JPH06128631A - 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法Info
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- JPH06128631A JPH06128631A JP28157292A JP28157292A JPH06128631A JP H06128631 A JPH06128631 A JP H06128631A JP 28157292 A JP28157292 A JP 28157292A JP 28157292 A JP28157292 A JP 28157292A JP H06128631 A JPH06128631 A JP H06128631A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、高価な合金元素を用いることな
く、高強度でかつ母材靱性、溶接熱影響部靱性の優れた
高張力鋼を提供する。 【構成】 Ｍｎを６〜１５％含有することにより焼入性
を高めて高強度化し、高Ｍｎ化による粒界脆化感受性の
増加をＢの添加により抑制して溶接熱影響部靱性を向上
した高強度高Ｍｎ鋼において、熱間圧延条件あるいは熱
処理条件を限定し、またはさらに圧延後あるいは熱処理
後の焼戻し温度を併せて限定することにより、特に母材
靱性の向上をはかる。必要に応じてＮｉ、Ｃｕをさらに
含有させて一層の靱性向上をはかる。
く、高強度でかつ母材靱性、溶接熱影響部靱性の優れた
高張力鋼を提供する。 【構成】 Ｍｎを６〜１５％含有することにより焼入性
を高めて高強度化し、高Ｍｎ化による粒界脆化感受性の
増加をＢの添加により抑制して溶接熱影響部靱性を向上
した高強度高Ｍｎ鋼において、熱間圧延条件あるいは熱
処理条件を限定し、またはさらに圧延後あるいは熱処理
後の焼戻し温度を併せて限定することにより、特に母材
靱性の向上をはかる。必要に応じてＮｉ、Ｃｕをさらに
含有させて一層の靱性向上をはかる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は引張り強さが１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上で、良好な母材の低温靱性を有するとと
もに溶接部の靱性にも優れた高マンガン超高張力鋼の製
造方法にかかわるものである。
ｆ／ｍｍ2 以上で、良好な母材の低温靱性を有するとと
もに溶接部の靱性にも優れた高マンガン超高張力鋼の製
造方法にかかわるものである。
【０００２】
【従来の技術】現在、溶接構造用鋼は種々の分野で用い
られ、強度レベルも引張り強さ４０〜１００ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 程度の広い範囲で使用される。近年は構造物の大型
化、省エネルギー等の目的から強度の高い高張力鋼の使
用が増加している。高張力鋼の内でも引張り強さが７０
〜８０ｋｇｆ／ｍｍ2 を超えるような高強度鋼は一般的
には焼入れ焼戻し処理によって製造される。圧延に引き
続いて焼入れを行う直接焼入れのような製造方法もある
が、これも焼入れの範疇に入る。焼入れ焼戻しにより製
造される、いわゆる調質高張力鋼は強度・靱性確保のた
めに板厚中心部まで十分焼きを入れる必要性から通常、
Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ等の合金元素を含有する。特に
厚手材であったり、−６０℃以下といった厳しい低温靱
性が要求される場合には、焼入性確保、およびマトリク
スの強靱化をはかるために、さらにＮｉを主とした合金
元素の多量添加が必要となる。Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ等を多
く含む鋼は通常の鋼材に比べて不可避的に非常に高価と
なるため、構造物全般に広く使用できるものではない。
従って、厚手材やきびしい強度、低温靱性の要求のもと
でも廉価に製造でき、かつ様々な溶接条件においても優
れた溶接継手靱性を有する高張力鋼の製造技術の確立が
望まれる。
られ、強度レベルも引張り強さ４０〜１００ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 程度の広い範囲で使用される。近年は構造物の大型
化、省エネルギー等の目的から強度の高い高張力鋼の使
用が増加している。高張力鋼の内でも引張り強さが７０
〜８０ｋｇｆ／ｍｍ2 を超えるような高強度鋼は一般的
には焼入れ焼戻し処理によって製造される。圧延に引き
続いて焼入れを行う直接焼入れのような製造方法もある
が、これも焼入れの範疇に入る。焼入れ焼戻しにより製
造される、いわゆる調質高張力鋼は強度・靱性確保のた
めに板厚中心部まで十分焼きを入れる必要性から通常、
Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ等の合金元素を含有する。特に
厚手材であったり、−６０℃以下といった厳しい低温靱
性が要求される場合には、焼入性確保、およびマトリク
スの強靱化をはかるために、さらにＮｉを主とした合金
元素の多量添加が必要となる。Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ等を多
く含む鋼は通常の鋼材に比べて不可避的に非常に高価と
なるため、構造物全般に広く使用できるものではない。
従って、厚手材やきびしい強度、低温靱性の要求のもと
でも廉価に製造でき、かつ様々な溶接条件においても優
れた溶接継手靱性を有する高張力鋼の製造技術の確立が
望まれる。
【０００３】本発明者らは先に特願平３−１４４０８９
号においてＭｎを６〜１５％含む鋼にＢを微量添加する
ことにより粒界破壊を防止して優れた溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ）靱性の得られる鋼を提案した（以降、特願平３−
１４４０８９号の請求範囲の成分を有する鋼をＢ添加高
Ｍｎ鋼と呼ぶ）。Ｂ添加高Ｍｎ鋼の強度靱性と製造条件
の関係を詳細に検討した結果、本鋼は特定の製造条件に
