JP2003321728A - 超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents
超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼およびその製造方法Info
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- JP2003321728A JP2003321728A JP2002125530A JP2002125530A JP2003321728A JP 2003321728 A JP2003321728 A JP 2003321728A JP 2002125530 A JP2002125530 A JP 2002125530A JP 2002125530 A JP2002125530 A JP 2002125530A JP 2003321728 A JP2003321728 A JP 2003321728A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用
高張力鋼およびその製造方法を提供すること。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜２％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．００８％、Ａ
ｌ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍ
ｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．００２〜０．
００８％、Ｏ：０．０００５〜０．００８％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であって、
Ｍｇ含有酸化物を内包する粒子径が０．０１〜０．５μ
ｍのＴｉＮが１００００個／mm2以上存在し、かつ、Ｃ
ａを１〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜１０μｍ
のＭｎ硫化物を１０〜４００個／mm2含む超大入熱溶接
熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼。
高張力鋼およびその製造方法を提供すること。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜２％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．００８％、Ａ
ｌ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍ
ｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．００２〜０．
００８％、Ｏ：０．０００５〜０．００８％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であって、
Ｍｇ含有酸化物を内包する粒子径が０．０１〜０．５μ
ｍのＴｉＮが１００００個／mm2以上存在し、かつ、Ｃ
ａを１〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜１０μｍ
のＭｎ硫化物を１０〜４００個／mm2含む超大入熱溶接
熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高層建築のボック
ス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接など
の超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称す
る）靭性に優れた溶接用高張力鋼およびその製造方法に
関するものである。
ス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接など
の超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称す
る）靭性に優れた溶接用高張力鋼およびその製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製
柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してき
た。このような板厚の大きな鋼を高能率で溶接するため
に、入熱量の大きなエレクトロスラグ溶接が広く用いら
れるようになってきた。その際の入熱量は５００〜１５
００kJ/cmであり、このような超大入熱溶接では、ＨＡ
Ｚは１３５０℃以上の高温に長時間さらされるためオー
ステナイト粒の粗大化が著しく、ＨＡＺの高靭性を確保
することが困難であった。最近の大地震を契機に、建築
構造物の信頼性確保が大きな課題となってきており、超
大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性向上が望まれている。
柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してき
た。このような板厚の大きな鋼を高能率で溶接するため
に、入熱量の大きなエレクトロスラグ溶接が広く用いら
れるようになってきた。その際の入熱量は５００〜１５
００kJ/cmであり、このような超大入熱溶接では、ＨＡ
Ｚは１３５０℃以上の高温に長時間さらされるためオー
ステナイト粒の粗大化が著しく、ＨＡＺの高靭性を確保
することが困難であった。最近の大地震を契機に、建築
構造物の信頼性確保が大きな課題となってきており、超
大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性向上が望まれている。
【０００３】従来のＨＡＺ靭性向上技術は大きく二つに
分類される。一つはピン止め粒子によるオーステナイト
粒の粗大化抑制技術であり、他の一つはオーステナイト
粒内フェライト変態を利用した有効結晶粒微細化技術で
ある。オーステナイト粒の粗大化抑制に有効な粒子とし
て、ＴｉＮやＭｇ含有酸化物がある。例えば、「鉄と
鋼」vol．６１、No.１１、６８頁には、ＴｉＮの微細分
散によりオーステナイト粒粗大化が抑制されることが示
されている。また、Ｍｇ含有酸化物は１３５０℃以上の
高温でも安定であり、超大入熱溶接のＨＡＺにおけるオ
ーステナイト粒の粗大化抑制に適用可能であることが、
特開平９−１５７７８７号公報に示されている。しか
