[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

JP2019535889A - 低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼及びその製造方法 - Google Patents

低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2019535889A
JP2019535889A JP2019518100A JP2019518100A JP2019535889A JP 2019535889 A JP2019535889 A JP 2019535889A JP 2019518100 A JP2019518100 A JP 2019518100A JP 2019518100 A JP2019518100 A JP 2019518100A JP 2019535889 A JP2019535889 A JP 2019535889A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
strength
manganese steel
low
temperature toughness
less
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.)
Granted
Application number
JP2019518100A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6754494B2 (ja
Inventor
チョル イ，イル
チョル イ，イル
ヨン チェ，ジェ
ヨン チェ，ジェ
ドク ガン，サン
ドク ガン，サン
ヨン ゾ，ジェ
ヨン ゾ，ジェ
ヨル オ，ホン
ヨル オ，ホン
イル ソ，テ
イル ソ，テ
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of JP2019535889A publication Critical patent/JP2019535889A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6754494B2 publication Critical patent/JP6754494B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本発明の一側面は、重量％で、マンガン（Ｍｎ）：４．３〜５．７％、炭素（Ｃ）：０．０１５〜０．０５５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１５〜０．０５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．６〜１．７％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．１％、チタン（Ｔｉ）：０．０１５〜０．０５５％、ホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．００５％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、残りの鉄（Ｆｅ）、及びその他の不可避不純物からなり、微細組織は、体積分率で、マルテンサイト４０〜６０％及び焼戻しマルテンサイト４０〜６０％を含む、低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼に関するものである。