よって強度靱性が大幅に変化することが判明した。従っ
て、Ｂ添加高Ｍｎ鋼においても一層優れた母材特性を得
るための適正な製造技術が必要となる。
号においてＭｎを６〜１５％含む鋼にＢを微量添加する
ことにより粒界破壊を防止して優れた溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ）靱性の得られる鋼を提案した（以降、特願平３−
１４４０８９号の請求範囲の成分を有する鋼をＢ添加高
Ｍｎ鋼と呼ぶ）。Ｂ添加高Ｍｎ鋼の強度靱性と製造条件
の関係を詳細に検討した結果、本鋼は特定の製造条件に
よって強度靱性が大幅に変化することが判明した。従っ
て、Ｂ添加高Ｍｎ鋼においても一層優れた母材特性を得
るための適正な製造技術が必要となる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】Ｂ添加高Ｍｎ鋼のＨＡ
Ｚ靱性は化学成分により決まるため、特願平３−１４４
０８９号で示した成分範囲とすることにより広い入熱範
囲で優れたＨＡＺ靱性を確保することが可能であるが、
母材の強度、靱性は製造履歴により変化し、場合によっ
てはＨＡＺ靱性に比べて特性が大きく劣化する可能性が
あることが判明した。従って、廉価に製造可能な調質高
張力鋼としてＢ添加高Ｍｎ鋼を低温靱性要求の厳しい部
材として使用するためには、低温靱性確保のための適切
な母材製造条件を確立することが課題となる。
Ｚ靱性は化学成分により決まるため、特願平３−１４４
０８９号で示した成分範囲とすることにより広い入熱範
囲で優れたＨＡＺ靱性を確保することが可能であるが、
母材の強度、靱性は製造履歴により変化し、場合によっ
てはＨＡＺ靱性に比べて特性が大きく劣化する可能性が
あることが判明した。従って、廉価に製造可能な調質高
張力鋼としてＢ添加高Ｍｎ鋼を低温靱性要求の厳しい部
材として使用するためには、低温靱性確保のための適切
な母材製造条件を確立することが課題となる。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らはＢ添加高Ｍ
ｎ鋼を製造する場合、特定の焼戻し温度範囲において本
鋼は粒界破壊により大きな脆化を生じるため、靱性の劣
化を防止するためには、焼戻し温度の適正化と不純物元
素、特にＰ量の低減が特に重要であるとの結論を得、本
発明に至った。その要旨とするところは、重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．０６％、Ｓｉ：０．０１〜１．０
％、Ｍｎ：６〜１５％、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：
０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｂ：
０．０００３〜０．０１０％、Ｎ：０．０１０％以下、
必要に応じて適正量の、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕを含有
し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、焼入れ
焼戻し処理で製造する場合は、１０００℃以上に加熱し
た後熱間圧延し、続いてＡｃ3 変態点〜１０００℃の温
度域に再加熱した後、該温度から冷却するに際して７０
０℃〜３００℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ
以上となるように冷却し、さらに必要に応じて４５０℃
〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の温度で焼き戻すことを特徴と
し、再加熱処理をせずに製造する場合は、９５０℃〜１
１５０℃に加熱し、９００℃以下での圧下率が１０〜５
０％で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃である熱間圧
延を施し、圧延後の冷却に際して７００℃〜３００℃の
温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるように
冷却し、さらに必要に応じて４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋
５０℃の温度に焼き戻すことを特徴とする低温靱性の優
れた高マンガン超高張力鋼の製造方法にある。
ｎ鋼を製造する場合、特定の焼戻し温度範囲において本
鋼は粒界破壊により大きな脆化を生じるため、靱性の劣
化を防止するためには、焼戻し温度の適正化と不純物元
素、特にＰ量の低減が特に重要であるとの結論を得、本
発明に至った。その要旨とするところは、重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．０６％、Ｓｉ：０．０１〜１．０
％、Ｍｎ：６〜１５％、Ｐ：０．００５％以下、Ｓ：
０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｂ：
０．０００３〜０．０１０％、Ｎ：０．０１０％以下、
必要に応じて適正量の、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕを含有
し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、焼入れ
焼戻し処理で製造する場合は、１０００℃以上に加熱し
た後熱間圧延し、続いてＡｃ3 変態点〜１０００℃の温
度域に再加熱した後、該温度から冷却するに際して７０
０℃〜３００℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ
以上となるように冷却し、さらに必要に応じて４５０℃
〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の温度で焼き戻すことを特徴と
し、再加熱処理をせずに製造する場合は、９５０℃〜１
１５０℃に加熱し、９００℃以下での圧下率が１０〜５
０％で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃である熱間圧