し、オーステナイト粒の粗大化抑制だけでは超大入熱溶
接におけるＨＡＺ靭性向上は十分でなく、粒内フェライ
ト変態を利用した有効結晶粒微細化技術を併用する必要
がある。
分類される。一つはピン止め粒子によるオーステナイト
粒の粗大化抑制技術であり、他の一つはオーステナイト
粒内フェライト変態を利用した有効結晶粒微細化技術で
ある。オーステナイト粒の粗大化抑制に有効な粒子とし
て、ＴｉＮやＭｇ含有酸化物がある。例えば、「鉄と
鋼」vol．６１、No.１１、６８頁には、ＴｉＮの微細分
散によりオーステナイト粒粗大化が抑制されることが示
されている。また、Ｍｇ含有酸化物は１３５０℃以上の
高温でも安定であり、超大入熱溶接のＨＡＺにおけるオ
ーステナイト粒の粗大化抑制に適用可能であることが、
特開平９−１５７７８７号公報に示されている。しか
し、オーステナイト粒の粗大化抑制だけでは超大入熱溶
接におけるＨＡＺ靭性向上は十分でなく、粒内フェライ
ト変態を利用した有効結晶粒微細化技術を併用する必要
がある。
【０００４】前記特開平９−１５７７８７号公報では、
粒内フェライト変態を起こさせる目的でＴｉ含有酸化物
とＭｎＳの複合体を利用することを開示している。しか
しながら、オーステナイト粒粗大化抑制のためにＭｇを
添加した鋼の場合、ＳがＭｇと結合するためＭｎＳが生
成しないか、あるいは少量しか生成せず、粒内フェライ
ト変態を発生させる能力が十分でない。すなわち、従来
技術では、オーステナイト粒の粗大化を抑制と粒内フェ
ライト変態の促進を両立させることが困難であった。そ
の結果、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性向上が十分で
なかった。
粒内フェライト変態を起こさせる目的でＴｉ含有酸化物
とＭｎＳの複合体を利用することを開示している。しか
しながら、オーステナイト粒粗大化抑制のためにＭｇを
添加した鋼の場合、ＳがＭｇと結合するためＭｎＳが生
成しないか、あるいは少量しか生成せず、粒内フェライ
ト変態を発生させる能力が十分でない。すなわち、従来
技術では、オーステナイト粒の粗大化を抑制と粒内フェ
ライト変態の促進を両立させることが困難であった。そ
の結果、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性向上が十分で
なかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、以上のよう
な問題点を解決し、高層建築のボックス柱の組み立てで
適用されるエレクトロスラグ溶接などの超大入熱溶接に
おけるＨＡＺ靭性に優れた溶接用高張力鋼を提供するこ
とをその課題としている。
な問題点を解決し、高層建築のボックス柱の組み立てで
適用されるエレクトロスラグ溶接などの超大入熱溶接に
おけるＨＡＺ靭性に優れた溶接用高張力鋼を提供するこ
とをその課題としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、鋼中にＭｇ含
有酸化物を内包する粒子径が０．０１〜０．５μｍのＴ
ｉＮを１００００個／mm2以上含ませ、かつ、Ｃａを１
〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜１０μｍのＭｎ
硫化物を１０〜４００個／mm2含ませることで、オース
テナイト粒粗大化を抑制し、粒内フェライト変態を促進
し、超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力
鋼を得るものであり、その要旨とするところは以下の通
りである。
有酸化物を内包する粒子径が０．０１〜０．５μｍのＴ
ｉＮを１００００個／mm2以上含ませ、かつ、Ｃａを１
〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜１０μｍのＭｎ
硫化物を１０〜４００個／mm2含ませることで、オース
テナイト粒粗大化を抑制し、粒内フェライト変態を促進
し、超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力
鋼を得るものであり、その要旨とするところは以下の通
りである。
【０００７】（１） 質量％で、Ｃ ：０．０４〜０．
２％、Ｓｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜２
％、Ｐ ：０．０２％以下、Ｓ ：０．００１〜０．０
０８％、Ａｌ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１
％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ ：０．００
２〜０．００８％、Ｏ ：０．０００５〜０．００８％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
であって、Ｍｇ含有酸化物を内包する粒子径が０．０１
〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／mm2以上存在
し、かつ、Ｃａを１〜４９原子％含有する粒子径が０．
１〜１０μｍのＭｎ硫化物を１０〜４００個／mm2含む
ことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた
溶接用高張力鋼。 （２） 前記Ｍｎ硫化物が、Ｃａ、およびＭｇ、Ｃｕ、
Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を１〜４
９原子％含有する（１）記載の超大入熱溶接熱影響部の
靭性に優れた溶接用高張力鋼。 （３） 質量％で、Ｃ ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：
０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜２％、Ｐ ：０．
０２％以下、Ｓ ：０．００１〜０．００８％、Ａｌ：
０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．
０００１〜０．０１％、Ｎ ：０．００２〜０．００８
％、Ｏ ：０．０００５〜０．００８％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であって、Ｍｇ
含有酸化物を内包する粒子径が０．０１〜０．５μｍの
ＴｉＮが１００００個／mm2以上存在し、かつ、Ｍｇを
１〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜１０μｍのＭ