Description

本発明は、構造用鋼材に好適に用いることができる低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼及びその製造方法に関するものである。
高強度を有するマルテンサイト系構造用鋼材は、温度が低くなるにつれて延性脆性遷移現象が発生するという特性によって靭性が急激に低下し、低温では構造用鋼材としての使用が困難であるという欠陥があることが知られている。特に化学組成においてマンガンを多く含む高マンガン鋼は、破壊が起こる場合において靭性に最も悪影響を与える粒界脆性現象が支配的に発生することにより、その使用が制限されてきた。
通常、高強度鋼は、高炭素、高合金元素を含むと共に、十分な強度を有するマルテンサイト組織を確保するための焼入れ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）工程が必須である。
しかし、鋼材の厚さが厚くなるにつれ、厚物材の中心部の冷却速度を高く確保し難いため、硬度を向上させる合金元素の含量を増加させていた。
ここで、硬度を向上させる合金元素の一つであるマンガンは、低コストで硬度を向上させることができる成分ではあるが、粒界脆性現象を起こすという問題があって、その使用が制限されてきた。そのため、主にクロム、モリブデン、ニッケルなどの高コストの元素を使用されてきたが、それらの成分は製造コストが多くかかるという問題があった。
低温構造用鋼材として広く用いられている代表的な高強鋼材として９Ｎｉ鋼がある。例えば、特許文献１には、焼入れ−焼戻し（ＱＴ）法又は直接焼入れ−焼戻し（ＤＱ−Ｔ）法による板厚４０ｍｍ以上の９Ｎｉ鋼の製造方法が開示されている。
９Ｎｉ鋼は、高いＮｉ含量による高い硬化能により、十分なマルテンサイト微細組織と高強度を確保し、母材のＤＢＴＴ（Ｄｕｃｔｉｌｅ−Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ、延性−脆性遷移温度）が低いなどの利点があるが、Ｎｉは価格が非常に高く、しかも価格変動が大きいため、代替鋼材の開発が継続的に求められてきた。
また、最近、建設及び土建装備、鉱山採掘装備の使用環境が寒冷地方に拡大していることから、低温でも延性破壊挙動を示す構造用鋼が求められ、低温における優れた靭性の確保が求められている。
従って、低コストで低温靭性及び高強度を確保しながら、粒界脆性現象が発生することなく構造用鋼材に好適に用いることができる低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼及びその製造方法に関する開発が求められている実情である。
日本特許公開第１９９４−１８４６３０号公報
本発明は、構造用鋼材に好適に用いることができる低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。
一方、本発明の課題は上記の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解することができ、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難はない。
本発明の一側面は、重量％で、マンガン（Ｍｎ）：４．３〜５．７％、炭素（Ｃ）：０．０１５〜０．０５５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１５〜０．０５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．６〜１．７％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．１％、チタン（Ｔｉ）：０．０１５〜０．０５５％、ホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．００５％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、残りの鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物からなり、
微細組織は、体積分率で、マルテンサイト４０〜６０％及び焼戻しマルテンサイト４０〜６０％を含む、低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼に関するものである。
また、本発明の他の一側面は、重量％で、マンガン（Ｍｎ）：４．３〜５．７％、炭素（Ｃ）：０．０１５〜０．０５５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１５〜０．０５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．６〜１．７％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．１％、チタン（Ｔｉ）：０．０１５〜０．０５５％、ホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．００５％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、残りの鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物からなるスラブを加熱する段階と、
上記加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
上記熱延鋼板を、Ａｒ３〜２００℃の温度区間における冷却速度が３℃／ｓｅｃ以上となるように冷却する段階と、
