JP2003089845A - 低温靭性に優れた溶接構造用鋼 - Google Patents
低温靭性に優れた溶接構造用鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】この発明は、エレクトロガスアーク溶接等の４
００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接継手のＨＡＺ全域で優
れた低温靭性を有する溶接構造用鋼を提供する。 【解決手段】溶銑を精錬容器内で溶銑中のＰ含有量が粗
鋼で要求されている鋼の成分規格値以下となるまで脱燐
し、前記脱燐された溶銑を転炉に装入し、実質的に造滓
材を前記溶銑に添加することなく脱炭する転炉製鋼方法
を用いて溶製された鋼であって、化学成分として質量％
で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．
５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｓ：０．００１〜０．０１
％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４〜０．０８％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３
％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００４〜
０．００７％かつ０．９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮを満
足するＮを含有し、残部が不可避不純物及びＦｅからな
る（但し、ＩＮ＝Ｔｉ／３．４＋１．３Ｂとする）。
００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接継手のＨＡＺ全域で優
れた低温靭性を有する溶接構造用鋼を提供する。 【解決手段】溶銑を精錬容器内で溶銑中のＰ含有量が粗
鋼で要求されている鋼の成分規格値以下となるまで脱燐
し、前記脱燐された溶銑を転炉に装入し、実質的に造滓
材を前記溶銑に添加することなく脱炭する転炉製鋼方法
を用いて溶製された鋼であって、化学成分として質量％
で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．
５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｓ：０．００１〜０．０１
％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４〜０．０８％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３
％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００４〜
０．００７％かつ０．９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮを満
足するＮを含有し、残部が不可避不純物及びＦｅからな
る（但し、ＩＮ＝Ｔｉ／３．４＋１．３Ｂとする）。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、海洋構造物、圧力
容器、船舶、橋梁、建築及びラインパイプ等の大型溶接
構造物に用いられる高張力鋼に関し、特に低温での大入
熱ＨＡＺ靭性に優れたものに関する。
容器、船舶、橋梁、建築及びラインパイプ等の大型溶接
構造物に用いられる高張力鋼に関し、特に低温での大入
熱ＨＡＺ靭性に優れたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、圧力容器、船舶など
の鋼構造物は大型化し、使用鋼材は厚肉化の傾向にあ
る。厚肉材の場合、仮付け溶接等の小入熱溶接時の低温
割れや、作業能率を向上させるためのエレクトロガス溶
接（ＥＧＷ），サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）等の大
入熱溶接による低温靭性の低下が問題とされる場合があ
る。
の鋼構造物は大型化し、使用鋼材は厚肉化の傾向にあ
る。厚肉材の場合、仮付け溶接等の小入熱溶接時の低温
割れや、作業能率を向上させるためのエレクトロガス溶
接（ＥＧＷ），サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）等の大
入熱溶接による低温靭性の低下が問題とされる場合があ
る。
【０００３】そのため、厚肉材の製造においては、小入
熱溶接時の低温割れ防止のため、低Ｃｅｑ化、低Ｐｃｍ
化するとともに、大入熱溶接ＨＡＺ部の靭性劣化を防止
する成分設計が通常行われている。
熱溶接時の低温割れ防止のため、低Ｃｅｑ化、低Ｐｃｍ
化するとともに、大入熱溶接ＨＡＺ部の靭性劣化を防止
する成分設計が通常行われている。
【０００４】しかし、最近では構造物によって、−４０
℃での低温靭性が要求される場合も見受けられるなど、
従来より遥かに成分設計の困難度はましている。
℃での低温靭性が要求される場合も見受けられるなど、
従来より遥かに成分設計の困難度はましている。
【０００５】大入熱溶接ＨＡＺ靭性改善方法として、種
々の提案がされており、例えば、特公昭５５−２６１６
４号公報は、微細なＴｉＮを析出させγ結晶粒の粗大化
を抑制することを、特許第２９５００７６号公報は、多
量の微細なＡｌ2Ｏ3析出物によりオーステナイトの粗大
化を抑制する方法を提案している。
々の提案がされており、例えば、特公昭５５−２６１６
４号公報は、微細なＴｉＮを析出させγ結晶粒の粗大化
を抑制することを、特許第２９５００７６号公報は、多
量の微細なＡｌ2Ｏ3析出物によりオーステナイトの粗大
化を抑制する方法を提案している。
【０００６】そして、特開昭６１−７９７４５号公報
は、Ｔｉ酸化物粒子を核生成サイトとして粒内フェライ
トを生成させて組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を改善する
方法を、特開平５−２８７３７４号公報は、Ｃａ酸化物
やＣａオキシサルファイドを核として粒内アシキュラー
フェライトを生成させ、組織を微細化する方法を提案し
ている。
は、Ｔｉ酸化物粒子を核生成サイトとして粒内フェライ