ｎ硫化物を１０〜４００個／mm2含むことを特徴とする
超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼。 （４） 前記Ｍｎ硫化物が、Ｍｇ、およびＣｕ、Ｃｒ、
Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を１〜４９原子
％含有する（３）記載の超大入熱溶接熱影響部の靭性に
優れた溶接用高張力鋼。 （５） 前記鋼成分が、質量％で、さらに、Ｃｕ：１．
５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃ
ｒ：１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％
以下、Ｂ：０．００２％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、
ＲＥＭ：０．００３％以下の１種または２種以上を含有
することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載
の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力
鋼。 （６） （１）〜（５）のいずれかに記載の超大入熱溶
接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼の製造方法で
あって、溶鋼にＣａを添加してから鋳型に注入するまで
の時間Ｔ（分）が、４＜Ｔ−１０００（［Ｃａ］＋［Ｍ
ｇ］−［Ｏ］−［Ｓ］）＜１２０（［Ｃａ］：質量％で
あらわしたＣａ濃度、［Ｍｇ］：質量％であらわしたＭ
ｇ濃度、［Ｏ］：質量％であらわしたＯ濃度、［Ｓ］：
質量％であらわしたＳ濃度）を満たすことを特徴とする
超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼の
製造方法。
２％、Ｓｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜２
％、Ｐ ：０．０２％以下、Ｓ ：０．００１〜０．０
０８％、Ａｌ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１
％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ ：０．００
２〜０．００８％、Ｏ ：０．０００５〜０．００８％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
であって、Ｍｇ含有酸化物を内包する粒子径が０．０１
〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／mm2以上存在
し、かつ、Ｃａを１〜４９原子％含有する粒子径が０．
１〜１０μｍのＭｎ硫化物を１０〜４００個／mm2含む
ことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた
溶接用高張力鋼。 （２） 前記Ｍｎ硫化物が、Ｃａ、およびＭｇ、Ｃｕ、
Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を１〜４
９原子％含有する（１）記載の超大入熱溶接熱影響部の
靭性に優れた溶接用高張力鋼。 （３） 質量％で、Ｃ ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：
０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜２％、Ｐ ：０．
０２％以下、Ｓ ：０．００１〜０．００８％、Ａｌ：
０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．
０００１〜０．０１％、Ｎ ：０．００２〜０．００８
％、Ｏ ：０．０００５〜０．００８％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であって、Ｍｇ
含有酸化物を内包する粒子径が０．０１〜０．５μｍの
ＴｉＮが１００００個／mm2以上存在し、かつ、Ｍｇを
１〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜１０μｍのＭ
ｎ硫化物を１０〜４００個／mm2含むことを特徴とする
超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼。 （４） 前記Ｍｎ硫化物が、Ｍｇ、およびＣｕ、Ｃｒ、
Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を１〜４９原子
％含有する（３）記載の超大入熱溶接熱影響部の靭性に
優れた溶接用高張力鋼。 （５） 前記鋼成分が、質量％で、さらに、Ｃｕ：１．
５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃ
ｒ：１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％
以下、Ｂ：０．００２％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、
ＲＥＭ：０．００３％以下の１種または２種以上を含有
することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載
の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力
鋼。 （６） （１）〜（５）のいずれかに記載の超大入熱溶
接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼の製造方法で
あって、溶鋼にＣａを添加してから鋳型に注入するまで
の時間Ｔ（分）が、４＜Ｔ−１０００（［Ｃａ］＋［Ｍ
ｇ］−［Ｏ］−［Ｓ］）＜１２０（［Ｃａ］：質量％で
あらわしたＣａ濃度、［Ｍｇ］：質量％であらわしたＭ
ｇ濃度、［Ｏ］：質量％であらわしたＯ濃度、［Ｓ］：
質量％であらわしたＳ濃度）を満たすことを特徴とする
超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼の
製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。発明者は、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靭性に関
する詳細な研究を実施した結果、Ｃａを１〜４９原子％