上記冷却された熱延鋼板を［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋３０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０℃］の温度範囲で加熱した後に冷却する二相域熱処理段階と、を含む、低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の製造方法に関するものである。
なお、上記の課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれによる利点と効果は、以下の具体的な実施形態を参照することにより、より詳細に理解することができる。
本発明によると、炭素及びその他の高価な合金元素の使用量を低く抑えながらも、高強度及び低いＤＢＴＴを有する高強度高マンガン鋼、及びその製造方法を提供することができるという効果がある。
発明例である試験番号５−１の微細組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で撮影した写真である。 発明鋼５に対して二相域熱処理条件を変えて製造した試験番号５−１から５−４に対するシャルピー衝撃試験の結果を示したグラフである。
以下、本発明の好適な実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、様々な他の形態に変形され得るから、本発明の範囲は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。本発明の実施形態は、当該技術分野における平均的な知識を有する者に本発明を更に完全に説明するために提供するものである。
本発明者らは、低コストで、低温靭性及び高強度を確保しながら粒界脆性現象が発生することなく、構造用鋼材に好適に用いることができる低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼及びその製造方法を提供するために鋭意研究した。
その結果、高い延性−脆性遷移温度（Ｄｕｃｔｉｌｅ−Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ、以下ＤＢＴＴ）及び粒界脆性現象は、高マンガン鋼のマルテンサイト微細組織内のＭｎ含量が増加するにつれて、粒内に比べて粒界が相対的に脆弱となることが原因であるという結論を得ることができた。また、マルテンサイト粒界を強化したり、粒内の強度と粒界の強度が均衡をしたりすることができる化学組成を選択し、それに適合した製造工程を選択して粒度を微細化し、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを含むように微細組織を制御することにより、マルテンサイト系高マンガン鋼の高強度を維持しながら、ＤＢＴＴを画期的に下げることができることを発見し、本発明を完成するに至った。
従来のマルテンサイト系高強度鋼は、熱間圧延後、冷却速度を調節した急冷を行って生産するＴＭＣＰ材、又は熱間圧延後に空冷を行い、更にＡｃ３温度以上で熱処理した後に急冷を行うＲＱ材で生産される。焼戻しを更に行うＱＴ材の製造形式に従って生産することもできる。高Ｍｎ鋼（高マンガン鋼）を従来の工程で生産する場合には、ＴＭＣＰ材は伸びた粒界に沿って粒界破壊が加速され、特定方向に低い靭性又は高いＤＢＴＴを有することがあり、ＲＱ材又はＱＴ材の場合には、粒界が大きく平らに形成されて、これらも低い靭性又は高いＤＢＴＴを有することがある。
高いＤＢＴＴを解決するためには、二相域熱処理によるフェライト−マルテンサイト組織の二重相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼材の製造法を考慮してみることができる。かかる鋼材は、二相域熱処理を経て、既存の結晶粒を分割する二つ以上の相が混在して組織が微細となってＤＢＴＴを減少させることができる。しかし、フェライト相の導入により、従来のマルテンサイト鋼材より強度が大きく低下するという欠点がある。
高Ｍｎ鋼は、二相域熱処理時に既存の結晶粒が分割されて粒度が小さくなっても、高い含量のＭｎによる硬化能によって、熱処理前に生成される第１相と熱処理後に生成される第２相とが共にマルテンサイト相に変態することができる。従って、熱間圧延直後に、マルテンサイト相は、焼入れを介して第１相に変態し、第１相は、二相域熱処理を介して焼戻しマルテンサイトに変態し、第２相は、オーステナイトを経て２次焼入れ後に一般マルテンサイトに変態する。この時、粒内の強度と粒界の強度との均衡を合わせるために、粒界強化元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂなどの合金元素を適正量添加して、高強度高Ｍｎ鋼において、従来よりも更に微細な微細組織による低いＤＢＴＴを得ることができる。その結果として、溶接部の物性を悪化させる炭素、高価なモリブデン（Ｍｏ）、クロム（Ｃｒ）、及びニッケル（Ｎｉ）などの合金成分を排除しても、優れた強度及び低いＤＢＴＴを有する低コストの高強度高Ｍｎ鋼を開発することができるようになった。
［低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼］
以下、本発明の一側面による低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼について詳細に説明する。
本発明の一側面による低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼は、重量％で、マンガン（Ｍｎ）：４．３〜５．７％、炭素（Ｃ）：０．０１５〜０．０５５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１５〜０．０５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．６〜１．７％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．１％、チタン（Ｔｉ）：０．０１５〜０．０５５％、ホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．００５％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、残りの鉄（Ｆｅ）、及びその他の不可避不純物からなり、微細組織は、体積分率で、マルテンサイト４０〜６０％及び焼戻しマルテンサイト４０〜６０％を含む。