トを生成させて組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を改善する
方法を、特開平５−２８７３７４号公報は、Ｃａ酸化物
やＣａオキシサルファイドを核として粒内アシキュラー
フェライトを生成させ、組織を微細化する方法を提案し
ている。
【０００７】また、特開平９−２０９５５号公報では、
Ｎ量をＴｉ及びＢ量に応じて調整し、ＴｉＮ，ＢＮによ
りボンド部の靭性を改善する方法が提案されている。
Ｎ量をＴｉ及びＢ量に応じて調整し、ＴｉＮ，ＢＮによ
りボンド部の靭性を改善する方法が提案されている。
【０００８】しかしながら、特公昭５５−２６１６４号
公報記載の方法では、１４００℃前後となるボンド部
で、ＴｉＮの大部分が溶解するため、組織が粗大化し、
ボンド部靭性は改善されない。
公報記載の方法では、１４００℃前後となるボンド部
で、ＴｉＮの大部分が溶解するため、組織が粗大化し、
ボンド部靭性は改善されない。
【０００９】また、特許第２９５００７６号公報記載の
方法でも、高温で長期に保持された場合は、Ａｌ2Ｏ3に
よってもオーステナイト粒径の粗大化を抑制することは
困難である。
方法でも、高温で長期に保持された場合は、Ａｌ2Ｏ3に
よってもオーステナイト粒径の粗大化を抑制することは
困難である。
【００１０】特開昭６１−７９７４５号公報記載の方法
では、Ｔｉ酸化物を鋼中に微細に分散するために強脱酸
元素のＡｌは０．００７％以下と極端に少ない特殊な成
分であり、溶解での鋼種編成が複雑となる。
では、Ｔｉ酸化物を鋼中に微細に分散するために強脱酸
元素のＡｌは０．００７％以下と極端に少ない特殊な成
分であり、溶解での鋼種編成が複雑となる。
【００１１】同様に、特開平５−２８７３７４号公報記
載の方法は、Ｃａ酸化物を安定に確保するため、Ｏを
０．００４０％以下に、強脱酸元素であるＡｌを０．０
０７％以下に制限するもので、脱酸方法、成分元素の添
加などで精密な制御が必要で、更に溶接材料によっては
溶接金属部の靭性が低下する問題も懸念される。
載の方法は、Ｃａ酸化物を安定に確保するため、Ｏを
０．００４０％以下に、強脱酸元素であるＡｌを０．０
０７％以下に制限するもので、脱酸方法、成分元素の添
加などで精密な制御が必要で、更に溶接材料によっては
溶接金属部の靭性が低下する問題も懸念される。
【００１２】特開平９−２０９５５号公報記載の方法で
は、Ｎ量をＴｉあるいはＢ窒化物として固定される量以
上添加するため、加熱温度が１０００〜１２００℃とな
るＨＡＺが固溶Ｎにより脆化する。
は、Ｎ量をＴｉあるいはＢ窒化物として固定される量以
上添加するため、加熱温度が１０００〜１２００℃とな
るＨＡＺが固溶Ｎにより脆化する。
【００１３】特許第２９３１０６５号公報は、溶接熱影
響部におけるＴｉＮが、入熱量５００ｋＪ／ｃｍ〜１０
００ｋＪ／ｃｍという超大入熱で高温に長時間曝される
状態においても溶解しない寸法、および微細化に必要な
個数が得られるよう製造条件を規定し、更に、ＢＮとの
相乗効果により溶接ボンド部を含むＨＡＺ全域での低温
靭性を改善することを提案している。
響部におけるＴｉＮが、入熱量５００ｋＪ／ｃｍ〜１０
００ｋＪ／ｃｍという超大入熱で高温に長時間曝される
状態においても溶解しない寸法、および微細化に必要な
個数が得られるよう製造条件を規定し、更に、ＢＮとの
相乗効果により溶接ボンド部を含むＨＡＺ全域での低温
靭性を改善することを提案している。
【００１４】しかし、粗大なＴｉＮが、母材や入熱が低
下した場合のＨＡＺに残存し、鋼材の清浄性を低下させ
ることが懸念され、また、最近、特に大型化の著しいコ
ンテナ船用として多量の鋼板を製造する場合、鋳片の冷
却速度を５℃／分以下とすることは生産性の観点から好
ましくない。
下した場合のＨＡＺに残存し、鋼材の清浄性を低下させ
ることが懸念され、また、最近、特に大型化の著しいコ
ンテナ船用として多量の鋼板を製造する場合、鋳片の冷
却速度を５℃／分以下とすることは生産性の観点から好
ましくない。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、現
在、生産性を損なうことなく、大入熱溶接のＨＡＺ全域
で優れた低温靭性が得られる鋼板製造技術は十分確立さ
れているとは言い難く、特に、構造物の局所脆化をもた
らし安全性低下をさせるため好ましくないとされるシャ
ルピー衝撃値変動幅を十分小さくする技術は提供されて
いない。
在、生産性を損なうことなく、大入熱溶接のＨＡＺ全域
で優れた低温靭性が得られる鋼板製造技術は十分確立さ
れているとは言い難く、特に、構造物の局所脆化をもた
らし安全性低下をさせるため好ましくないとされるシャ
ルピー衝撃値変動幅を十分小さくする技術は提供されて
いない。
【００１６】本発明は、生産性に優れ、大入熱溶接（４
００ｋＪ／ｃｍ以上）のＨＡＺ全域（Ｂｏｎｄ，Ｂｏｎ
ｄ＋１ｍｍ、３ｍｍ、５ｍｍ）での靭性が、−４０℃で
のシャルピー衝撃値（ｖＥ−４０）として個々の試験片
で、１００Ｊ以上となる溶接構造用鋼を提供することに
ある。
００ｋＪ／ｃｍ以上）のＨＡＺ全域（Ｂｏｎｄ，Ｂｏｎ
ｄ＋１ｍｍ、３ｍｍ、５ｍｍ）での靭性が、−４０℃で
のシャルピー衝撃値（ｖＥ−４０）として個々の試験片
で、１００Ｊ以上となる溶接構造用鋼を提供することに
ある。
【００１７】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、先行技術
を基に、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性に及ぼす成分組成の影
響について検討を行った。
を基に、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性に及ぼす成分組成の影
響について検討を行った。
【００１８】その結果、特許第２９３１０６５号は、上
述したように超大入熱溶接特有の長い高温滞留時間でも
溶解消滅しない粗大ＴｉＮを生成させること、およびＨ
ＡＺにおいて固定されない過剰なＮによりＨＡＺ靭性が
劣化するのを防止するためＮ量をＴｉ，Ｂ量との関係に
おいて規定することを特徴とするものであるが、その規
定されているＴｉ量の範囲内において、鋼板の表面性状
や清浄性を考慮してＴｉ添加量を低く抑えた場合、靭性
を改善するＢの効果は必ずしも安定して得られず、特に
