JP5880348B2 - 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 - Google Patents
溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5880348B2 JP5880348B2 JP2012181322A JP2012181322A JP5880348B2 JP 5880348 B2 JP5880348 B2 JP 5880348B2 JP 2012181322 A JP2012181322 A JP 2012181322A JP 2012181322 A JP2012181322 A JP 2012181322A JP 5880348 B2 JP5880348 B2 JP 5880348B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- affected zone
- toughness
- heat affected
- steel
- 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.)
- Active
Links
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、溶接熱影響部(Heat Affected Zone)の靱性に優れた鋼材に関する。特に、近年要求の高まっている溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を実施した場合であっても、溶接熱影響部において優れた靭性を有する鋼材に関するものである。
建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物に用いられる鋼材は、溶接部の破壊に対する安全性および信頼性を高める観点から、靱性に対する要求が年々厳しさを増しており、母材の靭性と同様に、溶接熱影響部においてもより優れた靱性を確保することが要求されている。
溶接熱影響部においては、溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では、オーステナイト(γ)粒が著しく粗大化してしまい、冷却後の溶接熱影響部組織が粗大化して靱性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。
一方で、この種の溶接鋼構造物の建造コストに占める溶接施工コストの割合は大きく、溶接施工コストを低減するために、高能率の溶接法が用いられるようになった。溶接施工コストを低下させるために最も有効な方法は、溶接パス数を減らすことであり、このためには溶接入熱を大きくした高能率溶接法を用いて大入熱溶接を行うことが望ましい。しかし、大入熱溶接を行った場合、溶接熱影響部靭性が低下することは避けられない。したがって、靭性の要求が厳しい溶接鋼構造物に対しては、入熱を制限して溶接パス数を増やし、能率と経済性を犠牲にして溶接施工せざるを得ないという問題点があった。
これらの問題を解決するため、これまでにも溶接熱影響部靱性を改善するための種々の対策が実施されてきた。
例えば、特許文献１には、粗大な旧オーステナイト粒の内部に、Ｔｉ酸化物あるいはさらにＴｉ窒化物との複合体を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成させ、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
特許文献２には、主として微細Ｔｉ２Ｏ３と微細ＴｉＮを核とした粒内変態フェライトを積極的に生成させ、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
特許文献３には、ＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成させ、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
特許文献４には、ＴｉとＲＥＭの複合添加により、異常に粗大な旧オーステナイト粒の発生を防止することで、溶接熱影響部靱性のバラツキを抑制することが開示されている。
特許文献５には、微細なＭｇＯを鋼中に分散させ、ピン止め効果、粒内変態を利用して、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
特許文献６および７には、ＭｇＯを核としてその周辺にＴｉＮを有するＭｇＯ−ＴｉＮ複合介在物を鋼中に分散させ、ピン止め効果、粒内変態を利用して、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
特許文献８には、ＭｇＯ、ＭｇＳおよびＭｇ（Ｏ、Ｓ）のうちの２種以上を鋼中に分散させ、ピン止め効果、粒内変態を利用して、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
特許文献９には、ＭｇＡｌ２Ｏ４を核としてその周辺にＴｉＮを有するＭｇＡｌ２Ｏ４−ＴｉＮ複合介在物を鋼中に分散させ、ピン止め効果、粒内変態を利用して、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
しかし、特許文献１〜４に記載の鋼材では、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となって、溶融線近傍溶接熱影響部での加熱温度が１４００℃にも及ぶ場合には、炭化物や窒化物が溶解・粗大化することによって、旧オーステナイト粒界の移動をピンニングする力が著しく低下し、旧オーステナイト粒の成長を避けることはできなかった。したがって、このような溶接熱影響部においては、十分な靱性を得ることが困難であった。
また、特許文献５〜９に記載の鋼材では、溶融線近傍溶接熱影響部での加熱温度が１４００℃以上となっても、Ｍｇ系介在物は安定な酸化物であるため、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接により溶融線近傍溶接熱影響部での加熱温度が１４００℃にも及んでも、これらのＭｇ系介在物からなる酸化物が上昇しても消失することはないので、旧オーステナイト粒界の移動をピンニングする力は低下しない。しかし、これらのＭｇ系介在物からなる酸化物では、十分なピンニング効果は得られず、旧オーステナイト粒の粗大化を十分に抑制できないことが分かった。
本発明は、このような課題に鑑みてなされたものであって、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、もって優れた溶接熱影響部靭性を有する鋼材を提供することを目的とする。
本発明者等は、３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接したときであっても、より安定した旧オーステナイト粒の粗大化抑制効果を発現し、溶接熱影響部における靱性を確保するために、種々の検討と実験を行った。その結果、次の(a)〜(c)に示す知見を得た。