まず、本発明の合金組成について詳細に説明する。以下、各元素の含量の単位は、特に記載しない限り重量％である。
マンガン（Ｍｎ）：４．３〜５．７％
マンガンは、本発明で添加される最も重要な元素の一つであり、マルテンサイトを安定化させる役割を果たすことにより、熱間圧延又は二相域熱処理後の冷却段階において安定したマルテンサイト組織を容易に確保できるようにする。
本発明の他の合金元素の含量の範囲を考慮して、マルテンサイトを安定化させるためには、マンガンは４．３％以上含まれることが好ましい。Ｍｎ含量が４．３％未満の場合には、遅い冷却速度でも小さい粒度のフェライト又はベイナイトが形成されやすく、所望の高強度を得ることができない。
一方、Ｍｎ含量が５．７％を超える場合には、溶接性を著しく低下させることがあり、鋼材の製造コストを上昇させるという問題がある。
従って、Ｍｎ含量は４．３〜５．７％であることが好ましく、４．５〜５．５％であることがより好ましい。
炭素（Ｃ）：０．０１５〜０．０５５％
炭素は、マンガンと共に鋼材の強度の確保を容易にし、靭性及び溶接性を低下させる側面においてはマンガンと類似の効果を発揮するため、最適の炭素含量の範囲はマンガンの含量に依存する。従って、本発明ではその効果が最大化する成分範囲を限定した。本発明が求める強度を十分に確保するためには、炭素含量を０．０１５％以上添加することが好ましい。但し、多量に添加しすぎた場合は靭性を著しく低下させるため、その上限は０．０５５％であることが好ましい。従って、炭素含量は０．０１５〜０．０５５％であることが好ましく、０２〜０．０５％であることがより好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．０１５〜０．０５％
シリコンは、脱酸剤としての役割を果たし、固溶強化による強度を向上させる元素である。
Ｓｉ含量が０．０１５％未満の場合には、上記の効果が不十分となり、Ｓｉ含量が０．０５％を超えた場合には、溶接部はもちろん母材の靭性を低下させるという問題が発生することがある。従って、Ｓｉ含量は０．０１５〜０．０５％であることが好ましく、０．０２〜０．０５％であることがより好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．６〜１．７％
アルミニウムは、シリコンと同様に脱酸剤として添加される。また、組織の微細化に寄与し、固溶強化効果も大きくて強度の確保に有用な元素である。特に、本発明の合金組成系においては、高マンガン鋼の粒界破壊を抑制し、低温靭性を向上させるという効果があるため、その比率を適切に制御する必要がある。
Ａｌ含量が０．６％未満の場合には、高強度及び低いＤＢＴＴを確保し難いという問題がある。一方、Ａｌ含量が１．７％を超える場合には、強度の増加に比例して靭性が著しく低下することがある。従って、Ａｌ含量は０．６〜１．７％であることが好ましく、より好ましくは０．７〜１．６％であることができ、０．６〜１．５％であることが更に好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．１％
ニオブは、固溶及び析出強化効果により強度を上昇させ、低温圧延時に結晶粒を微細化させて衝撃靭性を向上させ、マンガンによって脆弱となった粒界を強化させることができる元素である。
Ｎｂ含量が０．０１％未満の場合には、上記の効果が不十分となり、Ｎｂ含量が０．１％を超える場合には、粗大な析出物が生成して硬度及び衝撃靭性をむしろ低下させるという問題がある。従って、Ｎｂ含量は０．０１〜０．１％であることが好ましく、０．０２〜０．０９％であることがより好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．０１５〜０．０５５％
チタンは、焼入れ性の向上に重要な元素であるＢの効果を最大化する元素であり、またＴｉＮを形成してＢＮの形成を抑制することにより、固溶するＢの含量を増加させて焼入れ性を向上させ、析出したＴｉＮはオーステナイト結晶粒を固定（ｐｉｎｎｉｎｇ）して結晶粒の粗大化を抑制し、高マンガン鋼において粒界破壊を顕著に抑制するという効果がある。
Ｔｉ含量が０．０１５％未満の場合には、上記の効果が不十分となり、Ｔｉ含量が０．０５５％を超える場合には、チタン析出物の粗大化により靭性低下などの問題が発生することがある。従って、Ｔｉ含量は０．０１５〜０．０５５％であることが好ましく、０．０２〜０．０５％であることがより好ましい。
ホウ素（Ｂ）：０．００１〜０．００５％
ホウ素は、少量の添加でも材料の焼入れ性を効果的に増加させる元素であり、結晶粒界強化により粒界破壊を抑制する効果がある。
Ｂ含量が０．００１％未満の場合には、上記の効果が不十分となり、Ｂ含量が０．００５％を超える場合には、粗大な析出物の形成などにより靭性及び溶接性を低下させるという問題がある。従って、Ｂ含量は０．００１〜０．００５％であることが好ましく、０．００１５〜０．００４％であることがより好ましい。
リン（Ｐ）：０．０３％以下
リンは、本発明において不可避不純物元素であり、中心偏析を助長すると同時に、粒界に偏析して粒界破壊を引き起こし、低温靭性を低下させる。従って、できるだけ抑制することが好ましく、０．０３％以下に制限することが好ましい。より好ましくは、Ｐ含量は０．０２％以下であり得る。
硫黄（Ｓ）：０．０２％以下