−４０℃のように従来経験されなかった低温の場合で
は、むしろその焼入れ性向上効果によるものと推測され
る靭性値の変動が切欠位置によっては観察され、優れた
技術ではあるものの、いっそうの靭性改善が必要である
ことが判明した。
述したように超大入熱溶接特有の長い高温滞留時間でも
溶解消滅しない粗大ＴｉＮを生成させること、およびＨ
ＡＺにおいて固定されない過剰なＮによりＨＡＺ靭性が
劣化するのを防止するためＮ量をＴｉ，Ｂ量との関係に
おいて規定することを特徴とするものであるが、その規
定されているＴｉ量の範囲内において、鋼板の表面性状
や清浄性を考慮してＴｉ添加量を低く抑えた場合、靭性
を改善するＢの効果は必ずしも安定して得られず、特に
−４０℃のように従来経験されなかった低温の場合で
は、むしろその焼入れ性向上効果によるものと推測され
る靭性値の変動が切欠位置によっては観察され、優れた
技術ではあるものの、いっそうの靭性改善が必要である
ことが判明した。
【００１９】そこで、本発明者等は、鋳造凝固過程の冷
却速度を遅くするなどして生産性を阻害することなく靭
性改善効果をより一層向上させる方法について鋭意検討
を行い、新たな知見として、転炉ゼロスラグ吹錬法とい
う製鋼プロセスを用い、二次精錬の初期において一定寸
法の微細なＡｌ2Ｏ3を鋼中に適当量析出させ、化学成分
として鋼中Ａｌ、Ｏ量を適正化し、Ｎ量をＴｉ，Ｂ量の
関係において規定した場合、常法の鋳造凝固過程によっ
ても、−４０℃においてもＨＡＺ全域（ＢＯＮＤ、ＢＯ
ＮＤ＋１〜５ｍｍ）で変動幅が小さく安定して良好な靭
性が得られることを見出した。
却速度を遅くするなどして生産性を阻害することなく靭
性改善効果をより一層向上させる方法について鋭意検討
を行い、新たな知見として、転炉ゼロスラグ吹錬法とい
う製鋼プロセスを用い、二次精錬の初期において一定寸
法の微細なＡｌ2Ｏ3を鋼中に適当量析出させ、化学成分
として鋼中Ａｌ、Ｏ量を適正化し、Ｎ量をＴｉ，Ｂ量の
関係において規定した場合、常法の鋳造凝固過程によっ
ても、−４０℃においてもＨＡＺ全域（ＢＯＮＤ、ＢＯ
ＮＤ＋１〜５ｍｍ）で変動幅が小さく安定して良好な靭
性が得られることを見出した。
【００２０】すなわち本発明は、鋳造凝固過程において
析出するＡｌ2Ｏ3析出物がＴｉＮやＢＮの析出核とな
り、さらにＴｉＮとＢＮがフェライト変態の析出核とな
ってＨＡＺ組織を微細フェライト組織とし、またＴｉや
Ｂと窒化物を形成しないＨＡＺの固溶Ｎを十分な量のＡ
ｌ量でＡｌＮとして捕捉し、固溶Ｎを低減することでフ
ェライト地組織の靭性改善を図る技術である。
析出するＡｌ2Ｏ3析出物がＴｉＮやＢＮの析出核とな
り、さらにＴｉＮとＢＮがフェライト変態の析出核とな
ってＨＡＺ組織を微細フェライト組織とし、またＴｉや
Ｂと窒化物を形成しないＨＡＺの固溶Ｎを十分な量のＡ
ｌ量でＡｌＮとして捕捉し、固溶Ｎを低減することでフ
ェライト地組織の靭性改善を図る技術である。
【００２１】このようにＴｉＮやＢＮをフェライト析出
サイトとして利用するためには、所定量のＡｌ2Ｏ3の確
保が必要であり、Ａｌを多量に添加する必要がある。し
かしながら、高Ａｌ添加は固溶Ｎの低減効果により靭性
を改善するものの、粗大なＡｌ2Ｏ3が増大して靭性低下
を招く場合がある。特に−４０℃のような低温では、Ｂ
ＯＮＤ部で粗大Ａｌ2Ｏ3が脆性破壊発生のトリガーとな
り靭性低下を生じる。
サイトとして利用するためには、所定量のＡｌ2Ｏ3の確
保が必要であり、Ａｌを多量に添加する必要がある。し
かしながら、高Ａｌ添加は固溶Ｎの低減効果により靭性
を改善するものの、粗大なＡｌ2Ｏ3が増大して靭性低下
を招く場合がある。特に−４０℃のような低温では、Ｂ
ＯＮＤ部で粗大Ａｌ2Ｏ3が脆性破壊発生のトリガーとな
り靭性低下を生じる。
【００２２】そこで本発明では、粗大Ａｌ2Ｏ3を低減さ
せるために、転炉ゼロスラグ吹錬法という製鋼プロセス
を用いる点に特徴を有している。この転炉ゼロスラグ吹
錬法（Ｚｅｒｏ Ｓｌａｇ Ｐｒｏｃｅｓｓ，以下ＺＳ
Ｐ）は、例えば特開平１０−３０６３０６号公報に記載
されている新しい製鋼プロセスであり、溶銑を精錬容器
で溶銑中のＰ含有量が粗鋼で要求されている鋼の成分規
格値以下となるまで脱燐し、脱燐された溶銑を転炉に装
入し、実質的に造滓材を溶銑に添加することなく脱炭を
行う方法である。この方法により、高品質、高純度鋼の
大量生産と製鋼精錬工程での大幅な省資源、省エネルギ
ー化が図られている。
せるために、転炉ゼロスラグ吹錬法という製鋼プロセス
を用いる点に特徴を有している。この転炉ゼロスラグ吹
錬法（Ｚｅｒｏ Ｓｌａｇ Ｐｒｏｃｅｓｓ，以下ＺＳ
Ｐ）は、例えば特開平１０−３０６３０６号公報に記載
されている新しい製鋼プロセスであり、溶銑を精錬容器
で溶銑中のＰ含有量が粗鋼で要求されている鋼の成分規
格値以下となるまで脱燐し、脱燐された溶銑を転炉に装
入し、実質的に造滓材を溶銑に添加することなく脱炭を
行う方法である。この方法により、高品質、高純度鋼の
大量生産と製鋼精錬工程での大幅な省資源、省エネルギ
ー化が図られている。
【００２３】ＺＳＰの場合、転炉で脱酸しないため溶存
酸素量が少なく、その後の二次精錬において初期に生成
するＡｌ2Ｏ3量が減少する。この結果、同じ投入Ａｌ量
であれば、特に粗大なＡｌ2Ｏ3が減少し、微細Ａｌ2Ｏ3
の数は変わらない。すなわち、ＺＳＰの方が粗大なＡｌ
2Ｏ3が減少し、ＮをＡｌＮとして捕捉できるＡｌ量が増
えることになる。よって、Ａｌの多量添加とＺＳＰの組
合せによって、微細Ａｌ2Ｏ3による析出サイトの確保
と、ＨＡＺの固溶Ｎ低減効果が図られ、ＨＡＺ靭性を向
上させることが可能となる。
酸素量が少なく、その後の二次精錬において初期に生成
するＡｌ2Ｏ3量が減少する。この結果、同じ投入Ａｌ量
であれば、特に粗大なＡｌ2Ｏ3が減少し、微細Ａｌ2Ｏ3
の数は変わらない。すなわち、ＺＳＰの方が粗大なＡｌ
2Ｏ3が減少し、ＮをＡｌＮとして捕捉できるＡｌ量が増
えることになる。よって、Ａｌの多量添加とＺＳＰの組
合せによって、微細Ａｌ2Ｏ3による析出サイトの確保
と、ＨＡＺの固溶Ｎ低減効果が図られ、ＨＡＺ靭性を向
上させることが可能となる。
【００２４】本発明は、上記知見を基になされたもので
あり、すなわち、請求項１記載の発明は、溶銑を精錬容
器内で溶銑中のＰ含有量が粗鋼で要求されている鋼の成
分規格値以下となるまで脱燐し、前記脱燐された溶銑を