(a) １４００℃以上の高温でも熱的に安定である（ＭｎＳ＋Ｍｎ、Ｍｇ系スピネル）複合介在物、具体的には、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる複合介在物を鋼中に分散させると、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接により鋼材温度が上昇しても、消失することはない。旧オーステナイト粒界の移動をピンニングする力は低下しないので、この複合介在物によるピン止め効果と粒内変態を利用すれば、溶接熱影響部靱性の向上を図ることができる。
(b) ただし、この複合介在物は微細かつ多量に分散・生成させることによってはじめて十分なピンニング効果が得られることが分かった。具体的には、粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼中に１×１０６個／ｍｍ３以上で存在する必要がある。複合介在物は、粒径０．６μｍ未満のものが鋼中に１×１０６個／ｍｍ３以上で存在していればよく、この複合介在物の粒径が０．６μｍ以上のものが存在しても構わない。ただし、複合介在物の個数が多く生成しすぎると一旦生成した複合介在物が凝集して粗大な複合介在物になりやすくなる。その結果、粒径０．６μｍ未満の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満となりやすく、この場合、旧オーステナイト粒界の移動を十分にピンニングすることはできない。
(c) この複合介在物を鋼中に微細かつ多量に分散・生成させるためには、鋼中のＳ、Ｓｉ、Ｏ（酸素）の各含有量の制御に加えて、鋼中の酸不溶性Ａｌ（以下、「insol.Ａｌ」と略記する。）、酸可溶性Ａｌ（以下、「sol.Ａｌ」と略記する。）、酸不溶性Ｍｇ（以下、「insol.Ｍｇ」と略記する。）および酸可溶性Ｍｇ（以下、「sol.Ｍｇ」と略記する。）の各含有量を適正範囲に制御すると、微細なＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物の上に微細ＭｎＳを析出させてなる微細な複合介在物を鋼中に微細かつ多量に分散して析出させることができ、オーステナイト変態した直後の旧オーステナイト初期粒径の微細化効果を発現するので、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制できることが分かった。
本発明は、このような知見に基づいて完成したものであり、その要旨は、下記の(1)〜(5)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材にある。
(1) 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０００１〜０．４％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００６％以下、
insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
insol.Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
sol.Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材であって、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる、粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在することを特徴とする、溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材。
Ｃ：０．０２〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０００１〜０．４％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００６％以下、
insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
insol.Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
sol.Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材であって、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる、粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在することを特徴とする、溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材。
(2) さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂ：０．０００５％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂ：０．０００５％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
(3) さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．００５％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、上記(1)または(2)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．００５％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、上記(1)または(2)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
(4) さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０２％以下
のうちの１種または２種含有することを特徴とする、上記(1)〜(3)のいずれかの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０２％以下
のうちの１種または２種含有することを特徴とする、上記(1)〜(3)のいずれかの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
(5) さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．５％以下
を含有することを特徴とする、上記(1)〜(4)のいずれかの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
Ｓｎ：０．５％以下
を含有することを特徴とする、上記(1)〜(4)のいずれかの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
本発明によれば、溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材を提供することができる。特に、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することができ、もって優れた溶接熱影響部靭性を有する鋼材を提供することができる。
１．本発明に係る鋼材の化学組成について
以下、本発明に係る鋼材の化学組成について説明する。なお、含有量に関する「％」は、質量％を意味する。
以下、本発明に係る鋼材の化学組成について説明する。なお、含有量に関する「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．０２〜０．２５％
Ｃは母材及び溶接部の強度および靱性を確保するのに有効な元素であるが、その含有量が０．０２％未満ではその効果が得られない。しかし、０．２５％を超えると溶接性を劣化させる。したがって、Ｃの含有量は０．０５〜０．２５％とする。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０４％であり、そして、好ましい上限は０．１８％である。
Ｃは母材及び溶接部の強度および靱性を確保するのに有効な元素であるが、その含有量が０．０２％未満ではその効果が得られない。しかし、０．２５％を超えると溶接性を劣化させる。したがって、Ｃの含有量は０．０５〜０．２５％とする。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０４％であり、そして、好ましい上限は０．１８％である。
Ｓｉ：０．０００１〜０．４％
Ｓｉは、脱酸のために鋼に含有される。この効果を得るために、Ｓｉを０．０００１％以上含有させる必要がある。しかし、多すぎると溶接性および溶接熱影響部靱性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は０．０００１〜０．４％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、そして、好ましい上限は０．２％である。
Ｓｉは、脱酸のために鋼に含有される。この効果を得るために、Ｓｉを０．０００１％以上含有させる必要がある。しかし、多すぎると溶接性および溶接熱影響部靱性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は０．０００１〜０．４％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、そして、好ましい上限は０．２％である。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは母材および溶接部の強度および靱性の確保に不可欠であり、０．５％以上必要とする。しかし、Ｍｎが多すぎると溶接熱影響部靱性の劣化およびスラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｎの含有量は０．５〜２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０％であり、そして、好ましい上限は１．５％である。
Ｍｎは母材および溶接部の強度および靱性の確保に不可欠であり、０．５％以上必要とする。しかし、Ｍｎが多すぎると溶接熱影響部靱性の劣化およびスラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｎの含有量は０．５〜２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０％であり、そして、好ましい上限は１．５％である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは不可避的に鋼材中に含まれる不純物元素である。Ｐを低減すると、スラブの中心偏析の軽減を通じて母材および溶接熱影響部の機械的性質を改善し、さらには、溶接熱影響部の粒界破壊を抑制する。このため、Ｐは少ないほど望ましいが、経済性を考慮してＰの含有量は０．０３％以下とする。
Ｐは不可避的に鋼材中に含まれる不純物元素である。Ｐを低減すると、スラブの中心偏析の軽減を通じて母材および溶接熱影響部の機械的性質を改善し、さらには、溶接熱影響部の粒界破壊を抑制する。このため、Ｐは少ないほど望ましいが、経済性を考慮してＰの含有量は０．０３％以下とする。
Ｓ：０．００１〜０．０５０％
Ｓは、本発明において重要な元素である。粒内フェライト変態核として、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物の上に、ＭｎＳを複合析出してなる複合介在物を分散・生成させるために、０．００１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｓが０．０５０％を超えると母材及び溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｓの含有量は０．００１〜０．０５０％とする。
Ｓは、本発明において重要な元素である。粒内フェライト変態核として、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物の上に、ＭｎＳを複合析出してなる複合介在物を分散・生成させるために、０．００１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｓが０．０５０％を超えると母材及び溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｓの含有量は０．００１〜０．０５０％とする。
Ｏ：０．００１〜０．００５％
Ｏ（酸素）は、ピンニング粒子である上記複合介在物の個数を制御する上で重要である。Ｏが０．００１％未満の場合、上記複合介在物の個数が不足し、溶接熱影響部靱性が劣化する。一方、Ｏが０．００５％を超える場合、鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化する。したがって、Ｏの含有量は０．００１〜０．００５％とする。
Ｏ（酸素）は、ピンニング粒子である上記複合介在物の個数を制御する上で重要である。Ｏが０．００１％未満の場合、上記複合介在物の個数が不足し、溶接熱影響部靱性が劣化する。一方、Ｏが０．００５％を超える場合、鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化する。したがって、Ｏの含有量は０．００１〜０．００５％とする。
Ｎ：０．００６％以下、
Ｎは不可避的不純物として存在する。母材靭性の低下、溶接時に希釈による溶接金属中への混入から溶接金属の靭性低下を招くため、Ｎの含有量の上限を０．００６％とする。
Ｎは不可避的不純物として存在する。母材靭性の低下、溶接時に希釈による溶接金属中への混入から溶接金属の靭性低下を招くため、Ｎの含有量の上限を０．００６％とする。
insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％