硫黄は、リンと同様に鋼材において不可避不純物元素である。特に、高マンガン鋼では、ＭｎＳの粗大な非金属介在物を形成して延性及び低温靭性を急激に低下させ、ＤＢＴＴを高める。また、少ない含量でも粒界破壊を引き起こすことがある。従って、Ｓ含量はできる限り抑制することが好ましく、０．０２％以下に制限することが好ましい。より好ましくは、０．０１％以下である。
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、それを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を特に本明細書に記載しない。
この時、上記の合金組成の他に、Ｗ：０．５％以下（但し、０％を除く）を更に含むことができる。
タングステン（Ｗ）は、硬質炭化物を形成して析出強化効果により強度を上昇させ、析出した炭化物は、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制して組織の微細化効果を示す。しかし、Ｗ含量が０．５％を超える場合には、溶接性を低下させることがあり、鋼材の製造コストを上昇させるという問題が発生する。従って、タングステン（Ｗ）は０．５％以下に制限することが好ましい。
以下、本発明の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の微細組織について詳細に説明する。
本発明の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の微細組織は、体積分率でマルテンサイト４０〜６０％及び焼戻しマルテンサイト４０〜６０％を含む。
マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトが上記範囲を外れる場合には、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの一つの粒度が大きくなり、組織の微細化による靭性向上効果を阻害することがある。
より好ましくは、本発明の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の微細組織は、体積分率で、マルテンサイト４２〜５５％及び焼戻しマルテンサイト４５〜６８％を含み得る。
この時、上記マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトは、平均粒度が１５μｍ以下であり得る。
ＤＢＴＴは、組織の微細化からの影響を大きく受けるため、上記平均粒度が１５μｍを超える場合には、ＤＢＴＴが−６０℃を超えることがある。
より好ましくは、上記マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトは、平均粒度が１０μｍ以下である。
また、本発明の高マンガン鋼は、降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、引張強度が６５０ＭＰａ以上であることができる。かかる高強度を確保することにより、構造用鋼材に好適に用いられる得る。
また、本発明の高マンガン鋼は、ＤＢＴＴ（Ｄｕｃｔｉｌｅ−Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が−６０℃以下であることができる。低いＤＢＴＴを確保することにより、低温環境下でも構造用鋼として好適に用いられ得る。
また、本発明の高マンガン鋼は、伸びが１２％以上であることができる。
［低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の製造方法］
以下、本発明の他の一側面である低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面である低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の製造方法は、上記の合金組成を有するスラブを加熱する段階と、上記加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を、Ａｒ３〜２００℃の温度区間における冷却速度が３℃／ｓｅｃ以上となるように冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋３０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０℃］の温度範囲で加熱した後に冷却する二相域熱処理段階と、を含む。
（スラブ加熱及び熱間圧延段階）
上記の合金組成を有するスラブを加熱し、上記加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得るには、通常の操業条件を適用すれば十分であるため、特に限定する必要はない。
例えば、スラブの微細組織がオーステナイトに相変態できるように、スラブを１０５０〜１２００℃の温度で加熱し、上記加熱されたスラブに対して仕上げ熱間圧延温度が７００〜９５０℃となるように熱間圧延を行うことができる。
（冷却段階）
上記熱延鋼板を、Ａｒ３〜２００℃の温度区間における冷却速度が３℃／ｓｅｃ以上となるよう冷却する。好ましくは、水冷によって焼入れを行うことができる。
Ａｒ３〜２００℃の温度区間における冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満の場合には、マルテンサイトを十分に確保し難いという問題がある。
（二相域熱処理段階）
上記冷却された熱延鋼板を［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋３０℃］の温度範囲に加熱した後に冷却する。かかる二相域熱処理により、基地相は焼戻しマルテンサイトに変態し、逆変態したオーステナイト粒度は制限的に成長し、以後に生成される一般マルテンサイトはそのまま微細化し得て、このような組織の微細化により、高強度を維持しながらＤＢＴＴの低い高マンガン鋼を得ることができる。