転炉に装入し、実質的に造滓材を前記溶銑に添加するこ
となく脱炭する転炉製鋼方法を用いて溶製された鋼であ
って、化学成分として質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１
２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２
％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
０４〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｏ：０．００１〜
０．００５％、Ｎ：０．００４〜０．００７％かつ０．
９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮを満足するＮを含有し、残
部が不可避不純物及びＦｅからなる。
あり、すなわち、請求項１記載の発明は、溶銑を精錬容
器内で溶銑中のＰ含有量が粗鋼で要求されている鋼の成
分規格値以下となるまで脱燐し、前記脱燐された溶銑を
転炉に装入し、実質的に造滓材を前記溶銑に添加するこ
となく脱炭する転炉製鋼方法を用いて溶製された鋼であ
って、化学成分として質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１
２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２
％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．
０４〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｏ：０．００１〜
０．００５％、Ｎ：０．００４〜０．００７％かつ０．
９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮを満足するＮを含有し、残
部が不可避不純物及びＦｅからなる。
【００２５】但し、ＩＮ＝Ｔｉ／３．４＋１．３Ｂ，Ｔ
ｉ，Ｂ及びＮは含有量（％）とする。
ｉ，Ｂ及びＮは含有量（％）とする。
【００２６】また、請求項２記載の発明は、質量％でさ
らに、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５
％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％
の群から選択された一種または二種以上を含有する。
らに、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５
％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％
の群から選択された一種または二種以上を含有する。
【００２７】
【発明の実施の形態】以下、本発明の成分限定理由につ
いて詳細に説明する。
いて詳細に説明する。
【００２８】（１）Ｃ
Ｃは、強度を確保するために必要で、その効果を得るた
め、０．０４％以上添加する。一方、０．１２％を超え
て添加すると高炭素島状マルテンサイトが生成し、ＨＡ
Ｚ靭性および溶接性が低下するため、０．０４〜０．１
２％（０．０４％以上、０．１２％以下）とする。尚、
０．０４％未満の場合、強度を確保するため、焼入れ性
向上元素を多量に添加しなければならず、生産原価が上
昇し、靭性、溶接性が劣化する。
め、０．０４％以上添加する。一方、０．１２％を超え
て添加すると高炭素島状マルテンサイトが生成し、ＨＡ
Ｚ靭性および溶接性が低下するため、０．０４〜０．１
２％（０．０４％以上、０．１２％以下）とする。尚、
０．０４％未満の場合、強度を確保するため、焼入れ性
向上元素を多量に添加しなければならず、生産原価が上
昇し、靭性、溶接性が劣化する。
【００２９】（２）Ｓｉ
Ｓｉは、強度の確保と、製鋼過程における脱酸剤として
必要で、その効果を得るため、０．０１％以上添加す
る。一方、０．５％を超えて添加すると高炭素島状マル
テンサイトが生成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が劣化する
ため、０．０１〜０．５％とする。
必要で、その効果を得るため、０．０１％以上添加す
る。一方、０．５％を超えて添加すると高炭素島状マル
テンサイトが生成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が劣化する
ため、０．０１〜０．５％とする。
【００３０】（３）Ｍｎ
Ｍｎは、強度を確保するため、０．５％以上添加する。
一方、２％を超えると焼入れ性が増大し、溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性を劣化させるため、０．５〜２％とする。
一方、２％を超えると焼入れ性が増大し、溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性を劣化させるため、０．５〜２％とする。
【００３１】（４）Ｓ
Ｓは、ＨＡＺ部でのフェライトの核生成サイトとなるＭ
ｎＳを生成するため必要で、０．００１％以上とする。
一方、０．０１％を超えると、母材および溶接部の靭性
が低下するため、０．００１〜０．０１％とする。
ｎＳを生成するため必要で、０．００１％以上とする。
一方、０．０１％を超えると、母材および溶接部の靭性
が低下するため、０．００１〜０．０１％とする。
【００３２】（５）Ｔｉ
Ｔｉは、ＨＡＺ部でのオーステナイト結晶粒の粗大化を
抑制し、フェライトの核生成サイトとなるＴｉＮを生成
するため必要で、０．００５％以上添加する。一方、
０．０３％を超えて添加すると、母材及びＨＡＺ靭性に
有害な粗大なＴｉＣが析出し、鋼板の表面疵も多発する
ため、０．００５〜０．０３％とする。
抑制し、フェライトの核生成サイトとなるＴｉＮを生成
するため必要で、０．００５％以上添加する。一方、
０．０３％を超えて添加すると、母材及びＨＡＺ靭性に
有害な粗大なＴｉＣが析出し、鋼板の表面疵も多発する
ため、０．００５〜０．０３％とする。
【００３３】（６）Ｂ
Ｂは、フェライトの核生成サイトとなるＢＮを生成させ
るため、０．０００５％以上添加する。一方、０．００
３％を超えて添加するとＨＡＺ靭性が低下するため、
０．０００５〜０．００３％とする。
るため、０．０００５％以上添加する。一方、０．００
３％を超えて添加するとＨＡＺ靭性が低下するため、
０．０００５〜０．００３％とする。
【００３４】（７）ｓｏｌ．Ａｌ
ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸およびＨＡＺ靭性に有害な固溶Ｎ
を低減させ、Ａｌ2Ｏ3析出物を生成させるため０．０４
％以上とする。一方、０．０８％を超えると、粗大なＡ
ｌ系介在物が生じるようになり、靭性が低下するため、
０．０４〜０．０８％とする。
を低減させ、Ａｌ2Ｏ3析出物を生成させるため０．０４
％以上とする。一方、０．０８％を超えると、粗大なＡ
ｌ系介在物が生じるようになり、靭性が低下するため、
０．０４〜０．０８％とする。
【００３５】Ａｌ2Ｏ3析出物は、フェライト析出核とな
るＴｉＮ，ＢＮを析出させ、ＨＡＺ部を微細フェライト
組織とし低温靭性を向上させるため、円相当直径で０．
５μｍ以上、３μｍ以下で、その個数を１×１０3個／
ｍｍ2以上に規定することが望ましい。
るＴｉＮ，ＢＮを析出させ、ＨＡＺ部を微細フェライト
組織とし低温靭性を向上させるため、円相当直径で０．
５μｍ以上、３μｍ以下で、その個数を１×１０3個／
ｍｍ2以上に規定することが望ましい。
【００３６】円相当直径が０．５μｍ未満ではＴｉＮや
ＢＮの析出核としては不十分であり、３μｍを超えて粗
大化すると脆性破壊発生のトリガーとなり靭性低下を生
じる。また、その個数が１×１０3個／ｍｍ2未満ではＴ
ｉＮやＢＮの析出核としては不十分であり、微細フェラ
イト組織が得られない。
ＢＮの析出核としては不十分であり、３μｍを超えて粗
大化すると脆性破壊発生のトリガーとなり靭性低下を生
じる。また、その個数が１×１０3個／ｍｍ2未満ではＴ
ｉＮやＢＮの析出核としては不十分であり、微細フェラ
イト組織が得られない。
【００３７】尚、Ａｌ2Ｏ3析出物としては、Ａｌ2Ｏ3析
出物およびＡｌ2Ｏ3を主体とした他の酸化物（例えば、
ＳｉＯ2）との複合析出物も含まれる。
出物およびＡｌ2Ｏ3を主体とした他の酸化物（例えば、
ＳｉＯ2）との複合析出物も含まれる。
【００３８】図１に、相当円直径が０．５μｍ以上、３
μｍ以下のＡｌ2Ｏ3析出物数に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ量の
影響を示す。供試鋼は、ＺＳＰにて溶製され請求項１記
載の成分組成を有する本発明鋼と、該発明鋼において、
Ｎ量のみまたはｓｏｌ．Ａｌ量のみを本発明範囲外とす
る比較鋼とした。
μｍ以下のＡｌ2Ｏ3析出物数に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ量の
影響を示す。供試鋼は、ＺＳＰにて溶製され請求項１記
載の成分組成を有する本発明鋼と、該発明鋼において、
Ｎ量のみまたはｓｏｌ．Ａｌ量のみを本発明範囲外とす
る比較鋼とした。
【００３９】その結果、ｓｏｌ．Ａｌ量が本発明範囲内
となる鋼では、いずれも円相当直径で０．５μｍ以上、
３μｍ以下のＡｌ2Ｏ3析出物が１×１０3個／ｍｍ2以上
析出しており、本発明鋼はＢＯＮＤ、ＨＡＺ１ｍｍのい
ずれにおいても−４０℃で１００Ｊ以上の良好な靭性値
を示した。
となる鋼では、いずれも円相当直径で０．５μｍ以上、
３μｍ以下のＡｌ2Ｏ3析出物が１×１０3個／ｍｍ2以上
析出しており、本発明鋼はＢＯＮＤ、ＨＡＺ１ｍｍのい
ずれにおいても−４０℃で１００Ｊ以上の良好な靭性値
を示した。
【００４０】一方、Ｎ量が本発明範囲外となる比較鋼
は、微細Ａｌ2Ｏ3が１×１０3個／ｍｍ2以上析出してい
ても、靭性値のバラツキがあり安定した結果が得られな
かった。
は、微細Ａｌ2Ｏ3が１×１０3個／ｍｍ2以上析出してい
ても、靭性値のバラツキがあり安定した結果が得られな
かった。
【００４１】ｓｏｌ．Ａｌが本発明の範囲外となる鋼で
は、円相当直径で０．５μｍ以上、３μｍ以下となるＡ
ｌ2Ｏ3析出物の個数が少なくやはりシャルピー衝撃試験
結果が不安定となっていた。
は、円相当直径で０．５μｍ以上、３μｍ以下となるＡ
ｌ2Ｏ3析出物の個数が少なくやはりシャルピー衝撃試験
結果が不安定となっていた。
【００４２】図２は、ＨＡＺ全域でのシャルピー衝撃値
（ｖＥ−４０）に及ぼすＺＳＰとｓｏｌ．Ａｌの影響を
示すものである。シャルピー衝撃試験結果は平均値であ
る。ＺＳＰで溶製され本発明範囲内のｓｏｌ．Ａｌを含
有する鋼は、ＢＯＮＤ部からＨＡＺ５ｍｍまでのＨＡＺ
全域で１００Ｊ以上の安定したシャルピー衝撃値を示し
た。
（ｖＥ−４０）に及ぼすＺＳＰとｓｏｌ．Ａｌの影響を
示すものである。シャルピー衝撃試験結果は平均値であ
る。ＺＳＰで溶製され本発明範囲内のｓｏｌ．Ａｌを含
有する鋼は、ＢＯＮＤ部からＨＡＺ５ｍｍまでのＨＡＺ
全域で１００Ｊ以上の安定したシャルピー衝撃値を示し
た。
【００４３】一方、ＺＳＰを行わずに製造され本発明の
成分範囲内のｓｏｌ．Ａｌを含有する鋼の場合、Ａｌに
よるＨＡＺの固溶Ｎの低減効果によりＨＡＺでは１００
Ｊ以上の値を示したが、ＢＯＮＤ部で靭性の低下が見ら
れた。また、ｓｏｌ．Ａｌが本発明範囲より低い鋼で
は、ＨＡＺ１ｍｍ、３ｍｍの靭性が低下した。
成分範囲内のｓｏｌ．Ａｌを含有する鋼の場合、Ａｌに
よるＨＡＺの固溶Ｎの低減効果によりＨＡＺでは１００
Ｊ以上の値を示したが、ＢＯＮＤ部で靭性の低下が見ら
れた。また、ｓｏｌ．Ａｌが本発明範囲より低い鋼で
は、ＨＡＺ１ｍｍ、３ｍｍの靭性が低下した。
【００４４】図３は、図２の試験結果において、切欠位
置をＨＡＺ＋１ｍｍとしたシャルピー衝撃試験における
個々の衝撃値（ｖＥ−４０）と平均値を示すもので、ｓ
ｏｌ．Ａｌ量が本発明範囲外で低い供試鋼の場合、平均
値とかけはなれた極めて低い衝撃値が発生する不安定な
挙動を示し、局所脆化による安全性が懸念される結果と
なっている。
置をＨＡＺ＋１ｍｍとしたシャルピー衝撃試験における
個々の衝撃値（ｖＥ−４０）と平均値を示すもので、ｓ
ｏｌ．Ａｌ量が本発明範囲外で低い供試鋼の場合、平均
値とかけはなれた極めて低い衝撃値が発生する不安定な
挙動を示し、局所脆化による安全性が懸念される結果と
なっている。
【００４５】ｓｏｌ．Ａｌ量が低い供試鋼の場合、最高
加熱温度がボンド部より低いＨＡＺ＋１ｍｍでは、Ａｌ
Ｎを形成せず、ＴｉあるいはＢとの窒化物とならない固
溶Ｎにより、フェライト地組織の靭性劣化が生じたもの
と思われる。
加熱温度がボンド部より低いＨＡＺ＋１ｍｍでは、Ａｌ
Ｎを形成せず、ＴｉあるいはＢとの窒化物とならない固
溶Ｎにより、フェライト地組織の靭性劣化が生じたもの
と思われる。
【００４６】（８）Ｎ
Ｎは、ＨＡＺにおいてオーステナイト結晶粒の粗大化を
抑制し、また、フェライトの核生成サイトとなるＢＮ，
ＴｉＮを生成させるため０．００４％以上とする。一
方、０．００７％を超えると固溶Ｎ量がＡｌ窒化物の形
成によっても過剰となり、靭性が低下するため、０．０
０４〜０．００７％とする。
抑制し、また、フェライトの核生成サイトとなるＢＮ，
ＴｉＮを生成させるため０．００４％以上とする。一
方、０．００７％を超えると固溶Ｎ量がＡｌ窒化物の形
成によっても過剰となり、靭性が低下するため、０．０
０４〜０．００７％とする。
【００４７】本発明では、更にＮ量を０．００４〜０．
００７％の範囲内において、ＩＮ＝Ｔｉ／３．４＋１．
３Ｂ（Ｔｉ，Ｂ及びＮは含有量（％））を用いて、０．
９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮに規定し、含有するＮの大
部分をＴｉＮ，ＢＮとすることが必要である。
００７％の範囲内において、ＩＮ＝Ｔｉ／３．４＋１．
３Ｂ（Ｔｉ，Ｂ及びＮは含有量（％））を用いて、０．
９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮに規定し、含有するＮの大
部分をＴｉＮ，ＢＮとすることが必要である。
【００４８】（９）Ｏ
鋼中Ｏ量は、ＢＮ，ＴｉＮの析出サイトとなるＡｌ2Ｏ3
析出物を十分確保し、また、過剰な添加による粗大介在
物の生成を防止するため、０．００１〜０．００５％と
する。
析出物を十分確保し、また、過剰な添加による粗大介在
物の生成を防止するため、０．００１〜０．００５％と
する。
【００４９】本発明は以上の構成により十分な特性が得
られるが、更にその特性を向上させるため、Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂの一種又は二種以上を添加す
ることができる。これらの元素を添加する場合、Ｃｕ≦
０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦
０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％とする。
られるが、更にその特性を向上させるため、Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂの一種又は二種以上を添加す
ることができる。これらの元素を添加する場合、Ｃｕ≦
０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦
０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％とする。
【００５０】尚、本発明において、「残部が不可避不純
物及びＦｅ」とは、本発明の作用効果を損なわない範囲
で、他の微量元素を含有することを意味する。
物及びＦｅ」とは、本発明の作用効果を損なわない範囲
で、他の微量元素を含有することを意味する。
【００５１】次に製造条件について述べる。
【００５２】本発明では、溶銑を精錬容器内で溶銑中の
Ｐ含有量を粗鋼で要求されている鋼の成分規格値以下に
脱燐精錬し、脱燐精錬された溶銑を転炉に装入し、実質
的に焼石灰等の造滓材を溶銑に添加することなく脱炭精
錬を行う。この脱燐溶銑を使用することで、転炉での脱
燐精錬は不要となる。転炉吹錬後、所定の成分範囲に調
整したのち連続鋳造によりスラブとし、所要の条件で加
熱をした後に、圧延等の加工を施して厚鋼板とする。
Ｐ含有量を粗鋼で要求されている鋼の成分規格値以下に
脱燐精錬し、脱燐精錬された溶銑を転炉に装入し、実質
的に焼石灰等の造滓材を溶銑に添加することなく脱炭精
錬を行う。この脱燐溶銑を使用することで、転炉での脱
燐精錬は不要となる。転炉吹錬後、所定の成分範囲に調
整したのち連続鋳造によりスラブとし、所要の条件で加
熱をした後に、圧延等の加工を施して厚鋼板とする。
【００５３】本発明では、微細Ａｌ2Ｏ3を析出核とする
ＴｉＮ、ＢＮによるＨＡＺ組織の微細フェライト組織化
とＨＡＺ組織における固溶Ｎ量の低減の重畳効果によ
り、ＨＡＺ靭性を向上させるため、ＺＳＰ後の鋳造凝固
過程は常法によるものでよく、特に鋳造凝固冷却速度を
５℃／分以下と遅くする必要はない。
ＴｉＮ、ＢＮによるＨＡＺ組織の微細フェライト組織化
とＨＡＺ組織における固溶Ｎ量の低減の重畳効果によ
り、ＨＡＺ靭性を向上させるため、ＺＳＰ後の鋳造凝固
過程は常法によるものでよく、特に鋳造凝固冷却速度を
５℃／分以下と遅くする必要はない。
【００５４】スラブ加熱条件や熱間圧延条件は、所望の
板厚、強度に応じて適宜設定すればよいが、圧延後は所
望の強度となるように、加速冷却あるいはオンラインま
たはオフラインで焼入れ焼戻しを行う。
板厚、強度に応じて適宜設定すればよいが、圧延後は所
望の強度となるように、加速冷却あるいはオンラインま
たはオフラインで焼入れ焼戻しを行う。
【００５５】
【実施例】表１に示す成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造
法でスラブとした後、１１００〜１２５０℃に加熱し、
ＴＭＣＰ（制御圧延・加速冷却）、熱間圧延後ＤＱ−Ｔ
（直接焼き入れ・焼き戻し）等により板厚５０〜７０ｍ
ｍの鋼板を製造した。表２に示すように、実施例１〜１
５の鋼は本発明に従いＺＳＰを用いて製造し、比較例１
６〜３５の鋼はＺＳＰは行わずに通常の製鋼プロセスに
より製造した。
法でスラブとした後、１１００〜１２５０℃に加熱し、
ＴＭＣＰ（制御圧延・加速冷却）、熱間圧延後ＤＱ−Ｔ
（直接焼き入れ・焼き戻し）等により板厚５０〜７０ｍ
ｍの鋼板を製造した。表２に示すように、実施例１〜１
５の鋼は本発明に従いＺＳＰを用いて製造し、比較例１
６〜３５の鋼はＺＳＰは行わずに通常の製鋼プロセスに
より製造した。
【００５６】これらの鋼板について、母材の機械的性質
およびエレクトロガスアーク溶接（入熱４００〜５３０
ｋＪ／ｃｍ）のＨＡＺ靭性を調査した。ＨＡＺ靭性はシ
ャルピー衝撃試験により、切欠位置をボンド部、ボンド
部からＨＡＺ側に１ｍｍ、３ｍｍ，５ｍｍとし、試験温
度−４０℃でのシャルピー衝撃値（平均値、個々の値）
によって評価した。表示は平均値のみとした。
およびエレクトロガスアーク溶接（入熱４００〜５３０
ｋＪ／ｃｍ）のＨＡＺ靭性を調査した。ＨＡＺ靭性はシ
ャルピー衝撃試験により、切欠位置をボンド部、ボンド
部からＨＡＺ側に１ｍｍ、３ｍｍ，５ｍｍとし、試験温
度−４０℃でのシャルピー衝撃値（平均値、個々の値）
によって評価した。表示は平均値のみとした。
【００５７】
【表１−１】
【００５８】
【表１−２】
表２に製造条件、これらの試験結果を示す。本発明に従
う実施例１〜１５の実施例鋼は、母材の引張強度５１０
Ｎ／ｍｍ2以上、−４０℃でのシャルピー衝撃値２００
Ｊ以上、ボンド部を含むＨＡＺ全域での−４０℃でのシ
ャルピー衝撃値（平均値）として１００Ｊ以上が得られ
ている。更に、表には示さなかったものの個々の衝撃値
の変動幅も小さく、何れの試験結果においても平均値の
±２０％以内であった。
う実施例１〜１５の実施例鋼は、母材の引張強度５１０
Ｎ／ｍｍ2以上、−４０℃でのシャルピー衝撃値２００
Ｊ以上、ボンド部を含むＨＡＺ全域での−４０℃でのシ
ャルピー衝撃値（平均値）として１００Ｊ以上が得られ
ている。更に、表には示さなかったものの個々の衝撃値
の変動幅も小さく、何れの試験結果においても平均値の
±２０％以内であった。
【００５９】これに対して、比較鋼である比較例１６〜
３５の鋼は、母材特性としては本発明鋼と同等である
が、ＨＡＺの靭性値が低下した。
３５の鋼は、母材特性としては本発明鋼と同等である
が、ＨＡＺの靭性値が低下した。
【００６０】比較例１６〜１８の比較鋼は、化学成分は
本発明の範囲内であるがＺＳＰを用いなかったため、目
的とする靭性値を満足しなかった。これは粗大な酸化物
が生じ、靭性が低下したものと考えられる。
本発明の範囲内であるがＺＳＰを用いなかったため、目
的とする靭性値を満足しなかった。これは粗大な酸化物
が生じ、靭性が低下したものと考えられる。
【００６１】比較例１９〜２４、２６、２８、３０〜３
４の比較鋼はＴｉ、Ｂ及びＮのバランスが悪く、ＩＮが
本発明の範囲外であり、比較例２０、２１、２３〜２
５、２７、２９、３１、３５の比較鋼はｓｏｌ．Ａｌ量
が本発明で規定する範囲を逸脱している。このため、比
較鋼は大入熱ボンド部およびＨＡＺ１ｍｍ、３ｍｍ、５
ｍｍでの靭性のうちのいずれかがｖＥ−４０で１００Ｊ
以上を満足しなかった。
４の比較鋼はＴｉ、Ｂ及びＮのバランスが悪く、ＩＮが
本発明の範囲外であり、比較例２０、２１、２３〜２
５、２７、２９、３１、３５の比較鋼はｓｏｌ．Ａｌ量
が本発明で規定する範囲を逸脱している。このため、比
較鋼は大入熱ボンド部およびＨＡＺ１ｍｍ、３ｍｍ、５
ｍｍでの靭性のうちのいずれかがｖＥ−４０で１００Ｊ
以上を満足しなかった。
【００６２】
【表２−１】
【００６３】
【表２−２】
【００６４】
【発明の効果】本発明によれば、エレクトロガスアーク
溶接等の４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接継手部ＨＡ
Ｚ全域で安定して優れた低温靭性となる溶接構造用鋼が
得られ、産業上極めて有用である。
溶接等の４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接継手部ＨＡ
Ｚ全域で安定して優れた低温靭性となる溶接構造用鋼が
得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａｌ2Ｏ3の析出状態に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ量の
影響を示す図。
影響を示す図。
【図２】ＨＡＺ靭性（ｖＥ−４０の平均値：Ｊ）に及ぼ
すｓｏｌ．Ａｌ量の影響を示す図。
すｓｏｌ．Ａｌ量の影響を示す図。
【図３】ＨＡＺ靭性（ｖＥ−４０の個々の衝撃値：Ｊ）
に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ量の影響を示す図。
に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ量の影響を示す図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 村上 善明
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 小嶋 敏文
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 鈴木 伸一
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 平井 龍至
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 松田 穣
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
Ｆターム(参考） 4K014 AA03 AD23
4K070 AA02 AB03 AB17 AC03 BA13
Claims (2)
- 【請求項１】 溶銑を精錬容器内で溶銑中のＰ含有量が
粗鋼で要求されている鋼の成分規格値以下となるまで脱
燐し、前記脱燐された溶銑を転炉に装入し、実質的に造
滓材を前記溶銑に添加することなく脱炭する転炉製鋼方
法を用いて溶製された鋼であって、化学成分として質量
％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜
０．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｓ：０．００１〜０．
０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４〜０．０８％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００
３％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００４
〜０．００７％かつ０．９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮを
満足するＮを含有し、残部が不可避不純物及びＦｅから
なる低温靭性に優れた溶接構造用鋼。但し、ＩＮ＝Ｔｉ
／３．４＋１．３Ｂ，Ｔｉ，Ｂ及びＮは含有量（％）と
する。 - 【請求項２】 質量％でさらに、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ
≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦
０．１％、Ｎｂ≦０．０３％の群から選択された一種ま
たは二種以上を含有する請求項１記載の溶接構造用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002201401A JP3879607B2 (ja) | 2001-07-10 | 2002-07-10 | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001209699 | 2001-07-10 | ||
| JP2001-209699 | 2001-07-10 | ||
| JP2002201401A JP3879607B2 (ja) | 2001-07-10 | 2002-07-10 | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003089845A true JP2003089845A (ja) | 2003-03-28 |
| JP3879607B2 JP3879607B2 (ja) | 2007-02-14 |
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ID=26618455
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002201401A Expired - Fee Related JP3879607B2 (ja) | 2001-07-10 | 2002-07-10 | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3879607B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103397146A (zh) * | 2013-08-02 | 2013-11-20 | 首钢总公司 | 一种管线钢的生产方法 |
| CN106591713A (zh) * | 2016-11-02 | 2017-04-26 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 高强度容器钢板及其制备方法 |
| CN109252090A (zh) * | 2018-08-30 | 2019-01-22 | 南京钢铁股份有限公司 | 高硅含量345MPa级低温韧性结构钢板及制造方法 |
| CN109280848A (zh) * | 2018-10-17 | 2019-01-29 | 东北大学 | 一种低镍型液化天然气储罐用钢板及其制备方法 |
| CN109321838A (zh) * | 2018-08-30 | 2019-02-12 | 南京钢铁股份有限公司 | 高硅含量440MPa级低温韧性结构钢板及制造方法 |
| CN113373381A (zh) * | 2020-03-09 | 2021-09-10 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接670MPa级钢板及其制造方法 |
| WO2022011936A1 (zh) * | 2020-07-17 | 2022-01-20 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种具有优良低温韧性的高强度容器板及制造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| CN108588569B (zh) * | 2018-08-10 | 2020-05-19 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种屈服强度≥450MPa的海洋工程用钢及其制备方法 |
-
2002
- 2002-07-10 JP JP2002201401A patent/JP3879607B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103397146A (zh) * | 2013-08-02 | 2013-11-20 | 首钢总公司 | 一种管线钢的生产方法 |
| CN106591713A (zh) * | 2016-11-02 | 2017-04-26 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 高强度容器钢板及其制备方法 |
| CN109252090A (zh) * | 2018-08-30 | 2019-01-22 | 南京钢铁股份有限公司 | 高硅含量345MPa级低温韧性结构钢板及制造方法 |
| CN109321838A (zh) * | 2018-08-30 | 2019-02-12 | 南京钢铁股份有限公司 | 高硅含量440MPa级低温韧性结构钢板及制造方法 |
| CN109280848A (zh) * | 2018-10-17 | 2019-01-29 | 东北大学 | 一种低镍型液化天然气储罐用钢板及其制备方法 |
| CN113373381A (zh) * | 2020-03-09 | 2021-09-10 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接670MPa级钢板及其制造方法 |
| WO2022011936A1 (zh) * | 2020-07-17 | 2022-01-20 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种具有优良低温韧性的高强度容器板及制造方法 |
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| Publication number | Publication date |
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