insol.Ａｌは、旧オーステナイト粒成長のピンニング粒子である上記複合介在物の個数を１×１０６個／ｍｍ３以上存在するように制御する上で重要である。insol.Ａｌが０．０００１％未満の場合、上記複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満になってしまい、旧オーステナイト粒が十分に細粒化されず、良好な溶接熱影響部靱性が得られない。また、insol.Ａｌが０．００５％を超えて、上記複合介在物の個数が多く生成しすぎると、一旦生成した複合介在物が凝集して粗大な複合介在物になりやすくなる。その結果、粒径０．６μｍ未満の複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満となりやすく、この場合、旧オーステナイト粒界の移動を十分にピンニングすることはできない。また、粗大な複合介在物が形成されると、それに起因した溶接熱影響部靱性の劣化が起こる。したがって、insol.Ａｌの含有量は０．０００１〜０．００５％とする。
insol.Ａｌは、旧オーステナイト粒成長のピンニング粒子である上記複合介在物の個数を１×１０６個／ｍｍ３以上存在するように制御する上で重要である。insol.Ａｌが０．０００１％未満の場合、上記複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満になってしまい、旧オーステナイト粒が十分に細粒化されず、良好な溶接熱影響部靱性が得られない。また、insol.Ａｌが０．００５％を超えて、上記複合介在物の個数が多く生成しすぎると、一旦生成した複合介在物が凝集して粗大な複合介在物になりやすくなる。その結果、粒径０．６μｍ未満の複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満となりやすく、この場合、旧オーステナイト粒界の移動を十分にピンニングすることはできない。また、粗大な複合介在物が形成されると、それに起因した溶接熱影響部靱性の劣化が起こる。したがって、insol.Ａｌの含有量は０．０００１〜０．００５％とする。
次に、sol.Ａｌは上記の微細な複合介在物を分散させる上で、マイナスに働く。sol.Ａｌの含有量が増加して０．０００５％を超えると、鋼中のＡｌの総量が増加すると、上記複合介在物が粗大化してしまい、旧オーステナイト粒が十分に細粒化されず、良好な溶接熱影響部靱性が得られない。したがって、sol.Ａｌの含有量の上限は０．０００５％とする。ただし、sol.Ａｌの含有量が０．０００１％未満では十分な脱酸効果が得られないので、その下限を０．０００１％とする。
insol.Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、sol.Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％
insol.Ｍｇは、旧オーステナイト粒成長のピンニング粒子である上記複合介在物の個数を１×１０６個／ｍｍ３以上存在するように制御する上で重要である。insol.Ｍｇが０．０００１％未満の場合、上記複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満になってしまい、旧オーステナイト粒が十分に細粒化されず、良好な溶接熱影響部靱性が得られない。また、insol.Ｍｇが０．００５％を超えて、上記複合介在物の個数が多く生成しすぎると、一旦生成した複合介在物が凝集して粗大な複合介在物になりやすくなる。その結果、粒径０．６μｍ未満の複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満となりやすく、この場合、旧オーステナイト粒界の移動を十分にピンニングすることはできない。また、粗大な複合介在物が形成されると、それに起因した溶接熱影響部靱性の劣化が起こる。したがって、insol.Ｍｇの含有量は０．０００１〜０．００５％とする。
insol.Ｍｇは、旧オーステナイト粒成長のピンニング粒子である上記複合介在物の個数を１×１０６個／ｍｍ３以上存在するように制御する上で重要である。insol.Ｍｇが０．０００１％未満の場合、上記複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満になってしまい、旧オーステナイト粒が十分に細粒化されず、良好な溶接熱影響部靱性が得られない。また、insol.Ｍｇが０．００５％を超えて、上記複合介在物の個数が多く生成しすぎると、一旦生成した複合介在物が凝集して粗大な複合介在物になりやすくなる。その結果、粒径０．６μｍ未満の複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満となりやすく、この場合、旧オーステナイト粒界の移動を十分にピンニングすることはできない。また、粗大な複合介在物が形成されると、それに起因した溶接熱影響部靱性の劣化が起こる。したがって、insol.Ｍｇの含有量は０．０００１〜０．００５％とする。
次に、sol.Ｍｇは上記の微細な複合介在物を分散させる上で、マイナスに働く。sol.Ｍｇの含有量が０．０００５％を超えて、鋼中のＭｇの総量が増加すると、上記複合介在物が粗大化してしまい、旧オーステナイト粒が十分に細粒化されず、良好な溶接熱影響部靱性が得られない。したがって、sol.Ｍｇの含有量の上限は０．０００５％とする。ただし、sol. Ｍｇの含有量が０．０００１％未満では上記の微細な複合介在物を分散させるのに必要なinsol. Ｍｇを確保できないので、その下限を０．０００１％とする。
本発明に係る鋼材は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分を意味する。
本発明に係る鋼材には、必要に応じて、次の第１群から第４群のうちの少なくとも１群の中から選んだ１種または２種以上の元素を含有させることができる。
(1) 第１群：Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢのうちの１種または２種以上、
(2) 第２群：ＣａおよびＲＥＭのうちの１種または２種、
(3) 第３群：ＮｂおよびＴｉのうちの１種または２種。
(4) 第４群：Ｓｎ
(1) 第１群：Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢのうちの１種または２種以上、
(2) 第２群：ＣａおよびＲＥＭのうちの１種または２種、
(3) 第３群：ＮｂおよびＴｉのうちの１種または２種。
(4) 第４群：Ｓｎ
(1) 第１群：Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢのうちの１種または２種以上
第１群の元素であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢは、強度または靱性を向上させる作用を有するので、必要に応じて、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。以下、第１群の元素について詳しく説明する。
第１群の元素であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢは、強度または靱性を向上させる作用を有するので、必要に応じて、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。以下、第１群の元素について詳しく説明する。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕを含有させると、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を向上させることができる。しかし、その含有量が１．０％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｃｕの含有量は１．０％以下とする。なお、Ｃｕによる効果を得たい場合には、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｃｕを含有させると、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を向上させることができる。しかし、その含有量が１．０％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｃｕの含有量は１．０％以下とする。なお、Ｃｕによる効果を得たい場合には、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を確保するために有効な元素である。しかし、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｎｉの含有量は１．０％以下とする。なお、Ｎｉによる効果を得たい場合には、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｎｉは、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を確保するために有効な元素である。しかし、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｎｉの含有量は１．０％以下とする。なお、Ｎｉによる効果を得たい場合には、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を確保するために有効な元素である。しかし、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｃｒの含有量は０．５％以下とする。なお、Ｃｒによる効果を得たい場合には、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｃｒは、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を確保するために有効な元素である。しかし、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｃｒの含有量は０．５％以下とする。なお、Ｃｒによる効果を得たい場合には、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を確保するために有効な元素である。しかし、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｍｏの含有量は０．５％以下とする。なお、Ｍｏによる効果を得たい場合には、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｍｏは、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を確保するために有効な元素である。しかし、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｍｏの含有量は０．５％以下とする。なお、Ｍｏによる効果を得たい場合には、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、母材の靱性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｖの含有量が０．２％を超えると、逆に母材の靭性を低下させる。したがって、Ｖの含有量は０．２％以下とする。なお、Ｖによる効果を得たい場合には、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｖは、母材の靱性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｖの含有量が０．２％を超えると、逆に母材の靭性を低下させる。したがって、Ｖの含有量は０．２％以下とする。なお、Ｖによる効果を得たい場合には、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。
Ｂ：０．０００５％以下
Ｂは、焼入れ性を高めて母材や溶接熱影響部の機械的性質を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｂの含有量が０．０００５％を超えると、逆に溶接熱影響部靱性や溶接性を低下させる。したがって、Ｂの含有量は０．０００５％以下とする。なお、Ｂによる効果を得たい場合には、Ｂを０．０００１％以上含有させることが好ましい。
Ｂは、焼入れ性を高めて母材や溶接熱影響部の機械的性質を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｂの含有量が０．０００５％を超えると、逆に溶接熱影響部靱性や溶接性を低下させる。したがって、Ｂの含有量は０．０００５％以下とする。なお、Ｂによる効果を得たい場合には、Ｂを０．０００１％以上含有させることが好ましい。
(2) 第２群：ＣａおよびＲＥＭのうちの１種または２種
第２群の元素であるＣａおよびＲＥＭはいずれも硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保する作用を有するので、必要に応じて、ＣａおよびＲＥＭのうちのいずれかまたは両方を含有させることができる。以下、第２群の元素について詳しく説明する。
第２群の元素であるＣａおよびＲＥＭはいずれも硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保する作用を有するので、必要に応じて、ＣａおよびＲＥＭのうちのいずれかまたは両方を含有させることができる。以下、第２群の元素について詳しく説明する。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効である。一方、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｃａによる効果を得たい場合には、Ｃａの含有量を０．０００５％以上とするのが好ましい。
Ｃａは、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効である。一方、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｃａによる効果を得たい場合には、Ｃａの含有量を０．０００５％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭ：０．００５％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効である。一方、ＲＥＭの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下とする。なお、ＲＥＭによる効果を得たい場合には、ＲＥＭの含有量を０．０００５％以上とするのが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。ＲＥＭの混合体であるミッシュメタルを添加することでＲＥＭを含有させてもよい。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効である。一方、ＲＥＭの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下とする。なお、ＲＥＭによる効果を得たい場合には、ＲＥＭの含有量を０．０００５％以上とするのが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。ＲＥＭの混合体であるミッシュメタルを添加することでＲＥＭを含有させてもよい。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
(3) 第３群：ＮｂおよびＴｉのうちの１種または２種
第３群の元素であるＮｂおよびＴｉは、ピン止め効果により旧オーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有するので、必要に応じて、含有させることができる。以下、詳しく説明する。
第３群の元素であるＮｂおよびＴｉは、ピン止め効果により旧オーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有するので、必要に応じて、含有させることができる。以下、詳しく説明する。
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、ピン止め効果により旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材組織の微細化を図るために有効な元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、溶接熱影響部靱性が悪化するので、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。０．０４％以下とするのが好ましい。なお、Ｎｂによる効果を得たい場合には、Ｎｂの含有量を０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｎｂは、ピン止め効果により旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材組織の微細化を図るために有効な元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、溶接熱影響部靱性が悪化するので、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。０．０４％以下とするのが好ましい。なお、Ｎｂによる効果を得たい場合には、Ｎｂの含有量を０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。
Ｔｉ：０．０２％以下
Ｔｉは、窒化物を生成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減するとともに析出したＴｉＮは作用を有する。しかしながら、この含有量が０．０２％を超えると、上記複合介在物の生成に必要なＯ量の低減を招くため、ピン止め効果が低減し溶接熱影響部靭性が悪化するので、Ｔｉ含有量は０．０２％以下とする。なお、Ｔｉによる効果を得たい場合には、Ｔｉの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｔｉは、窒化物を生成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減するとともに析出したＴｉＮは作用を有する。しかしながら、この含有量が０．０２％を超えると、上記複合介在物の生成に必要なＯ量の低減を招くため、ピン止め効果が低減し溶接熱影響部靭性が悪化するので、Ｔｉ含有量は０．０２％以下とする。なお、Ｔｉによる効果を得たい場合には、Ｔｉの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
(4) 第４群：Ｓｎ
第４群の元素であるＳｎは耐食性を改善する作用を有するので、必要に応じて、含有させることができる。以下、詳しく説明する。
第４群の元素であるＳｎは耐食性を改善する作用を有するので、必要に応じて、含有させることができる。以下、詳しく説明する。
Ｓｎ：０．５％以下
Ｓｎは耐食性を改善するために有効である。一方、Ｓｎの含有量が０．５％を超えると、母材および熱影響部靭性が低下するので、Ｓｎの含有量は０．５％以下とする。Ｓｎの好ましい含有量は０．４％以下である。なお、Ｓｎの効果を得たい場合には、Ｓｎの含有量を０．００２％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。
Ｓｎは耐食性を改善するために有効である。一方、Ｓｎの含有量が０．５％を超えると、母材および熱影響部靭性が低下するので、Ｓｎの含有量は０．５％以下とする。Ｓｎの好ましい含有量は０．４％以下である。なお、Ｓｎの効果を得たい場合には、Ｓｎの含有量を０．００２％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。
２．本発明に係る複合介在物について
本発明においては、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる、粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在することが必要である。以下、その理由を詳述する。
本発明においては、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる、粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在することが必要である。以下、その理由を詳述する。
１４００℃以上の高温でも熱的に安定である（ＭｎＳ＋Ｍｎ、Ｍｇ系スピネル）複合介在物、具体的には、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる複合介在物を鋼中に分散させると、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接により鋼材温度が上昇しても、消失することはない。ここで、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる複合介在物とは、スピネル構造のマンガンスピネルＭｎＡｌ２Ｏ４のＭｎの一部がＭｇで置換した酸化物と、Ｍｎ：Ｓが１：１のＮａＣｌ構造のＭｎＳからなる複合介在物をいう。
このような複合介在物が存在すると、旧オーステナイト粒界の移動をピンニングするので、溶接熱影響部靱性の向上を図ることができる。しかし、この複合介在物は微細かつ多量に分散・生成させることによってはじめて十分なピンニング効果が得られる。具体的には、粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼中に１×１０６個／ｍｍ３以上で存在する必要がある。粒径が０．６μｍ以上の複合介在物では旧オーステナイト粒界の移動を十分にピンニングすることはできないおそれがあるからであり、そして、粒径０．６μｍ以上の複合介在物が存在してもその個数が鋼中に１×１０６個／ｍｍ３未満ではやはり十分なピンニング効果を得ることができず、溶接熱影響部の粒界が大きくなり靭性が低下してしまうからである。ここで、粒径はいわゆる円相当粒径であり、複合介在物を円に換算した場合の円の粒径をいう。
複合介在物の粒径の下限は特に規定するものではないが、ピンニングの効果を十分に得たい場合には、その粒径を０．０１μｍ以上とするのが好ましい。また、複合介在物の数が多いほどピンニング効果は大きくなるので上限は規定しない。しかし、鋼中に存在するＭｇ、Ｍｎ、ＡｌおよびＳの含有量から計算すると、この複合介在物の個数は１×１０８個／ｍｍ３が上限となる。なお、複合介在物は、粒径０．６μｍ未満のものが鋼中に１×１０６個／ｍｍ３以上で存在していればよく、この複合介在物の粒径が０．６μｍ以上のものが存在しても構わない。ただし、粒径が大きな複合介在物が多く存在すると０．６μｍ未満の複合介在物を１×１０６個／ｍｍ３以上確保し難くなる。
表１に示す４４種類の化学組成を有する試験鋼から連続鋳造法によりスラブを作製し、このスラブを複数枚重ねることにより脱水素を行った。その後、加熱炉に装入して１１５０〜１２００℃まで加熱した後、スラブを加熱炉から取り出し、生成したスケールに高圧水をかけて完全に除去し、続けてスラブを１パスあたり５％以上の圧下量で圧延して厚さ５５ｍｍの鋼材とした。圧延後の鋼材の温度が８００〜９００℃程度に低下した後、続いて５℃/秒以上の冷却温度で４００〜５００℃まで水冷した。このような工程を経て得た鋼材から機械加工により板両面を５ｍｍずつ切削して、厚さ５５ｍｍの平滑な鋼板とした。
このようにして得た各鋼材について、側面の一方を１０°に加工し、２枚の鋼板を突き合わせることにより、２０°Ｖ開先としてエレクトロスラグ溶接を実施した。溶接入熱は３００ｋＪ／ｃｍ、ワイヤはＤＷＳ−１ＬＧ、電流４００Ａ、電圧４２Ｖ、溶接速度は３．４ｃｍ／ｍｉｎとした。
溶接後に、鋼材母材から電解抽出により、母材を０．５ｇ溶かし、ピンニング粒子がフィルター上に乗った試料を作製し、これを１００００倍以上の倍率で２５０μｍ２の面積にわたって走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することによって、ピンニング粒子である複合介在物のサイズと個数をカウントし、その存在密度を求めた。また、電解抽出時に鋼材母材の溶けた量から、ＳＥＭ観察で求めた存在密度を鋼材母材中での存在密度に換算し直した。なお、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる複合介在物の同定は、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析により行った。このようにして求めた鋼材母材中での複合介在物の存在密度（換算値）を表２に示した。
また、溶接後に、溶接熱影響部にJIS４号に基づいてノッチを形成した試験片を作製し、JISZ2242金属シャルピー衝撃試験方法に基づいて試験を行うことによって、靱性を調査した。その結果は、表２のシャルピー衝撃値(vE-30)で示したとおりである。
表２より、本発明に係る化学組成の範囲内にある本発明鋼（鋼No.１〜２７）は、いずれも粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在しており、シャルピー衝撃値(vE-30)はいずれも高いので、優れた溶接熱影響部靭性を示すことが分かる。
これに対して、本発明に係る化学組成の範囲外にある比較鋼（鋼No.２８〜４４）は、いずれも粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３未満であり、シャルピー衝撃値(vE-30)はいずれも低く、溶接熱影響部靱性が劣ることが分かる。
本発明によれば、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することができ、もって優れた溶接熱影響部靭性を有する鋼材を提供することができる。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０００１〜０．４％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００６％以下、
insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
insol.Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
sol.Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材であって、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる、粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在することを特徴とする、溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材。 - さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂ：０．０００５％以下
のうちの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の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。 - さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．００５％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。 - さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０２％以下
のうちの１種または２種以含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。 - さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．５％以下
を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012181322A JP5880348B2 (ja) | 2012-05-28 | 2012-08-20 | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012121084 | 2012-05-28 | ||
| JP2012121084 | 2012-05-28 | ||
| JP2012181322A JP5880348B2 (ja) | 2012-05-28 | 2012-08-20 | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2014005527A JP2014005527A (ja) | 2014-01-16 |
| JP5880348B2 true JP5880348B2 (ja) | 2016-03-09 |
Family
ID=50103511
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012181322A Active JP5880348B2 (ja) | 2012-05-28 | 2012-08-20 | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5880348B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6187270B2 (ja) * | 2014-01-15 | 2017-08-30 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05255801A (ja) * | 1992-02-26 | 1993-10-05 | Nippon Steel Corp | 微小粒子が分散した鋼 |
| JP3752075B2 (ja) * | 1998-04-01 | 2006-03-08 | 新日本製鐵株式会社 | 超大入熱溶接用高張力鋼 |
| JP5050692B2 (ja) * | 2007-07-10 | 2012-10-17 | 住友金属工業株式会社 | 高い清浄性を有する低Ａｌ含有鋼およびその製造方法 |
| JP5708349B2 (ja) * | 2010-08-03 | 2015-04-30 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材 |
-
2012
- 2012-08-20 JP JP2012181322A patent/JP5880348B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2014005527A (ja) | 2014-01-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6226542B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 | |
| JP2009138255A (ja) | 大入熱溶接時の熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板 | |
| WO2012108517A1 (ja) | クリープ特性に優れた溶接金属 | |
| JP4969275B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板 | |
| JP4356949B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP5394785B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 | |
| KR20190037303A (ko) | 대입열 용접용 강재 | |
| TWI589708B (zh) | 高熱輸入熔接用鋼材 | |
| KR101422353B1 (ko) | 용접 열영향부의 인성이 우수한 후강판 | |
| KR100997341B1 (ko) | 대입열 용접에 있어서의 용접 열영향부의 인성이 우수한강판 | |
| JP2011074447A (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼 | |
| JP5394849B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| KR102458203B1 (ko) | 오스테나이트계 스테인리스강 | |
| JP4041447B2 (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP5435837B2 (ja) | 高張力厚鋼板の溶接継手 | |
| JP6187270B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 | |
| JP6665658B2 (ja) | 高強度厚鋼板 | |
| JP4276576B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| KR101659245B1 (ko) | 용접 열 영향부의 인성이 우수한 후강판 | |
| JP4901262B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP2017053028A (ja) | フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP5880348B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 | |
| JP6481270B2 (ja) | 高強度低比重鋼板の抵抗スポット溶接方法及び溶接継手 | |
| KR20180098394A (ko) | 대입열 용접용 강재 | |
| JP5888119B2 (ja) | Ｈａｚ靱性に優れた厚鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20140811 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150623 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20150804 |
|
| 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: 20160105 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160118 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5880348 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| 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 |