延を施し、圧延後の冷却に際して７００℃〜３００℃の
温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるように
冷却し、さらに必要に応じて４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋
５０℃の温度に焼き戻すことを特徴とする低温靱性の優
れた高マンガン超高張力鋼の製造方法にある。
【０００６】
【作用】先ず、化学成分の限定理由を以下に述べる。本
発明の目的とする特性を達成するためには各々の構成元
素量について適正範囲に限定する必要がある。Ｃは強度
を向上するために有効な成分であるが、本発明者らが詳
細に検討した結果によれば、本発明の如き高Ｍｎ鋼にお
いてはＣ量が増加するにつれて母材靱性、ＨＡＺ靱性が
劣化する。Ｃの悪影響は母材靱性においてより顕著であ
り、０．０１％の添加あたりシャルピー試験のエネルギ
ー遷移温度が約１０〜１５℃上昇する。本発明では母材
強度を確保でき、母材靱性を極端に劣化させない範囲と
してＣを０．０１％〜０．０６％とした。
発明の目的とする特性を達成するためには各々の構成元
素量について適正範囲に限定する必要がある。Ｃは強度
を向上するために有効な成分であるが、本発明者らが詳
細に検討した結果によれば、本発明の如き高Ｍｎ鋼にお
いてはＣ量が増加するにつれて母材靱性、ＨＡＺ靱性が
劣化する。Ｃの悪影響は母材靱性においてより顕著であ
り、０．０１％の添加あたりシャルピー試験のエネルギ
ー遷移温度が約１０〜１５℃上昇する。本発明では母材
強度を確保でき、母材靱性を極端に劣化させない範囲と
してＣを０．０１％〜０．０６％とした。
【０００７】次に、Ｓｉは溶鋼の脱酸を行う上で有効な
元素であり、強度上昇にも効果があるが多量に添加した
場合、粗大な酸化物を生成しやすく、本発明のような強
度の高い鋼では延性や靱性を大きく損ねるため、０．０
１〜１．０％の範囲とした。Ｍｎは本発明の最も重要な
構成元素のひとつである。本発明においては冷却速度の
広い範囲でほぼマルテンサイト単相組織となって、安定
して母材強度、ＨＡＺ靱性を確保するに必要な量として
下限を６％とした。さらにＭｎ量を高めるとＨＡＺ靱性
は向上するが、１５％を超えると逆に靱性が劣化しはじ
める。母材靱性も同様に１５％を超えるＭｎ量では靱性
が劣化する傾向にあり、その劣化量はＨＡＺ靱性におけ
るよりも顕著であるため、本発明においてはＭｎ量の上
限を１５％とした。
元素であり、強度上昇にも効果があるが多量に添加した
場合、粗大な酸化物を生成しやすく、本発明のような強
度の高い鋼では延性や靱性を大きく損ねるため、０．０
１〜１．０％の範囲とした。Ｍｎは本発明の最も重要な
構成元素のひとつである。本発明においては冷却速度の
広い範囲でほぼマルテンサイト単相組織となって、安定
して母材強度、ＨＡＺ靱性を確保するに必要な量として
下限を６％とした。さらにＭｎ量を高めるとＨＡＺ靱性
は向上するが、１５％を超えると逆に靱性が劣化しはじ
める。母材靱性も同様に１５％を超えるＭｎ量では靱性
が劣化する傾向にあり、その劣化量はＨＡＺ靱性におけ
るよりも顕著であるため、本発明においてはＭｎ量の上
限を１５％とした。
【０００８】Ｐは粒界脆化を助長して母材、ＨＡＺとも
靱性を劣化させるため、極力低減することが好ましい。
特に焼入れ焼戻し処理を施す場合は粒界脆化感受性が高
くなるため、圧延ままで使用する場合よりも一層低減す
る必要があるため、許容できる量として０．００５％以
下とした。ＳについてもＭｎＳを形成したり粒界に偏析
して延性や靱性を劣化させるため、極力低減することが
好ましいが、許容できる量として０．０１％以下とし
た。ＡｌはＳｉと同様、脱酸元素として有効であるが、
過剰に添加すると、粗大な酸化物を形成して延性、靱性
の劣化要因となるため、０．００５〜０．１％の範囲と
した。
靱性を劣化させるため、極力低減することが好ましい。
特に焼入れ焼戻し処理を施す場合は粒界脆化感受性が高
くなるため、圧延ままで使用する場合よりも一層低減す
る必要があるため、許容できる量として０．００５％以
下とした。ＳについてもＭｎＳを形成したり粒界に偏析
して延性や靱性を劣化させるため、極力低減することが
好ましいが、許容できる量として０．０１％以下とし
た。ＡｌはＳｉと同様、脱酸元素として有効であるが、
過剰に添加すると、粗大な酸化物を形成して延性、靱性
の劣化要因となるため、０．００５〜０．１％の範囲と
した。
【０００９】Ｂは高Ｍｎ鋼における粒界脆化を抑制する
ために特に重要な元素であり、その効果を生じさせるた
めには０．０００３％以上の添加が必要である。しか
し、０．０１０％を超える添加を行うと、析出物を生成
しやすくなり粒界脆化抑制効果が失われると共に、析出
物による靱性劣化を生じるため、０．０００３〜０．０
１０％の範囲とした。ＮはＢＮを形成してＢの粒界脆化
抑制効果を減ずるため、含有量は少ない方が好ましい
が、許容できる範囲として、上限を０．０１０％とし
た。
ために特に重要な元素であり、その効果を生じさせるた
めには０．０００３％以上の添加が必要である。しか
し、０．０１０％を超える添加を行うと、析出物を生成
しやすくなり粒界脆化抑制効果が失われると共に、析出
物による靱性劣化を生じるため、０．０００３〜０．０
１０％の範囲とした。ＮはＢＮを形成してＢの粒界脆化
抑制効果を減ずるため、含有量は少ない方が好ましい
が、許容できる範囲として、上限を０．０１０％とし
た。
【００１０】以上が、本発明鋼の基本成分の各々の限定
理由であるが、母材及びＨＡＺの特性向上の目的で、必
要に応じてＣｒ、Ｍｏの内１種以上、あるいは、Ｎｉ、
Ｃｕの内１種以上、さらに、Ｃｒ、Ｍｏの内１種以上、
および、Ｎｉ、Ｃｕの内１種以上を含有することができ
る。Ｃｒは母材強度、特に降伏点を高めるのに有効であ
るが、２．０％を超えて添加すると、靱性を低下させる
ため、上限を２．０％とした。ＭｏはＣｒと同様、降伏
点を高め、さらに粒界脆化抑制効果を有するため、有用
な元素であるが、２．０％を超えて過剰に添加した場合
は粒界脆化抑制効果が飽和し、一方で靱性を劣化させる
ため、好ましくない。従って、Ｍｏの上限は２．０％と
した。
理由であるが、母材及びＨＡＺの特性向上の目的で、必
要に応じてＣｒ、Ｍｏの内１種以上、あるいは、Ｎｉ、
Ｃｕの内１種以上、さらに、Ｃｒ、Ｍｏの内１種以上、
および、Ｎｉ、Ｃｕの内１種以上を含有することができ
る。Ｃｒは母材強度、特に降伏点を高めるのに有効であ
るが、２．０％を超えて添加すると、靱性を低下させる
ため、上限を２．０％とした。ＭｏはＣｒと同様、降伏
点を高め、さらに粒界脆化抑制効果を有するため、有用
な元素であるが、２．０％を超えて過剰に添加した場合
は粒界脆化抑制効果が飽和し、一方で靱性を劣化させる
ため、好ましくない。従って、Ｍｏの上限は２．０％と
した。
【００１１】Ｎｉは含有量が多いほど母材靱性、ＨＡＺ
靱性共に遷移温度としては改善されるが、一方で、シェ
ルフエネルギーが低下する傾向にあり、３．０％を超え
る添加をしても、靱性改善効果が飽和するため、経済性
も考慮して３．０％を上限とした。Ｃｕの効果も定性的
にはＮｉとほぼ同様であるが、１．５％を超える多量の
添加は鋳片の割れや析出脆化の問題等が顕著になるた
め、上限を１．５％とした。
靱性共に遷移温度としては改善されるが、一方で、シェ
ルフエネルギーが低下する傾向にあり、３．０％を超え
る添加をしても、靱性改善効果が飽和するため、経済性
も考慮して３．０％を上限とした。Ｃｕの効果も定性的
にはＮｉとほぼ同様であるが、１．５％を超える多量の
添加は鋳片の割れや析出脆化の問題等が顕著になるた
め、上限を１．５％とした。
【００１２】以上が本発明の化学成分の限定理由である
が、Ｂ添加高Ｍｎ鋼において好ましい強度・靱性を得る
ためには上記成分組成範囲に転炉、電気炉等の溶解炉で
溶製され、造塊−分塊法や連続鋳造法等で製造した鋼片
を鋼板に製造する際、以下に示す適正な製造方法とする
必要がある。即ち、焼入れままあるいは焼入れ焼戻し処
理で製造する場合は、１０００℃以上に加熱した後熱間
圧延し、続いてＡｃ3 変態点〜１０００℃の温度域に再
加熱した後、該温度から冷却するに際して７００℃〜３
００℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上とな
るように冷却する、あるいは冷却後さらに４５０℃〜Ａ
ｃ1 変態点＋５０℃の温度で焼き戻す必要がある。ま
た、再加熱処理をせずに製造する場合は、９５０℃〜１
１５０℃に加熱し、９００℃以下での圧下率が１０〜５
０％で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃である熱間圧
延を施し、圧延後の冷却に際して７００℃〜３００℃の
温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるように
冷却し、あるいは冷却後さらに４５０℃〜Ａｃ1 変態点
＋５０℃の温度に焼き戻す必要がある。以下にその理由
を示す。
が、Ｂ添加高Ｍｎ鋼において好ましい強度・靱性を得る
ためには上記成分組成範囲に転炉、電気炉等の溶解炉で
溶製され、造塊−分塊法や連続鋳造法等で製造した鋼片
を鋼板に製造する際、以下に示す適正な製造方法とする
必要がある。即ち、焼入れままあるいは焼入れ焼戻し処
理で製造する場合は、１０００℃以上に加熱した後熱間
圧延し、続いてＡｃ3 変態点〜１０００℃の温度域に再
加熱した後、該温度から冷却するに際して７００℃〜３
００℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上とな
るように冷却する、あるいは冷却後さらに４５０℃〜Ａ
ｃ1 変態点＋５０℃の温度で焼き戻す必要がある。ま
た、再加熱処理をせずに製造する場合は、９５０℃〜１
１５０℃に加熱し、９００℃以下での圧下率が１０〜５
０％で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃である熱間圧
延を施し、圧延後の冷却に際して７００℃〜３００℃の
温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるように
冷却し、あるいは冷却後さらに４５０℃〜Ａｃ1 変態点
＋５０℃の温度に焼き戻す必要がある。以下にその理由
を示す。
【００１３】先ず、焼入れままあるいは焼入れ焼戻し処
理により製造する場合は、熱処理に先だつ熱間圧延によ
り、所望の板厚とする。この熱間圧延は形状を調整する
ことが主目的であるため、特に複雑な圧延条件とする必
要はなく、溶体化を十分図るために加熱温度が１０００
℃以上となっていれば良い。従って、冷鋼片を１０００
℃以上に再加熱しても、あるいは溶鋼を凝固させた後、
冷却途中１０００℃以上で保持し、鋼片の温度分布を均
一化した後、熱間圧延を行っても何等効果は異ならな
い。また、熱間圧延後の冷却は空冷ままでも水冷あるい
は徐冷でも構わない。熱間圧延を行った後、Ａｃ3 変態
点〜１０００℃の温度範囲に再加熱する。
理により製造する場合は、熱処理に先だつ熱間圧延によ
り、所望の板厚とする。この熱間圧延は形状を調整する
ことが主目的であるため、特に複雑な圧延条件とする必
要はなく、溶体化を十分図るために加熱温度が１０００
℃以上となっていれば良い。従って、冷鋼片を１０００
℃以上に再加熱しても、あるいは溶鋼を凝固させた後、
冷却途中１０００℃以上で保持し、鋼片の温度分布を均
一化した後、熱間圧延を行っても何等効果は異ならな
い。また、熱間圧延後の冷却は空冷ままでも水冷あるい
は徐冷でも構わない。熱間圧延を行った後、Ａｃ3 変態
点〜１０００℃の温度範囲に再加熱する。
【００１４】これは、Ａｃ3 点以下では完全にオーステ
ナイト化しないため、組織が不均一となって強度、靱性
が劣化し、１０００℃を超えるとオーステナイト粒が混
粒化、粗大化して靱性が劣化するため、この温度範囲と
する必要がある。一般の調質高張力鋼では靱性に有害な
粗大なベイナイトの生成を抑制するために加熱後の冷却
は水冷等により可能な限り速い冷却速度で冷却すること
が必須条件となるが、本発明鋼ではＭｎ量を高めて焼入
性を十分確保しているため、急冷する必要はない。
ナイト化しないため、組織が不均一となって強度、靱性
が劣化し、１０００℃を超えるとオーステナイト粒が混
粒化、粗大化して靱性が劣化するため、この温度範囲と
する必要がある。一般の調質高張力鋼では靱性に有害な
粗大なベイナイトの生成を抑制するために加熱後の冷却
は水冷等により可能な限り速い冷却速度で冷却すること
が必須条件となるが、本発明鋼ではＭｎ量を高めて焼入
性を十分確保しているため、急冷する必要はない。
【００１５】ただし、強度確保のために確実にマルテン
サイト単相組織とするため、及び徐冷による不純物の粒
界偏析を避けるため、冷却するに際して７００℃〜３０
０℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となる
ように冷却することが好ましい。この条件を満足する限
りは必ずしも水冷等の焼入れ処理を施す必要はない。加
熱温度〜７００℃、３００℃以下については特に限定し
ないが、粒界脆化をできる限り助長しないという意味
で、炉冷のような徐冷は避ける方が好ましい。
サイト単相組織とするため、及び徐冷による不純物の粒
界偏析を避けるため、冷却するに際して７００℃〜３０
０℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上となる
ように冷却することが好ましい。この条件を満足する限
りは必ずしも水冷等の焼入れ処理を施す必要はない。加
熱温度〜７００℃、３００℃以下については特に限定し
ないが、粒界脆化をできる限り助長しないという意味
で、炉冷のような徐冷は避ける方が好ましい。
【００１６】以上の製造方法により十分優れた強度、靱
性を得ることが可能であり、通常の調質高張力鋼のよう
に靱性向上のための比較的高温での焼戻し処理を行うこ
とは必須条件ではない。ただし、Ａｃ3 変態点〜１００
０℃の温度に再加熱、冷却ままでは降伏強度が低めにな
るため、さらに降伏強度を高める必要のある場合は４５
０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の温度範囲で焼き戻せば引
張り強度、靱性の大幅な低下を伴わずに降伏点の上昇が
達成できる。即ち、図１はＣを約０．０２％、Ｓｉを約
０．１％、Ｂを約０．００１％含み、Ｍｎを約８％〜１
０％含む鋼を８５０℃に再加熱し、水焼入れした後、種
々の温度で焼戻したときの焼戻し温度と強度、靱性（シ
ャルピー試験において、吸収エネルギーが７．０ｋｇｆ
ｍとなる温度：ｖＴｒ7.0 ）の関係を調べた図である
が、Ｂ添加高Ｍｎ鋼は焼戻し温度が４００℃以下の焼戻
し温度範囲において顕著な靱性劣化を示すため該温度域
を避けて焼戻しを施す必要がある。この靱性劣化は粒界
破壊に起因するものである。
性を得ることが可能であり、通常の調質高張力鋼のよう
に靱性向上のための比較的高温での焼戻し処理を行うこ
とは必須条件ではない。ただし、Ａｃ3 変態点〜１００
０℃の温度に再加熱、冷却ままでは降伏強度が低めにな
るため、さらに降伏強度を高める必要のある場合は４５
０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の温度範囲で焼き戻せば引
張り強度、靱性の大幅な低下を伴わずに降伏点の上昇が
達成できる。即ち、図１はＣを約０．０２％、Ｓｉを約
０．１％、Ｂを約０．００１％含み、Ｍｎを約８％〜１
０％含む鋼を８５０℃に再加熱し、水焼入れした後、種
々の温度で焼戻したときの焼戻し温度と強度、靱性（シ
ャルピー試験において、吸収エネルギーが７．０ｋｇｆ
ｍとなる温度：ｖＴｒ7.0 ）の関係を調べた図である
が、Ｂ添加高Ｍｎ鋼は焼戻し温度が４００℃以下の焼戻
し温度範囲において顕著な靱性劣化を示すため該温度域
を避けて焼戻しを施す必要がある。この靱性劣化は粒界
破壊に起因するものである。
【００１７】焼入れまま（ａｓ Ｑ）ではＢ添加により
粒界破壊を抑制しているため、靱性は良好であり、焼入
れままで用いることが可能である。ただし、焼入れまま
では若干降伏強度（０．２％耐力）が低めとなる傾向が
あるため、高降伏強度を必要とする場合は焼戻しを施す
必要がある。図１で明らかなように焼戻し温度が４５０
℃〜５５０℃の範囲では引張り強さの大幅な低下を生ず
ることなく、０．２％耐力の上昇が可能であり、この温
度範囲ならば靱性の劣化も生じない。６００℃以上で
０．２％耐力の大きな低下が生じるが、これはＡｃ1 変
態点を超えて焼戻したため、オーステナイトが析出した
ことによる。低降伏点鋼あるいは低降伏比鋼を目的とす
る場合はこのようなＡｃ1 変態点を超えて焼戻せば靱性
や引張り強さに支障なく、降伏点の低下が可能である。
粒界破壊を抑制しているため、靱性は良好であり、焼入
れままで用いることが可能である。ただし、焼入れまま
では若干降伏強度（０．２％耐力）が低めとなる傾向が
あるため、高降伏強度を必要とする場合は焼戻しを施す
必要がある。図１で明らかなように焼戻し温度が４５０
℃〜５５０℃の範囲では引張り強さの大幅な低下を生ず
ることなく、０．２％耐力の上昇が可能であり、この温
度範囲ならば靱性の劣化も生じない。６００℃以上で
０．２％耐力の大きな低下が生じるが、これはＡｃ1 変
態点を超えて焼戻したため、オーステナイトが析出した
ことによる。低降伏点鋼あるいは低降伏比鋼を目的とす
る場合はこのようなＡｃ1 変態点を超えて焼戻せば靱性
や引張り強さに支障なく、降伏点の低下が可能である。
【００１８】ただし、例えば図１の１０〜１２％Ｍｎ鋼
を６５０℃に焼戻した場合のようにＡｃ1 変態点を大き
く超えて焼き戻すと靱性が劣化する。実験結果に基づい
た検討から、Ａｃ1 変態点＋５０℃を焼戻し温度の上限
とすることが好ましい。従って、用途により焼戻しを行
う場合の焼戻し温度は靱性劣化を許容できる範囲として
４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の範囲とする。焼戻し
温度に加熱した後の冷却条件は問わないが、炉冷のよう
な徐冷は粒界脆化が助長されるため避けるべきである。
を６５０℃に焼戻した場合のようにＡｃ1 変態点を大き
く超えて焼き戻すと靱性が劣化する。実験結果に基づい
た検討から、Ａｃ1 変態点＋５０℃を焼戻し温度の上限
とすることが好ましい。従って、用途により焼戻しを行