含有する粒子径が０．１〜１０μｍのＭｎ硫化物が粒内
フェライト変態発生を著しく促進することを見出し、本
発明を完成した。
する。発明者は、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靭性に関
する詳細な研究を実施した結果、Ｃａを１〜４９原子％
含有する粒子径が０．１〜１０μｍのＭｎ硫化物が粒内
フェライト変態発生を著しく促進することを見出し、本
発明を完成した。
【０００９】オーステナイト粒粗大化を抑制するために
はＭｇ添加が効果的である。しかしながら、Ｍｇを添加
した場合、溶鋼中でのＳ濃度が低下し、冷却途中でのＭ
ｎＳ析出が抑制される。一方、粒内フェライト変態を起
こさせるためには、冷却中にＭｎＳを析出させることが
効果的である。なぜならば、冷却中のＭｎＳ析出はＭｎ
Ｓの周囲にＭｎ欠乏層を形成し、粒内フェライト変態を
促進させるからである。従って、Ｍｇを添加した場合、
冷却途中でのＭｎＳ析出が抑制されるため、粒内フェラ
イト変態がほとんど起こらなくなる。
はＭｇ添加が効果的である。しかしながら、Ｍｇを添加
した場合、溶鋼中でのＳ濃度が低下し、冷却途中でのＭ
ｎＳ析出が抑制される。一方、粒内フェライト変態を起
こさせるためには、冷却中にＭｎＳを析出させることが
効果的である。なぜならば、冷却中のＭｎＳ析出はＭｎ
Ｓの周囲にＭｎ欠乏層を形成し、粒内フェライト変態を
促進させるからである。従って、Ｍｇを添加した場合、
冷却途中でのＭｎＳ析出が抑制されるため、粒内フェラ
イト変態がほとんど起こらなくなる。
【００１０】そこで発明者らは、ＭｎＳ析出以外の手段
で粒内フェライト変態を促進させる方法を検討した。実
験を繰り返した結果、鋼中にＣａＭｎＳが存在する場合
に、ＣａＭｎＳの周囲にＭｎ欠乏層が形成されており、
粒内フェライト変態を促進させることが可能であること
を見出した。ＣａＭｎＳの周囲にＭｎ欠乏層が形成され
るメカニズムの詳細はわかっていないが、発明者らは次
のように考えている。最初にＣａＳが溶鋼中で晶出し、
その後凝固過程および冷却過程においてＣａＳ中にＭｎ
が吸収され、ＣａＳはＭｎを含有したＣａＭｎＳとな
り、周囲にはＭｎ欠乏層が形成される。その結果、粒内
フェライト変態が促進される。ただし、ＣａＭｎＳ粒子
の大きさが小さい場合、粒内フェライト変態は促進され
なかった。この原因としては次のように考えている。Ｃ
ａＳ粒子のサイズが小さい場合、ＣａＳ中へＭｎが吸収
されないか、あるいは吸収されたとしてもＭｎ吸収量が
少ないため、粒内フェライト変態に十分な大きさのＭｎ
欠乏層が形成されない。
で粒内フェライト変態を促進させる方法を検討した。実
験を繰り返した結果、鋼中にＣａＭｎＳが存在する場合
に、ＣａＭｎＳの周囲にＭｎ欠乏層が形成されており、
粒内フェライト変態を促進させることが可能であること
を見出した。ＣａＭｎＳの周囲にＭｎ欠乏層が形成され
るメカニズムの詳細はわかっていないが、発明者らは次
のように考えている。最初にＣａＳが溶鋼中で晶出し、
その後凝固過程および冷却過程においてＣａＳ中にＭｎ
が吸収され、ＣａＳはＭｎを含有したＣａＭｎＳとな
り、周囲にはＭｎ欠乏層が形成される。その結果、粒内
フェライト変態が促進される。ただし、ＣａＭｎＳ粒子
の大きさが小さい場合、粒内フェライト変態は促進され
なかった。この原因としては次のように考えている。Ｃ
ａＳ粒子のサイズが小さい場合、ＣａＳ中へＭｎが吸収
されないか、あるいは吸収されたとしてもＭｎ吸収量が
少ないため、粒内フェライト変態に十分な大きさのＭｎ
欠乏層が形成されない。
【００１１】ＣａＳ粒子がＭｎを吸収し、粒内フェライ
ト変態を促進させるのに十分な大きさのＭｎ欠乏層を形
成するため、Ｍｎ吸収後のＣａＭｎＳ粒子の大きさは
０．１μｍ以上でなければならない。ＣａＭｎＳ粒子は
Ｃａ酸化物粒子やＭｇ酸化物粒子に複合していることが
多いが、この場合のＣａＭｎＳ粒子の大きさとは、Ｃａ
ＭｎＳ粒子と同じ体積の球の直径に換算したものであ
る。ＣａＳにＭｎが吸収されてできたＣａＭｎＳ粒子の
大きさが１０μｍ超になると、粒子が破壊起点となり靱
性が劣化するため、ＣａＭｎＳ粒子の大きさは１０μｍ
以下とした。
ト変態を促進させるのに十分な大きさのＭｎ欠乏層を形
成するため、Ｍｎ吸収後のＣａＭｎＳ粒子の大きさは
０．１μｍ以上でなければならない。ＣａＭｎＳ粒子は
Ｃａ酸化物粒子やＭｇ酸化物粒子に複合していることが
多いが、この場合のＣａＭｎＳ粒子の大きさとは、Ｃａ
ＭｎＳ粒子と同じ体積の球の直径に換算したものであ
る。ＣａＳにＭｎが吸収されてできたＣａＭｎＳ粒子の
大きさが１０μｍ超になると、粒子が破壊起点となり靱
性が劣化するため、ＣａＭｎＳ粒子の大きさは１０μｍ
以下とした。
【００１２】溶鋼中で晶出するＣａＳ粒子の大きさを十
分に大きくし、Ｍｎ吸収後のＣａＭｎＳの大きさを０．
１μｍ以上とするためには、Ｃａ添加から溶鋼を鋳型へ
注入するまでの時間を長くする必要がある。この時間を
Ｔ（分）とした場合、Ｔ−１０００（［Ｃａ］＋［Ｍ
ｇ］−［Ｏ］−［Ｓ］）＞４を満たす場合にＭｎ吸収後
のＣａＭｎＳ粒子の大きさが０．１μｍ以上になった。
Ｔ−１０００（［Ｃａ］＋［Ｍｇ］−［Ｏ］−［Ｓ］）
≧１２０の場合、Ｍｎ吸収後のＣａＭｎＳ粒子の大きさ
は１０μｍ超となる。従って、４＜Ｔ−１０００（［Ｃ
ａ］＋［Ｍｇ］−［Ｏ］−［Ｓ］）＜１２０を満たす製
造条件が望ましい。ここで［Ｃａ］は質量％であらわし
たＣａ濃度、［Ｍｇ］は質量％であらわしたＭｇ濃度、
［Ｏ］は質量％であらわしたＯ濃度、［Ｓ］は質量％で
あらわしたＳ濃度である。
分に大きくし、Ｍｎ吸収後のＣａＭｎＳの大きさを０．
１μｍ以上とするためには、Ｃａ添加から溶鋼を鋳型へ
注入するまでの時間を長くする必要がある。この時間を
Ｔ（分）とした場合、Ｔ−１０００（［Ｃａ］＋［Ｍ
ｇ］−［Ｏ］−［Ｓ］）＞４を満たす場合にＭｎ吸収後
のＣａＭｎＳ粒子の大きさが０．１μｍ以上になった。
Ｔ−１０００（［Ｃａ］＋［Ｍｇ］−［Ｏ］−［Ｓ］）
≧１２０の場合、Ｍｎ吸収後のＣａＭｎＳ粒子の大きさ
は１０μｍ超となる。従って、４＜Ｔ−１０００（［Ｃ
ａ］＋［Ｍｇ］−［Ｏ］−［Ｓ］）＜１２０を満たす製
造条件が望ましい。ここで［Ｃａ］は質量％であらわし
たＣａ濃度、［Ｍｇ］は質量％であらわしたＭｇ濃度、
［Ｏ］は質量％であらわしたＯ濃度、［Ｓ］は質量％で
あらわしたＳ濃度である。
【００１３】また、粒内フェライト変態を促進させるＣ
ａＭｎＳ粒子の密度が１０個／mm2未満では十分なＨＡ
Ｚ靭性向上を達成できない。従って、ＣａＭｎＳ粒子密
度の下限を１０個／mm2とした。一方、ＣａＭｎＳ粒子