加熱温度が上記範囲を外れた場合には、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの粒径が大きくなり、組織の微細化による靭性向上効果を阻害されることがある。
従って、加熱温度は、［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋３０℃］であることが好ましい。より好ましくは、［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋２０℃］であり得る。
図２に示すように、同一の鋼種において二相域熱処理温度によるＤＢＴＴの変化は、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２で最も低いＤＢＴＴを有することが確認できる。
高硬化能で低コスト元素であるＭｎの含量が増加すればするほど、遅い冷却速度及び小さい粒度でもマルテンサイトに相変態する。従って、最終熱処理後の微細な組織でも容易にマルテンサイト組織を得ることができて強度の確保に有利であるが、粒界が脆弱となって粒界破壊現象が多く発生することが知られている。かかる粒界破壊を防止又は減少させるためには、粒界強化元素として知られているＴｉ、Ｎｂ、Ｂなどの元素の適量を添加し、更にＡｌなどの元素の含量を最適化しなければならない。これにより、強度、及びＤＢＴＴを改善した鋼材を提供することができる。
また、上記冷却は、３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で行うことができる。冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満の場合には、マルテンサイトを十分に確保し難いという問題がある。
また、上記二相域熱処理は（１．３ｔ＋１０）分から（１．３ｔ＋５０）分間行うことができる。ここでｔは、熱延鋼板の厚さをｍｍ単位で測定した値である。
この時、上記Ａｃ１及びＡｃ３は、一般に知られている関係式を用いて求めることができる。
但し、高マンガン鋼は、熱力学計算により導出される平衡相変態温度Ａｅ１、Ａｅ３の値と、実際に鋼材の昇温時に測定される相変態温度Ａｃ１、Ａｃ３の値との差が大きく、またその差を予測し難いことがある。従って、より正確な測定をするためには、ディラトメーターで試験を行い、その試験結果のグラフにおける昇温時の鋼材の長さの変化の傾きを観察してＡｃ１温度とＡｃ３温度とを測定することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであって、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載した事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
下記表１に示した成分組成を有する厚さ７０ｍｍのスラブを１１００℃の温度で加熱した後、８００℃の仕上げ熱間圧延温度で仕上げ熱間圧延して１１．８ｍｍの厚さの熱延鋼板を得た。上記熱延鋼板を、Ａｒ３〜２００℃の温度区間における冷却速度が１０℃／ｓｅｃとなるように冷却し、次いで下記表２に記載された熱処理温度で加熱した後に冷却して高マンガン鋼を製造した。
上記高マンガン鋼の微細組織を観察して下記表２に記載した。また、上記高マンガン鋼の機械的物性を測定して表３に記載した。
微細組織は光学顕微鏡及びＳＥＭを用いて観察した。マルテンサイトを除いた微細組織は焼戻しマルテンサイトであり、平均粒度は円相当直径で測定した。
引張強度、降伏強度、及び伸びは、万能引張試験機を用いて測定し、ＤＢＴＴはシャルピー衝撃試験機を用いて、変化させた温度における衝撃靭性の遷移温度を観察した。
本発明の発明例は、提示した合金組成及び製造方法、及び降伏強度５５０ＭＰａ以上、引張強度６５０ＭＰａ以上、ＤＢＴＴ−６０℃以下であるという条件をすべて満たすことが確認できる。
比較例である試験番号３−２は、本発明の合金組成は満たすが従来の高強度マルテンサイト鋼を製造するＴＭＣＰ方法で製造した場合であって、二相域熱処理を行わなかったために微細組織が粗大であり、ＤＢＴＴが高いことが確認できる。
比較例である試験番号７−１は、炭素、シリコン、チタン、及びマンガン含量が本発明の範囲を超えた場合であって、強度は十分に確保され微細組織も非常に微細となる効果であったが、一般マルテンサイトの体積分率を十分に確保し難く、強度が上昇したために低温靭性に劣り、ＤＢＴＴが増加するという結果が示された。
比較例である試験番号８−１は、炭素、シリコン、及びニオブの含量が超過し、マンガン及びチタンの含量が未到達であり、アルミニウムが含まれていない場合であって、強度を確保することが困難であり、又低温靭性を向上させるためのアルミニウムが含まれていないためＤＢＴＴも基準よりも高かった。
比較例である９−１は、マンガン及びチタン含量が本発明で提示した範囲を超えた場合であって、十分な強度と微細組織とは基準を確保することができたが、一般マルテンサイトの体積分率を十分に確保し難く、ＤＢＴＴも基準よりも高かった。
図２は、発明鋼５に対して二相域熱処理条件を変えて製造された試験番号５−１から５−４に対するシャルピー衝撃試験の結果を示したグラフである。本発明で提示した合金組成を満たしても二相域熱処理条件が本発明で提示した範囲を外れる場合、ＤＢＴＴに劣ることが確認できる。
以上の実施例を参照して説明したが、当該技術分野における熟練した当業者は、下記の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を様々に修正及び変更させることができることを理解することができる。

Claims (11)

  1. 重量％で、マンガン（Ｍｎ）：４．３乃至５．７％、炭素（Ｃ）：０．０１５乃至０．０５５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１５乃至０．０５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．６乃至１．７％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１乃至０．１％、チタン（Ｔｉ）：０．０１５乃至０．０５５％、ホウ素（Ｂ）：０．００１乃至０．００５％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、残りの鉄（Ｆｅ）、及びその他の不可避不純物からなり、
    微細組織は、体積分率で、マルテンサイト４０乃至６０％及び焼戻しマルテンサイト４０乃至６０％を含むことを特徴とする低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼。
  2. 前記高マンガン鋼は、Ｗ：０．５％以下（但し、０％は除く）を更に含むことを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼。
  3. 前記マルテンサイトは、平均粒度が１５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼。
  4. 前記高マンガン鋼は、降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、引張強度が６５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼。
  5. 前記高マンガン鋼は、ＤＢＴＴ（Ｄｕｃｔｉｌｅ−Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が−６０℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼。
  6. 前記高マンガン鋼は、伸びが１２％以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼。
  7. 重量％で、マンガン（Ｍｎ）：４．３乃至５．７％、炭素（Ｃ）：０．０１５乃至０．０５５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１５乃至０．０５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．６乃至１．７％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１乃至０．１％、チタン（Ｔｉ）：０．０１５乃至０．０５５％、ホウ素（Ｂ）：０．００１乃至０．００５％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下、残りの鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避不純物からなるスラブを加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を、Ａｒ３乃至２００℃の温度区間における冷却速度が３℃／ｓｅｃ以上となるように冷却する段階と、
    前記冷却された熱延鋼板を［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２＋３０℃］乃至［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−３０℃］の温度範囲で加熱した後に冷却する二相域熱処理段階と、を含むことを特徴とする低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の製造方法。
  8. 前記スラブは、Ｗ（タングステン）：０．５％以下（但し、０％は除く）を更に含むことを特徴とする請求項７に記載の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の製造方法。
  9. 前記熱延鋼板を得る段階は、前記スラブを１０５０乃至１２００℃の温度範囲で加熱した後、仕上げ圧延温度が７００乃至９５０℃となるように熱間圧延を行うことを特徴とする請求項７に記載の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の製造方法。
  10. 前記二相域熱処理段階における冷却は、３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で行うことを特徴とする請求項７に記載の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の製造方法。
  11. 前記二相域熱処理段階における加熱後の保持時間は、（１．３ｔ＋１０）分から（１．３ｔ＋５０）分であることを特徴とする請求項７に記載の低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼の製造方法。
    （但し、前記ｔは、熱延鋼板の厚さをｍｍ単位で測定した値である。）
JP2019518100A 2016-10-25 2017-10-19 低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼及びその製造方法 Expired - Fee Related JP6754494B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020160138994A KR101819380B1 (ko) 2016-10-25 2016-10-25 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법
KR10-2016-0138994 2016-10-25
PCT/KR2017/011590 WO2018080108A1 (ko) 2016-10-25 2017-10-19 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2019535889A true JP2019535889A (ja) 2019-12-12
JP6754494B2 JP6754494B2 (ja) 2020-09-09