う場合の焼戻し温度は靱性劣化を許容できる範囲として
４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の範囲とする。焼戻し
温度に加熱した後の冷却条件は問わないが、炉冷のよう
な徐冷は粒界脆化が助長されるため避けるべきである。
【００１９】さらに、本発明鋼は上記のような再加熱処
理を施さずに製造することも可能である。この場合は、
加熱時のオーステナイト粒径の細粒化と溶体化を両立さ
せて強度、靱性を向上させるために、加熱温度は９５０
℃〜１１５０℃の範囲が好ましい。加えて、圧延条件を
規制せずに圧延を行うと細粒化が不十分で靱性の低下の
懸念があり、また、０．２％耐力が極端に低下する問題
を生じるため、オーステナイトを細粒化し、かつ、伸長
粒とすることにより、靱性改善と０．２％耐力の上昇を
はかる目的で、９００℃以下での圧下率が１０〜５０％
で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃の条件内で熱間圧
延を施す必要がある。９００℃以下の圧下率が１０％未
満では効果が明確でなく、５０％を超えると材質の異方
性が顕著となる。また、仕上げ温度が７５０℃未満では
セパレーションが顕著となり、シャルピー試験のシェル
フエネルギーが低下し、材質の異方性も大きくなるので
好ましくなく、逆に８５０℃を超える高温で圧延を終了
すると、０．２％耐力の上昇が望めない。圧延後の冷却
速度の限定理由は焼入れ焼戻し処理における焼入れ時の
冷却速度の限定理由と同じである。
理を施さずに製造することも可能である。この場合は、
加熱時のオーステナイト粒径の細粒化と溶体化を両立さ
せて強度、靱性を向上させるために、加熱温度は９５０
℃〜１１５０℃の範囲が好ましい。加えて、圧延条件を
規制せずに圧延を行うと細粒化が不十分で靱性の低下の
懸念があり、また、０．２％耐力が極端に低下する問題
を生じるため、オーステナイトを細粒化し、かつ、伸長
粒とすることにより、靱性改善と０．２％耐力の上昇を
はかる目的で、９００℃以下での圧下率が１０〜５０％
で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃の条件内で熱間圧
延を施す必要がある。９００℃以下の圧下率が１０％未
満では効果が明確でなく、５０％を超えると材質の異方
性が顕著となる。また、仕上げ温度が７５０℃未満では
セパレーションが顕著となり、シャルピー試験のシェル
フエネルギーが低下し、材質の異方性も大きくなるので
好ましくなく、逆に８５０℃を超える高温で圧延を終了
すると、０．２％耐力の上昇が望めない。圧延後の冷却
速度の限定理由は焼入れ焼戻し処理における焼入れ時の
冷却速度の限定理由と同じである。
【００２０】圧延ままでも上記製造条件によれば十分優
れた強度、靱性を得ることが可能であるが、強度の調整
あるいは一層の高降伏応力化を必要とする場合はさらに
焼戻し処理を施すが、この場合も焼入れ焼戻し処理にお
ける焼戻し条件の限定理由と同様の理由により、焼戻し
温度の範囲は４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃とする必
要がある。
れた強度、靱性を得ることが可能であるが、強度の調整
あるいは一層の高降伏応力化を必要とする場合はさらに
焼戻し処理を施すが、この場合も焼入れ焼戻し処理にお
ける焼戻し条件の限定理由と同様の理由により、焼戻し
温度の範囲は４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃とする必
要がある。
【００２１】
【実施例】表１、表２及び表３に本発明に従って試作し
た鋼板及び比較鋼板の化学成分、母材製造履歴、母材強
度靱性、ＨＡＺの靱性等を示す。表１の本発明鋼は特許
請求の範囲第１項、第２項の方法に従って製造したもの
である。ここで、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１４が本発明鋼であ
り、Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．２５が比較鋼である。また、表
３は表１の本発明鋼Ｎｏ．７を用いて、再加熱処理をせ
ずに、熱間圧延ままか、圧延後焼戻し処理を施したとき
の母材製造履歴、母材強度靱性と圧延条件、焼戻し条件
の関係を検討した結果である。試験片はいずれも板厚中
心部より圧延方向に平行な方向で採取した。母材の強度
は丸棒引張り試験の０．２％耐力及び引張り強さで評価
した。一方、母材靱性はシャルピー衝撃試験における−
６０℃での吸収エネルギーで評価した。また、ＨＡＺ靱
性は最高加熱温度１４００℃、８００℃から５００℃ま
での冷却時間が１６０秒である溶接再現熱サイクルを付
与したときのシャルピー衝撃試験の−６０℃での吸収エ
ネルギーで評価した。ちなみに本熱サイクル条件は概略
板厚２０ｍｍの鋼板を入熱量約１００ｋＪ／ｃｍでサブ
マージアーク溶接したときのＦＬでの熱履歴に相当す
る。
た鋼板及び比較鋼板の化学成分、母材製造履歴、母材強
度靱性、ＨＡＺの靱性等を示す。表１の本発明鋼は特許
請求の範囲第１項、第２項の方法に従って製造したもの
である。ここで、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１４が本発明鋼であ
り、Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．２５が比較鋼である。また、表
３は表１の本発明鋼Ｎｏ．７を用いて、再加熱処理をせ
ずに、熱間圧延ままか、圧延後焼戻し処理を施したとき
の母材製造履歴、母材強度靱性と圧延条件、焼戻し条件
の関係を検討した結果である。試験片はいずれも板厚中
心部より圧延方向に平行な方向で採取した。母材の強度
は丸棒引張り試験の０．２％耐力及び引張り強さで評価
した。一方、母材靱性はシャルピー衝撃試験における−
６０℃での吸収エネルギーで評価した。また、ＨＡＺ靱
性は最高加熱温度１４００℃、８００℃から５００℃ま
での冷却時間が１６０秒である溶接再現熱サイクルを付
与したときのシャルピー衝撃試験の−６０℃での吸収エ
ネルギーで評価した。ちなみに本熱サイクル条件は概略
板厚２０ｍｍの鋼板を入熱量約１００ｋＪ／ｃｍでサブ
マージアーク溶接したときのＦＬでの熱履歴に相当す
る。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】表２から明らかなように、Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．１４の本発明により製造した鋼は比較鋼に比べて優
れた母材強度、靱性及びＨＡＺ靱性を有し、−６０℃の
低温でも構造物の安全性確保に十分なシャルピー試験の
吸収エネルギーを示すことが分かる。また、母材の引張
り強さは１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上である。即ち、本発
明によれば非常に高い強度と優れた母材、ＨＡＺ靱性を
兼ね備えた鋼が得られることが明らかである。
ｏ．１４の本発明により製造した鋼は比較鋼に比べて優
れた母材強度、靱性及びＨＡＺ靱性を有し、−６０℃の
低温でも構造物の安全性確保に十分なシャルピー試験の
吸収エネルギーを示すことが分かる。また、母材の引張
り強さは１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上である。即ち、本発
明によれば非常に高い強度と優れた母材、ＨＡＺ靱性を
兼ね備えた鋼が得られることが明らかである。
【００２５】一方、Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．２５の比較鋼は
本発明の要件を満足しておらず、そのため、母材強度、
靱性あるいはＨＡＺ靱性が本発明鋼に比べて劣ることが
同様に表２から明白である。即ち、比較鋼Ｎｏ．１５、
１６はＢを含有していないためＨＡＺ靱性が著しく劣
る。Ｎｏ．１７はＰ量が過剰なため、母材靱性ＨＡＺ靱
性ともに劣る。Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２１は成分範囲は本
発明範囲内であるが、焼戻し温度が適正範囲をはずれて
いるため、十分な母材靱性が得られない。また、Ｎｏ．
２２、２３は再加熱温度が１２００℃と高く、オーステ
ナイトが粗大なため、母材靱性が劣る。Ｎｏ．２４、２
５は再加熱後の冷却を炉冷としたため、冷却速度が本発
明範囲外であり、本発明に比べて強度が若干低く母材靱
性も劣化する。
本発明の要件を満足しておらず、そのため、母材強度、
靱性あるいはＨＡＺ靱性が本発明鋼に比べて劣ることが
同様に表２から明白である。即ち、比較鋼Ｎｏ．１５、
１６はＢを含有していないためＨＡＺ靱性が著しく劣
る。Ｎｏ．１７はＰ量が過剰なため、母材靱性ＨＡＺ靱
性ともに劣る。Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２１は成分範囲は本
発明範囲内であるが、焼戻し温度が適正範囲をはずれて
いるため、十分な母材靱性が得られない。また、Ｎｏ．
２２、２３は再加熱温度が１２００℃と高く、オーステ
ナイトが粗大なため、母材靱性が劣る。Ｎｏ．２４、２
５は再加熱後の冷却を炉冷としたため、冷却速度が本発
明範囲外であり、本発明に比べて強度が若干低く母材靱
性も劣化する。
【００２６】
【表３】
【００２７】また、表３において、再加熱処理を行わな
い場合の熱間圧延条件と母材の強度、靱性の関係を示
す。本発明の要件を満足する条件Ａ〜Ｈで製造した鋼は
比較鋼に比べて優れた母材靱性を示すとともに０．２％
耐力も高くなっている。これに対して本発明の範囲を逸
脱している条件Ｉ〜Ｎで製造した鋼は、化学成分は本発
明範囲内にもかかわらず、靱性が劣り、０．２％耐力も
低い。即ち、比較鋼Ｉ、Ｊは加熱温度が高すぎるため、
靱性が劣る。加えて比較鋼Ｉは９００℃以下の圧下率、
仕上げ温度が本発明範囲外のため、０．２％耐力も低
い。比較鋼Ｋ〜Ｍは加熱温度は本発明の範囲であるが、
９００℃以下の圧下率あるいは仕上げ温度が本発明範囲
をはずれているため、十分な特性が得られない。比較鋼
Ｎは熱間圧延の諸条件が本発明の要件を満足していても
その後の焼戻し条件が適正範囲をはずれると靱性が大き
く劣化することを示している。以上の実施例から、本発
明によれば引張り強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上で、
かつ−６０℃程度の低温においても安全な使用に耐える
優れた母材及びＨＡＺ靱性を有する超高張力鋼が得られ
ることが明白である。
い場合の熱間圧延条件と母材の強度、靱性の関係を示
す。本発明の要件を満足する条件Ａ〜Ｈで製造した鋼は
比較鋼に比べて優れた母材靱性を示すとともに０．２％
耐力も高くなっている。これに対して本発明の範囲を逸
脱している条件Ｉ〜Ｎで製造した鋼は、化学成分は本発
明範囲内にもかかわらず、靱性が劣り、０．２％耐力も
低い。即ち、比較鋼Ｉ、Ｊは加熱温度が高すぎるため、
靱性が劣る。加えて比較鋼Ｉは９００℃以下の圧下率、
仕上げ温度が本発明範囲外のため、０．２％耐力も低
い。比較鋼Ｋ〜Ｍは加熱温度は本発明の範囲であるが、
９００℃以下の圧下率あるいは仕上げ温度が本発明範囲
をはずれているため、十分な特性が得られない。比較鋼
Ｎは熱間圧延の諸条件が本発明の要件を満足していても
その後の焼戻し条件が適正範囲をはずれると靱性が大き
く劣化することを示している。以上の実施例から、本発
明によれば引張り強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上で、
かつ−６０℃程度の低温においても安全な使用に耐える
優れた母材及びＨＡＺ靱性を有する超高張力鋼が得られ
ることが明白である。
【００２８】
【発明の効果】本発明は高価なＮｉなどの合金元素を多
量に含有することなく、非常に高い引張り強さと優れた
母材靱性、及び広い入熱範囲で優れたＨＡＺ靱性を有す
る超高張力鋼を可能としたものであり、本発明による鋼
を用いれば過酷な使用条件に対しても高強度で、かつ安
全性の高い溶接構造物を製造することが可能となり、そ
の効果は極めて顕著である。
量に含有することなく、非常に高い引張り強さと優れた
母材靱性、及び広い入熱範囲で優れたＨＡＺ靱性を有す
る超高張力鋼を可能としたものであり、本発明による鋼
を用いれば過酷な使用条件に対しても高強度で、かつ安
全性の高い溶接構造物を製造することが可能となり、そ
の効果は極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｍｎ量を変えた鋼について、母材靱性と焼戻し
温度の関係を示す図、
温度の関係を示す図、
【図２】Ｍｎ量を変えた鋼について、母材強度と焼戻し
温度の関係を示す図である。
温度の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｐ ：０．００５％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、
１０００℃以上に加熱した後熱間圧延し、続いてＡｃ3
変態点〜１０００℃の温度域に再加熱した後、該温度か
ら冷却するに際して７００℃〜３００℃の温度域の平均
冷却速度が０．１℃／ｓ以上となるように冷却すること
を特徴とする低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の
製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｐ ：０．００５％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、
１０００℃以上に加熱した後熱間圧延し、続いてＡｃ3
変態点〜１０００℃の温度域に再加熱した後該温度から
冷却するに際して７００℃〜３００℃の温度域の平均冷
却速度が０．１℃／ｓ以上となるように冷却し、次いで
４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋５０℃の温度で焼き戻すこと
を特徴とする低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の
製造方法。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｐ ：０．００５％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、
９５０℃〜１１５０℃に加熱し、９００℃以下での圧下
率が１０〜５０％で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃
である熱間圧延を施し、圧延後の冷却に際して７００℃
〜３００℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上
となるように冷却することを特徴とする低温靱性の優れ
た高マンガン超高張力鋼の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｐ ：０．００５％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、
９５０℃〜１１５０℃に加熱し、９００℃以下での圧下
率が１０〜５０％で、仕上げ温度が７５０℃〜８５０℃
である熱間圧延を施し、圧延後の冷却に際して７００℃
〜３００℃の温度域の平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上
となるように冷却し、次いで４５０℃〜Ａｃ1 変態点＋
５０℃の温度に焼き戻すことを特徴とする低温靱性の優
れた高マンガン超高張力鋼の製造方法。 - 【請求項５】 さらに重量％で、 Ｃｒ：２．０％以下 Ｍｏ：２．０％以下 の１種または２種を含有することを特徴とする請求項第
１項〜第４項記載の低温靱性の優れた高マンガン超高張
力鋼の製造方法。 - 【請求項６】 さらに重量％で、 Ｎｉ：３．０％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種を含有することを特徴とする請求項第
１項〜第４項記載の低温靱性の優れた高マンガン超高張
力鋼の製造方法。 - 【請求項７】 さらに重量％で、 Ｃｒ：２．０％以下 Ｍｏ：２．０％以下 の１種または２種および、 Ｎｉ：３．０％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種を含有することを特徴とする請求項第
１項〜第４項記載の低温靱性の優れた高マンガン超高張
力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28157292A JPH06128631A (ja) | 1992-10-20 | 1992-10-20 | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP28157292A JPH06128631A (ja) | 1992-10-20 | 1992-10-20 | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
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Family
ID=17641055
Family Applications (1)
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| JP28157292A Withdrawn JPH06128631A (ja) | 1992-10-20 | 1992-10-20 | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
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|---|---|---|---|---|
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-
1992
- 1992-10-20 JP JP28157292A patent/JPH06128631A/ja not_active Withdrawn
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