密度が４００個／mm2を超えると延性低下を示すため、
ＣａＭｎＳ粒子密度の上限を４００個／mm2とした。こ
こで、ＣａＭｎＳ粒子密度の測定は、製造した鋼の断面
をＥＰＭＡ分析装置（電子プローブマイクロアナライザ
ー）で元素マッピングを行い、粒子個数を計測し、粒子
密度に換算した。
ａＭｎＳ粒子の密度が１０個／mm2未満では十分なＨＡ
Ｚ靭性向上を達成できない。従って、ＣａＭｎＳ粒子密
度の下限を１０個／mm2とした。一方、ＣａＭｎＳ粒子
密度が４００個／mm2を超えると延性低下を示すため、
ＣａＭｎＳ粒子密度の上限を４００個／mm2とした。こ
こで、ＣａＭｎＳ粒子密度の測定は、製造した鋼の断面
をＥＰＭＡ分析装置（電子プローブマイクロアナライザ
ー）で元素マッピングを行い、粒子個数を計測し、粒子
密度に換算した。
【００１４】さらには、ＣａＳと同様にＣａ、およびＭ
ｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以
上を含有する硫化物もＭｎを吸収し、粒内フェライト変
態促進効果がある。また、Ｍｇのみを含有する硫化物も
Ｍｎを吸収し、粒内フェライト変態促進効果がある。ま
た、さらには、Ｍｇ、およびＣｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉの
うちの１種または２種以上を含有する硫化物もＭｎを吸
収し、粒内フェライト変態促進効果がある。
ｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以
上を含有する硫化物もＭｎを吸収し、粒内フェライト変
態促進効果がある。また、Ｍｇのみを含有する硫化物も
Ｍｎを吸収し、粒内フェライト変態促進効果がある。ま
た、さらには、Ｍｇ、およびＣｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉの
うちの１種または２種以上を含有する硫化物もＭｎを吸
収し、粒内フェライト変態促進効果がある。
【００１５】オーステナイト粒粗大化抑制のためには、
Ｍｇ含有酸化物を内包する粒子径が０．０１〜０．５μ
ｍのＴｉＮが１００００個／mm2以上存在することが望
ましく、本発明の手法では、Ｍｇを適量添加しているた
め、前記条件の粒子を鋼中に分散させることが可能であ
る。次に、成分元素の限定理由を示す。なお、％は質量
％を表す。
Ｍｇ含有酸化物を内包する粒子径が０．０１〜０．５μ
ｍのＴｉＮが１００００個／mm2以上存在することが望
ましく、本発明の手法では、Ｍｇを適量添加しているた
め、前記条件の粒子を鋼中に分散させることが可能であ
る。次に、成分元素の限定理由を示す。なお、％は質量
％を表す。
【００１６】Ｃ：０．０４％未満では母材強度が確保で
きないので下限を０．０４％とした。また、０．２％を
超えると脆性破壊起点となるセメンタイトが増加するた
め靱性が低下する。このため上限を０．２％とした。
きないので下限を０．０４％とした。また、０．２％を
超えると脆性破壊起点となるセメンタイトが増加するた
め靱性が低下する。このため上限を０．２％とした。
【００１７】Ｓｉ：０．０２％未満では母材強度が確保
できないので下限を０．０２％とした。また、０．４％
を超えるとＨＡＺ中に島状マルテンサイトが生成し、靱
性が低下する。このため上限を０．４％とした。
できないので下限を０．０２％とした。また、０．４％
を超えるとＨＡＺ中に島状マルテンサイトが生成し、靱
性が低下する。このため上限を０．４％とした。
【００１８】Ｍｎ：粒内フェライト変態を発生させるに
はＭｎが必須である。０．６％未満では粒内フェライト
変態率が著しく減少するため、０．６％を下限とした。
また、２％を超えると粒内フェライト変態が発生して
も、母材の靱性劣化が激しく、良好なＨＡＺ靱性が得ら
れない。従って２％を上限とした。
はＭｎが必須である。０．６％未満では粒内フェライト
変態率が著しく減少するため、０．６％を下限とした。
また、２％を超えると粒内フェライト変態が発生して
も、母材の靱性劣化が激しく、良好なＨＡＺ靱性が得ら
れない。従って２％を上限とした。
【００１９】Ｐ：粒界脆化をもたらすため低い方が望ま
しい。０．０２％を超えると靱性低下が顕著になるため
０．０２％以下とした。
しい。０．０２％を超えると靱性低下が顕著になるため
０．０２％以下とした。
【００２０】Ｓ：Ｓは粒内フェライト変態を促進させる
ために必須である。０．００１％未満では粒内フェライ
ト変態促進効果がほとんどなくなるため、下限を０．０
０１％とした。ただし、０．００８％を超えると板厚方
向の延性低下が顕著となるため、上限を０．００８％と
した。
ために必須である。０．００１％未満では粒内フェライ
ト変態促進効果がほとんどなくなるため、下限を０．０
０１％とした。ただし、０．００８％を超えると板厚方
向の延性低下が顕著となるため、上限を０．００８％と
した。
【００２１】Ａｌ：Ａｌは酸素との親和力が強く、Ｍｇ
含有酸化物やＣａ含有酸化物の形成を抑制するため低い
方が望ましい。０．０１％を超えるとＭｇおよびＣａ含
有酸化物の生成が著しく低下するため、０．０１％以下
とした。ただし、十分な酸素濃度が得られた状態で、酸
素を使いきらない程度のＡｌ添加は靱性向上に効果があ
る。従って、下限値を０．０００５％とした。
含有酸化物やＣａ含有酸化物の形成を抑制するため低い
方が望ましい。０．０１％を超えるとＭｇおよびＣａ含
有酸化物の生成が著しく低下するため、０．０１％以下
とした。ただし、十分な酸素濃度が得られた状態で、酸
素を使いきらない程度のＡｌ添加は靱性向上に効果があ
る。従って、下限値を０．０００５％とした。
【００２２】Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮを生成し、オーステナ
イト粒粗大化を抑制するために必須である。０．００５
％未満ではＴｉＮ密度が低すぎるため０．００５％を下
限とした。逆に０．０２５％を超えると、破壊起点とな
る粗大なＴｉ酸化物を生成し靱性低下をもたらす。従っ
て上限を０．０２５％した。
イト粒粗大化を抑制するために必須である。０．００５
％未満ではＴｉＮ密度が低すぎるため０．００５％を下
限とした。逆に０．０２５％を超えると、破壊起点とな
る粗大なＴｉ酸化物を生成し靱性低下をもたらす。従っ
て上限を０．０２５％した。
【００２３】Ｎ：ＮもＴｉＮを析出するために必要であ
る。Ｎが０．００２％未満では十分なＴｉＮが析出しな
いため、下限を０．００２％とした。０．００８％を超
えるとフェライト鋼中に固溶して靱性低下をもたらすた
め、上限を０．００８％とした。