Family

ID=61025933

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2019518100A Expired - Fee Related JP6754494B2 (ja) 2016-10-25 2017-10-19 低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼及びその製造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US11149326B2 (ja)
JP (1) JP6754494B2 (ja)
KR (1) KR101819380B1 (ja)
CN (1) CN109863255B (ja)
WO (1) WO2018080108A1 (ja)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114008233B (zh) * 2020-01-22 2023-01-17 株式会社Posco 用于石墨化热处理的线材、石墨钢及其制造方法
US11772884B2 (en) * 2021-08-06 2023-10-03 Ryan Peterkin Pressure vessel device
KR20220073051A (ko) * 2020-11-26 2022-06-03 현대자동차주식회사 랙바용 탄소강 및 이의 제조방법
CN113025797B (zh) * 2021-02-03 2023-01-20 首钢集团有限公司 一种用于低温环境的高强度中锰钢板及其制备方法
CN114592153A (zh) * 2021-11-22 2022-06-07 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优良耐候性能的高强度钢材及其制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010070806A (ja) * 2008-09-18 2010-04-02 Okayama Univ 鋼板部材及びその製造方法
US20140083574A1 (en) * 2011-06-30 2014-03-27 Hyundai Hysco Co.,Ltd. Heat-hardened steel with excellent crashworthiness and method for manufacturing heat-hardenable parts using same
KR20140141842A (ko) * 2013-05-31 2014-12-11 현대제철 주식회사 고강도 강재 및 그 제조 방법
WO2016010144A1 (ja) * 2014-07-18 2016-01-21 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
JP2016531200A (ja) * 2013-07-25 2016-10-06 アルセロールミタル 高強度および高成形鋼を用いたスポット溶接継手ならびにその製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06184630A (ja) 1992-12-18 1994-07-05 Nippon Steel Corp 低温靱性の優れた厚肉９％Ｎｉ鋼の製造法
TW459052B (en) 1997-12-19 2001-10-11 Exxon Production Research Co Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness
JP5058508B2 (ja) 2005-11-01 2012-10-24 新日本製鐵株式会社 低降伏比型高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法
KR101018131B1 (ko) 2007-11-22 2011-02-25 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법
KR101094310B1 (ko) * 2008-09-18 2011-12-19 한국기계연구원 저온인성이 우수한 용접성 초고강도강 및 그 제조방법
KR101070132B1 (ko) 2008-12-18 2011-10-05 주식회사 포스코 저온 인성이 우수한 건설용 강재 및 그 제조방법
KR20120071583A (ko) 2010-12-23 2012-07-03 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 고망간강
KR101271926B1 (ko) 2010-12-23 2013-06-05 주식회사 포스코 내마모성이 우수한 고강도 고망간강
KR20120075274A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5825119B2 (ja) 2011-04-25 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
PL2740812T3 (pl) * 2011-07-29 2020-03-31 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości i doskonałej odporności na uderzenie oraz sposób jej wytwarzania i blacha stalowa cienka ocynkowana o dużej wytrzymałości oraz sposób jej wytwarzania
KR101382981B1 (ko) 2011-11-07 2014-04-09 주식회사 포스코 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
CN103343281B (zh) * 2012-10-31 2016-10-05 钢铁研究总院 一种层片状双相高强高韧钢及其制备方法
CN103060678B (zh) 2012-12-25 2016-04-27 钢铁研究总院 一种中温形变纳米奥氏体增强增塑钢及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010070806A (ja) * 2008-09-18 2010-04-02 Okayama Univ 鋼板部材及びその製造方法
US20140083574A1 (en) * 2011-06-30 2014-03-27 Hyundai Hysco Co.,Ltd. Heat-hardened steel with excellent crashworthiness and method for manufacturing heat-hardenable parts using same
KR20140141842A (ko) * 2013-05-31 2014-12-11 현대제철 주식회사 고강도 강재 및 그 제조 방법
JP2016531200A (ja) * 2013-07-25 2016-10-06 アルセロールミタル 高強度および高成形鋼を用いたスポット溶接継手ならびにその製造方法
WO2016010144A1 (ja) * 2014-07-18 2016-01-21 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP6754494B2 (ja) 2020-09-09
US11149326B2 (en) 2021-10-19
US20200040418A1 (en) 2020-02-06
CN109863255B (zh) 2021-02-19
KR101819380B1 (ko) 2018-01-17
CN109863255A (zh) 2019-06-07
WO2018080108A1 (ko) 2018-05-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6661537B2 (ja) 高硬度熱間圧延鋼材製品及びその製造方法
US10378073B2 (en) High-toughness hot-rolling high-strength steel with yield strength of 800 MPa, and preparation method thereof
JP4874434B1 (ja) 厚鋼板の製造方法
JP5657026B2 (ja) 溶接後熱処理抵抗性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP6754494B2 (ja) 低温靭性に優れた高強度高マンガン鋼及びその製造方法
JPWO2011096456A1 (ja) 厚鋼板の製造方法
CN108342655B (zh) 一种调质型抗酸管线钢及其制造方法
JP2010070845A (ja) 低温靭性に優れた溶接性の超高強度鋼及びその製造方法
JP6492862B2 (ja) 低温用厚鋼板及びその製造方法
KR20200012953A (ko) 저비용 및 고성형성 1180 MPa 등급 냉간 압연 어닐링된 이중상 강판 및 이의 제조 방법
JP6771047B2 (ja) 低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2020509189A (ja) 極低温衝撃靭性に優れた厚鋼板及びその製造方法
JP2013014812A (ja) 歪付与後のｃｔｏｄ特性に優れた極低温用鋼材およびその製造方法
JP2022510214A (ja) 冷間加工性及びｓｓｃ抵抗性に優れた超高強度鋼材及びその製造方法
JP2016509129A (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP6847225B2 (ja) 低温靭性に優れた低降伏比鋼板及びその製造方法
JP2015124442A (ja) 低温靭性及び硫化水素応力腐食割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材、その製造方法及び深絞り製品の製造方法
JP6691967B2 (ja) 靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼、並びにその製造方法
JP2009280902A (ja) 銅を含んだ複合ベイナイト系の鋼材及びその製造方法
KR20140023787A (ko) 저온 인성이 우수한 저탄소 고강도 강판 및 그 제조방법
JPWO2016060141A1 (ja) 大入熱溶接用鋼材
US20170369966A1 (en) Steel containing film type retained austenite
JP2006342421A (ja) 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法
JP2021507990A (ja) 優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼及びその製造方法
JP2002363685A (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20190531

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20200324

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20200414

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20200714

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20200804

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20200821

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6754494

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

S531 Written request for registration of change of domicile

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R371 Transfer withdrawn

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees