延を終了した場合、圧
延により細粒化したオーステナイト粒が細び成長し、鋼
の焼入れ性が上昇するためその上限を880℃とした。ま
た圧延終了後ただちに加速冷却する理由は、従来法にし
たがい空冷した場合、空冷中にNbの析出物が粗大化して
しまい、空冷のままの強度はもとより、これを再加熱し
て焼入れ・焼戻しを行ってもその加熱時にNbが固溶しな
いため析出物を微細化できず高強度が得られない。
すなわち圧延後の加速冷却は組織の微細化をはかると
ともに析出物の粗大化を防止するためには不可欠のもの
であり、これを加速冷却完了後400〜550℃から空冷する
ことによって、焼戻し処理と同等の効果が得られ、析出
物が微細に分散すると同時に均一な微細組織となり高張
力、高靭性を確保することができる。
ともに析出物の粗大化を防止するためには不可欠のもの
であり、これを加速冷却完了後400〜550℃から空冷する
ことによって、焼戻し処理と同等の効果が得られ、析出
物が微細に分散すると同時に均一な微細組織となり高張
力、高靭性を確保することができる。
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、形鋼などにも適用可能である。また、こ
の方法で製造した厚鋼板は圧力容器、海洋構造物、ライ
ンパイプなど厳しい環境下で使用される溶接鋼構造物に
用いることができる。
ホットコイル、形鋼などにも適用可能である。また、こ
の方法で製造した厚鋼板は圧力容器、海洋構造物、ライ
ンパイプなど厳しい環境下で使用される溶接鋼構造物に
用いることができる。
（実 施 例） 表１は本発明を実施するにあたって使用に供した鋼の
化学成分および各々の鋼に対する製造条件（板厚は全て
25mm）、母材特性、HAZ最高硬さ、超音波探傷法により
測定したNACE環境下におけるHIC割れ面積率（CAR）とを
示したものである。
化学成分および各々の鋼に対する製造条件（板厚は全て
25mm）、母材特性、HAZ最高硬さ、超音波探傷法により
測定したNACE環境下におけるHIC割れ面積率（CAR）とを
示したものである。
比較鋼において鋼19はＣ量が低過ぎ、また鋼21はNbが
添加されていないために強度が不足している。一方、鋼
20はＢを含有し、鋼22ではＣ量が多過ぎるためにHAZ最
高硬さを低く抑えることができていない。さらに鋼23は
Ｓ量が高く、Caが添加されていないためHICが発生して
いる。
添加されていないために強度が不足している。一方、鋼
20はＢを含有し、鋼22ではＣ量が多過ぎるためにHAZ最
高硬さを低く抑えることができていない。さらに鋼23は
Ｓ量が高く、Caが添加されていないためHICが発生して
いる。
これに対して本発明法で製造した鋼板（本発明鋼）は
母材強度とHAZ最高硬さとをバランスよく達成できてい
る。その結果本発明鋼は、４点曲げのSSC試験を実降伏
応力に相当する曲げ応力を付加して行ったが、割れは全
く認められなかった。またNACE環境下におけるHIC試験
結果も良好な結果が得られた。
母材強度とHAZ最高硬さとをバランスよく達成できてい
る。その結果本発明鋼は、４点曲げのSSC試験を実降伏
応力に相当する曲げ応力を付加して行ったが、割れは全
く認められなかった。またNACE環境下におけるHIC試験
結果も良好な結果が得られた。
（発明の効果） 本発明により、母材の高張力化とHAZ硬さの低減とを
同時に達成する鋼を大量かつ安価に製造することが可能
になった。その結果、硫化水素雰囲気にさらされるLPG
・ガス貯蔵用球形タンクなどの溶接鋼構造物の安全性を
大きく向上させることができた。
同時に達成する鋼を大量かつ安価に製造することが可能
になった。その結果、硫化水素雰囲気にさらされるLPG
・ガス貯蔵用球形タンクなどの溶接鋼構造物の安全性を
大きく向上させることができた。
フロントページの続き (72)発明者 為広 博 千葉県君津市君津１ 新日本製鐵株式会 社君津製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭63−38518（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−38519（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−38520（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/02 C22C 38/00 301
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、 C :0.02〜0.06％、 Si:0.6％以下、 Mn:1.0〜1.4％、 P :0.010％以下、 S :0.001％以下、 Al:0.001〜0.060％、 Nb:0.005〜0.04％、 Ti:0.005〜0.030％、 Ca:0.001〜0.006％、 N :0.005％以下、 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法
によってスラブとし、再加熱なしの直送圧延ないしはス
ラブ冷却後これを1100〜1250℃の温度で再加熱してNbを
溶体化し、780〜880℃の温度で圧延を終了してただちに
冷却速度５〜40℃/secで加速冷却し、400〜550℃以上の
温度まで水冷、その後空冷することを特徴とする耐HIC
性および耐SSC性に優れた50kgf/mm2級高張力鋼板の製造
法。 - 【請求項２】重量％で、 Mo:0.05〜0.30％、 Ni:0.05〜0.5％、 Cu:0.05〜0.5％、 V :0.01〜0.10％、 の１種または２種以上を更に含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる鋼である請求項１記載の耐HIC性
および耐SSC性に優れた50kgf/mm2級高張力鋼板の製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1081635A JP2781000B2 (ja) | 1989-04-03 | 1989-04-03 | 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1081635A JP2781000B2 (ja) | 1989-04-03 | 1989-04-03 | 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02263918A JPH02263918A (ja) | 1990-10-26 |
| JP2781000B2 true JP2781000B2 (ja) | 1998-07-30 |
Family
ID=13751799
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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-
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