る。Ｎが０．００２％未満では十分なＴｉＮが析出しな
いため、下限を０．００２％とした。０．００８％を超
えるとフェライト鋼中に固溶して靱性低下をもたらすた
め、上限を０．００８％とした。
【００２４】Ｍｇ：ＭｇはＭｇ含有酸化物を生成し、Ｔ
ｉＮの発生核となり、ＴｉＮを微細分散させる効果を持
つ。０．０００１％未満では酸化物密度が低すぎるため
０．０００１％を下限とした。逆に０．０１％を超える
と、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。従っ
て、上限を０．０１％した。
ｉＮの発生核となり、ＴｉＮを微細分散させる効果を持
つ。０．０００１％未満では酸化物密度が低すぎるため
０．０００１％を下限とした。逆に０．０１％を超える
と、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。従っ
て、上限を０．０１％した。
【００２５】Ｏ：酸化物を生成するために必要である。
０．０００５％未満では酸化物の個数が不足するため、
下限を０．０００５％とした。逆に０．００８％を超え
ると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。従
って、上限を０．００８％とした。
０．０００５％未満では酸化物の個数が不足するため、
下限を０．０００５％とした。逆に０．００８％を超え
ると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。従
って、上限を０．００８％とした。
【００２６】Ｃａ：粒内フェライト変態促進に必須であ
る。適当な粒子密度を実現するため０．０００５％以上
含有することが望ましい。逆に０．０１％を超えると、
酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。従って、
上限を０．０１％した。
る。適当な粒子密度を実現するため０．０００５％以上
含有することが望ましい。逆に０．０１％を超えると、
酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。従って、
上限を０．０１％した。
【００２７】また、強度および靭性を向上するために、
以下の元素をさらに含有することが望ましい。 Ｃｕ、Ｎｉ：焼入れ性を向上させ、強度向上に効果があ
る。１．５％超含有すると、強度が高くなり過ぎて、靭
性が劣化するため上限を１．５％とした。 Ｍｏ、Ｃｒ：強度向上に効果がある。１％超含有する
と、強度が高くなり過ぎて、靭性が劣化するため上限を
１％とした。 Ｎｂ、Ｖ：強度および靭性向上に効果がある。０．０５
％超含有すると、効果がほとんど変化しなくなるため、
上限を０．０５％とした。 Ｂ：粒界からのフェライト生成を抑制し、粒内フェライ
ト生成を促進するため、靭性向上に効果がある。０．０
０２％超含有すると、効果がほとんど変化しなくなるた
め、上限を０．００２％とした。 Ｚｒ：粒内フェライト変態促進、オーステナイト粒粗大
化抑制に効果がある。０．０３％超含有すると、効果が
ほとんど変化しなくなるため、上限を０．０３％とし
た。 ＲＥＭ：粒内フェライト変態促進、オーステナイト粒粗
大化抑制に効果がある。０．００３％超含有すると、効
果がほとんど変化しなくなるため、上限を０．００３％
とした。
以下の元素をさらに含有することが望ましい。 Ｃｕ、Ｎｉ：焼入れ性を向上させ、強度向上に効果があ
る。１．５％超含有すると、強度が高くなり過ぎて、靭
性が劣化するため上限を１．５％とした。 Ｍｏ、Ｃｒ：強度向上に効果がある。１％超含有する
と、強度が高くなり過ぎて、靭性が劣化するため上限を
１％とした。 Ｎｂ、Ｖ：強度および靭性向上に効果がある。０．０５
％超含有すると、効果がほとんど変化しなくなるため、
上限を０．０５％とした。 Ｂ：粒界からのフェライト生成を抑制し、粒内フェライ
ト生成を促進するため、靭性向上に効果がある。０．０
０２％超含有すると、効果がほとんど変化しなくなるた
め、上限を０．００２％とした。 Ｚｒ：粒内フェライト変態促進、オーステナイト粒粗大
化抑制に効果がある。０．０３％超含有すると、効果が
ほとんど変化しなくなるため、上限を０．０３％とし
た。 ＲＥＭ：粒内フェライト変態促進、オーステナイト粒粗
大化抑制に効果がある。０．００３％超含有すると、効
果がほとんど変化しなくなるため、上限を０．００３％
とした。
【００２８】
【実施例】転炉を用いてＣａを添加してから溶鋼を取鍋
に注入するまでの時間Ｔ（分）を変えて鋼を溶製し、連
続鋳造により厚さ２４０mmのスラブを製造した。製造し
た鋼の化学組成を表１に示す。これらの鋼を用いて、図
１に示すエレクトロスラグ溶接により溶接試験体を作成
した。溶接の電流は３８０Ａ、電圧は４６Ｖ、速度は
１．１４cm／分とした。入熱は９２０kJ/cmである。図
１に示すように、溶接融合線および溶接融合線から３mm
の位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー試験片
を採取した。シャルピー衝撃試験を０℃で行い、靱性を
評価した結果を表２に示す。
に注入するまでの時間Ｔ（分）を変えて鋼を溶製し、連
続鋳造により厚さ２４０mmのスラブを製造した。製造し
た鋼の化学組成を表１に示す。これらの鋼を用いて、図
１に示すエレクトロスラグ溶接により溶接試験体を作成
した。溶接の電流は３８０Ａ、電圧は４６Ｖ、速度は
１．１４cm／分とした。入熱は９２０kJ/cmである。図
１に示すように、溶接融合線および溶接融合線から３mm
の位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー試験片
を採取した。シャルピー衝撃試験を０℃で行い、靱性を
評価した結果を表２に示す。
【００２９】また、エレクトロスラグ溶接部融合線近傍
のＨＡＺの光学顕微鏡組織観察を行い、オーステナイト
粒径と粒内変態フェライト分率を測定した。さらに、Ｍ
ｇ酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮ粒
子、および、Ｃａ、および／またはＭｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、
Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を１〜４９原子
％含有する粒子径が０．１〜１０μｍのＭｎ硫化物の密
度をＥＰＭＡ分析装置により調べた。調べた結果を表２
に示す。
のＨＡＺの光学顕微鏡組織観察を行い、オーステナイト
粒径と粒内変態フェライト分率を測定した。さらに、Ｍ
ｇ酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮ粒
子、および、Ｃａ、および／またはＭｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、
Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を１〜４９原子
％含有する粒子径が０．１〜１０μｍのＭｎ硫化物の密
度をＥＰＭＡ分析装置により調べた。調べた結果を表２
に示す。
【００３０】表２から明らかなように、本発明鋼Ｎｏ．
１〜１５は比較鋼Ｎｏ．１６〜３０に比べて超大入熱溶
接におけるＨＡＺ靱性が優れている。本発明鋼では、Ｍ
ｇ含有酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮ
を１００００個／mm2以上含み、かつ、Ｃａ、および／
またはＭｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種また
は２種以上を１〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜
１０μｍのＭｎ硫化物を１０〜４００個／mm2含むた
め、オーステナイト粒径が小さく、かつ、粒内変態フェ
ライト分率が著しく高いことが判る。
１〜１５は比較鋼Ｎｏ．１６〜３０に比べて超大入熱溶
接におけるＨＡＺ靱性が優れている。本発明鋼では、Ｍ
ｇ含有酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮ
を１００００個／mm2以上含み、かつ、Ｃａ、および／
またはＭｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種また
は２種以上を１〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜
１０μｍのＭｎ硫化物を１０〜４００個／mm2含むた
め、オーステナイト粒径が小さく、かつ、粒内変態フェ
ライト分率が著しく高いことが判る。
【００３１】一方、比較鋼Ｎｏ．１６〜３０において
は、Ｍｇ含有酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍの
ＴｉＮを１００００個／mm2以上含むため、オーステナ
イト粒径は小さいが、Ｃａ、および／またはＭｇ、Ｃ
ｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を１
〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜１０μｍのＭｎ
硫化物が存在しないかあるいは１０個／mm2未満の分布
密度であるため、粒内変態フェライト分率は低い。この
ため、ＨＡＺ靱性はそれほど良くない。
は、Ｍｇ含有酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍの
ＴｉＮを１００００個／mm2以上含むため、オーステナ
イト粒径は小さいが、Ｃａ、および／またはＭｇ、Ｃ
ｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を１
〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜１０μｍのＭｎ
硫化物が存在しないかあるいは１０個／mm2未満の分布
密度であるため、粒内変態フェライト分率は低い。この
ため、ＨＡＺ靱性はそれほど良くない。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【発明の効果】本発明は、高層建築のボックス柱の組み
立てで適用されるエレクトロスラグ溶接などの５００kJ
/cm以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ部で、粒内変態
フェライト分率を著しく高くし、オーステナイト粒径を
小さくすることができ、その結果ＨＡＺ靭性に優れた溶
接用高張力鋼を提供することができる。
立てで適用されるエレクトロスラグ溶接などの５００kJ
/cm以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ部で、粒内変態
フェライト分率を著しく高くし、オーステナイト粒径を
小さくすることができ、その結果ＨＡＺ靭性に優れた溶
接用高張力鋼を提供することができる。
【図１】実施例におけるエレクトロスラグ溶接条件を示
す模式図である。
す模式図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 児島 明彦
千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式
会社君津製鐵所内
(72)発明者 植森 龍治
千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式
会社技術開発本部内
Ｆターム(参考） 4K013 BA14
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０４〜０．２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．４％、 Ｍｎ：０．６〜２％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００８％、 Ａｌ：０．０００５〜０．０１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、 Ｎ ：０．００２〜０．００８％、 Ｏ ：０．０００５〜０．００８％を含有し、 残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であって、 Ｍｇ含有酸化物を内包する粒子径が０．０１〜０．５μ
ｍのＴｉＮが１００００個／mm2以上存在し、かつ、Ｃ
ａを１〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜１０μｍ
のＭｎ硫化物を１０〜４００個／mm2含むことを特徴と
する超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力
鋼。 - 【請求項２】 前記Ｍｎ硫化物が、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、
Ｎｂ、Ｔｉのうちの１種または２種以上とＣａを合わせ
て１〜４９原子％含有する請求項１記載の超大入熱溶接
熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ ：０．０４〜０．２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．４％、 Ｍｎ：０．６〜２％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００８％、 Ａｌ：０．０００５〜０．０１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、 Ｎ ：０．００２〜０．００８％、 Ｏ ：０．０００５〜０．００８％を含有し、 残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であって、 Ｍｇ含有酸化物を内包する粒子径が０．０１〜０．５μ
ｍのＴｉＮが１００００個／mm2以上存在し、かつ、Ｍ
ｇを１〜４９原子％含有する粒子径が０．１〜１０μｍ
のＭｎ硫化物を１０〜４００個／mm2含むことを特徴と
する超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力
鋼。 - 【請求項４】 前記Ｍｎ硫化物が、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、
Ｔｉのうちの１種または２種以上とＭｇを合わせて１〜
４９原子％含有する請求項３記載の超大入熱溶接熱影響
部の靭性に優れた溶接用高張力鋼。 - 【請求項５】 前記鋼成分が、質量％で、さらに、Ｃ
ｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以
下、Ｃｒ：１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．
０５％以下、Ｂ：０．００２％以下、Ｚｒ：０．０３％
以下、ＲＥＭ：０．００３％以下の１種または２種以上
を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに
記載の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張
力鋼。 - 【請求項６】 請求項１〜５のいずれかに記載の超大入
熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼の製造方
法であって、溶鋼にＣａを添加してから鋳型に注入する
までの時間Ｔ（分）が、４＜Ｔ−１０００（［Ｃａ］＋
［Ｍｇ］−［Ｏ］−［Ｓ］）＜１２０（［Ｃａ］：質量
％であらわしたＣａ濃度、［Ｍｇ］：質量％であらわし
たＭｇ濃度、［Ｏ］：質量％であらわしたＯ濃度、
［Ｓ］：質量％であらわしたＳ濃度）を満たすことを特
徴とする超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高
張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002125530A JP2003321728A (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002125530A JP2003321728A (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003321728A true JP2003321728A (ja) | 2003-11-14 |
Family
ID=29540218
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002125530A Pending JP2003321728A (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003321728A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009127104A (ja) * | 2007-11-27 | 2009-06-11 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 |
| JP2011074403A (ja) * | 2009-09-16 | 2011-04-14 | Jfe Steel Corp | 大入熱溶接用鋼 |
| EP2644732A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
-
2002
- 2002-04-26 JP JP2002125530A patent/JP2003321728A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009127104A (ja) * | 2007-11-27 | 2009-06-11 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 |
| JP2011074403A (ja) * | 2009-09-16 | 2011-04-14 | Jfe Steel Corp | 大入熱溶接用鋼 |
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
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| EP2644732A4 (en) * | 2010-11-22 | 2014-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | ELECTRON BEAM WELDED JOINT, ELECTRON BEAM WELDING STEEL, AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
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| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060314 |
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| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20060711 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |