JPH0543977A - 溶接用低温高靱性鋼の製造方法 - Google Patents
溶接用低温高靱性鋼の製造方法Info
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- JPH0543977A JPH0543977A JP3228654A JP22865491A JPH0543977A JP H0543977 A JPH0543977 A JP H0543977A JP 3228654 A JP3228654 A JP 3228654A JP 22865491 A JP22865491 A JP 22865491A JP H0543977 A JPH0543977 A JP H0543977A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は粒内フェライト粒としてのＴｉ酸化
物を均一多量分散することによりＨＡＺ組織を微細化し
てすぐれたＨＡＺ靱性を有する鋼の製造方法を提供す
る。 【構成】 適切な成分範囲の鋼において、溶鋼中の酸素
量を限定した上で、ＴｉとＭｇを溶鋼中に複合添加する
ことにより凝固後の鋼材中にＴｉを含有する微細な酸化
物を均一多量に分散させることができる。その結果、溶
接熱影響部の組織が微細化し、大入熱溶接条件も含めて
鋼材のＨＡＺ靱性が向上する。
物を均一多量分散することによりＨＡＺ組織を微細化し
てすぐれたＨＡＺ靱性を有する鋼の製造方法を提供す
る。 【構成】 適切な成分範囲の鋼において、溶鋼中の酸素
量を限定した上で、ＴｉとＭｇを溶鋼中に複合添加する
ことにより凝固後の鋼材中にＴｉを含有する微細な酸化
物を均一多量に分散させることができる。その結果、溶
接熱影響部の組織が微細化し、大入熱溶接条件も含めて
鋼材のＨＡＺ靱性が向上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接入熱が２００ｋＪ／
ｃｍ程度の大入熱溶接に至る広範な入熱の溶接において
も良好な溶接熱影響部の低温靱性を有する溶接用低温高
靱性鋼の製造方法にかかわるものである。
ｃｍ程度の大入熱溶接に至る広範な入熱の溶接において
も良好な溶接熱影響部の低温靱性を有する溶接用低温高
靱性鋼の製造方法にかかわるものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、船舶等、大型構造物
の材質に対する要求は安全性確保の点から厳しさを増し
ている。特に母材に比べて材質が劣化する傾向にある溶
接熱影響部の低温靱性の向上が望まれている。一般に鋼
材をサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接など
の溶接入熱の大きい自動溶接を行うと、溶接熱影響部
（以下、ＨＡＺと称する）のオーステナイト結晶粒の粗
大化が行われることによりＨＡＺの組織が粗くなり、Ｈ
ＡＺ靱性が著しく低下する。ＨＡＺ靱性向上のためには
ＨＡＺ、特に高温にさらされる融合部（フュージョンラ
イン、以下ＦＬと称する）近傍のＨＡＺ組織を微細化す
る必要がある。従来、以下に示すような種々のＨＡＺ組
織微細化方法が提案さている。例えば、昭和５４年６月
発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２３２頁において
は、ＴｉＮを微細析出させることによりＨＡＺのオース
テナイト粒を微細化して、５０ｋｇｆ／ｍｍ2級高張力
鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改善する技術が開示さ
れているが、ＴｉＮはＦＬ直近では溶接時に大部分が溶
解し、オーステナイトの粗粒化と固溶Ｎの増加とにより
ＨＡＺ靱性の劣化が避けられないという欠点が存在す
る。ごく最近では、例えば特開昭６１−１１７２１３号
公報に見られるようにオーステナイトの細粒化によらず
に粒内フェライトを生成させることによりＨＡＺ組織の
微細化を図る技術が開発されている。特に粒内フェライ
トの生成核としてＴｉ酸化物が有効であり、Ｔｉ酸化物
は高温にさらされても溶解することがなく、ＦＬ直近で
も粒内フェライトの核として働き、組織微細化が可能
で、ＴｉＮ等を利用した鋼に比較してＦＬ近傍のＨＡＺ
靱性の著しい改善が可能であることが例えば特開昭６１
−１１７２４５号公報に示されている。
の材質に対する要求は安全性確保の点から厳しさを増し
ている。特に母材に比べて材質が劣化する傾向にある溶
接熱影響部の低温靱性の向上が望まれている。一般に鋼
材をサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接など
の溶接入熱の大きい自動溶接を行うと、溶接熱影響部
（以下、ＨＡＺと称する）のオーステナイト結晶粒の粗
大化が行われることによりＨＡＺの組織が粗くなり、Ｈ
ＡＺ靱性が著しく低下する。ＨＡＺ靱性向上のためには
ＨＡＺ、特に高温にさらされる融合部（フュージョンラ
イン、以下ＦＬと称する）近傍のＨＡＺ組織を微細化す
る必要がある。従来、以下に示すような種々のＨＡＺ組
織微細化方法が提案さている。例えば、昭和５４年６月
発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２３２頁において
は、ＴｉＮを微細析出させることによりＨＡＺのオース
テナイト粒を微細化して、５０ｋｇｆ／ｍｍ2級高張力
鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改善する技術が開示さ
れているが、ＴｉＮはＦＬ直近では溶接時に大部分が溶
解し、オーステナイトの粗粒化と固溶Ｎの増加とにより
ＨＡＺ靱性の劣化が避けられないという欠点が存在す
る。ごく最近では、例えば特開昭６１−１１７２１３号
公報に見られるようにオーステナイトの細粒化によらず
に粒内フェライトを生成させることによりＨＡＺ組織の
微細化を図る技術が開発されている。特に粒内フェライ
トの生成核としてＴｉ酸化物が有効であり、Ｔｉ酸化物
は高温にさらされても溶解することがなく、ＦＬ直近で
も粒内フェライトの核として働き、組織微細化が可能
で、ＴｉＮ等を利用した鋼に比較してＦＬ近傍のＨＡＺ
靱性の著しい改善が可能であることが例えば特開昭６１
−１１７２４５号公報に示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｔｉ酸化物を粒内フェ
ライト変態核とした場合はＴｉＮや他の複合炭窒化物等
を核とした場合に比べて高温安定性には優れているが、
酸化物であるため、凝固時にその分散状態が決定される
ため、炭窒化物に比べて分散状態の制御が困難であり、
またＴｉ酸化物の個数自体も現状の製鋼、凝固法におい
てはＴｉＮなどと比べて少ない。さらに、粗大なＴｉ酸
化物ができやすく、その場合には酸化物自身が脆性破壊
の起点となってＨＡＺ靱性劣化を招く。従って、酸化物
を用いた鋼材で安定したＨＡＺ靱性を確保し、一層のＨ
ＡＺ靱性向上を図るためには粒内フェライトの核となり
得る酸化物を微細、多量且つ均一に分布できる手法が必
要となる。
ライト変態核とした場合はＴｉＮや他の複合炭窒化物等
を核とした場合に比べて高温安定性には優れているが、
酸化物であるため、凝固時にその分散状態が決定される
ため、炭窒化物に比べて分散状態の制御が困難であり、
またＴｉ酸化物の個数自体も現状の製鋼、凝固法におい
てはＴｉＮなどと比べて少ない。さらに、粗大なＴｉ酸
化物ができやすく、その場合には酸化物自身が脆性破壊
の起点となってＨＡＺ靱性劣化を招く。従って、酸化物
を用いた鋼材で安定したＨＡＺ靱性を確保し、一層のＨ
ＡＺ靱性向上を図るためには粒内フェライトの核となり
得る酸化物を微細、多量且つ均一に分布できる手法が必
要となる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は鋼中に安定して
微細分散し、且つ粒内フェライトの生成核となる酸化物
の検討を種々行った結果、発明に至ったものであり、そ
の要旨とするところは、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．
１８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０
％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００６％以
下、Ａｌ：０．００６％以下を基本成分として、必要に
応じてさらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以
下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：
０．０５％以下、Ｃｕ：１．５％以下の１種または２種
以上を含有し、不純物としてＰ：０．０１５％以下、残
部はＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼中のＯ量を０．
００２０〜０．０１５％とし、ＴｉとＭｇをＴｉ：０．
００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１％
の範囲で溶鋼中に添加後、凝固させることを特徴とする
溶接用低温高靱性鋼の製造方法にある。
微細分散し、且つ粒内フェライトの生成核となる酸化物
の検討を種々行った結果、発明に至ったものであり、そ
の要旨とするところは、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．
１８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０
％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００６％以
下、Ａｌ：０．００６％以下を基本成分として、必要に
応じてさらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以
下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：
０．０５％以下、Ｃｕ：１．５％以下の１種または２種
以上を含有し、不純物としてＰ：０．０１５％以下、残
部はＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼中のＯ量を０．
００２０〜０．０１５％とし、ＴｉとＭｇをＴｉ：０．
００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１％
の範囲で溶鋼中に添加後、凝固させることを特徴とする
溶接用低温高靱性鋼の製造方法にある。
【０００５】
【作用】本発明はＦＬ直近の高温にさらされるＨＡＺに
おいても安定に存在し得る酸化物の内で、粒内フェライ
トの生成核として有効に働き、且つ従来のＴｉ酸化物を
利用した鋼以上に鋼中に安定して多量に均一微細分散
し、ＨＡＺ靱性を著しく改善することができる酸化物を
含む鋼について種々検討した結果、発明に至ったもので
ある。即ち、Ａｌのような強脱酸元素を実質的に添加せ
ずにＴｉを溶鋼中に添加し凝固させることによりＴｉを
含有する酸化物が鋼材中に微細に分散し、ＨＡＺ靱性が
向上するが、さらにＭｇを溶鋼中に添加することにより
Ｔｉを単独に添加する場合以上にＴｉを含有する酸化物
が多量かつ微細分散し、これにより粒内フェライトの多
量の生成核が確保され、ＨＡＺ靱性がいっそう向上す
る。
おいても安定に存在し得る酸化物の内で、粒内フェライ
トの生成核として有効に働き、且つ従来のＴｉ酸化物を
利用した鋼以上に鋼中に安定して多量に均一微細分散
し、ＨＡＺ靱性を著しく改善することができる酸化物を
含む鋼について種々検討した結果、発明に至ったもので
ある。即ち、Ａｌのような強脱酸元素を実質的に添加せ
ずにＴｉを溶鋼中に添加し凝固させることによりＴｉを
含有する酸化物が鋼材中に微細に分散し、ＨＡＺ靱性が
向上するが、さらにＭｇを溶鋼中に添加することにより
Ｔｉを単独に添加する場合以上にＴｉを含有する酸化物
が多量かつ微細分散し、これにより粒内フェライトの多
量の生成核が確保され、ＨＡＺ靱性がいっそう向上す
る。
【０００６】図１、図２はＣ：約０．０６％、Ｓｉ：約
０．０５〜０．２％、Ｍｎ：約１．４％、Ｎｉ：約０．
３％、Ｃｕ：約０．３％、Ｎｂ：約０．０１５％、Ｐ：
約０．００５％、Ｓ：約０．００３０％、Ｎ：約０．０
０５％程度の化学成分を有する鋼を真空溶解炉で溶製
し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇの添加前の溶鋼中酸素量を約０．
００４％とした上で、溶鋼中にそれぞれ、Ａｌ：０．０
４％及びＴｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０１５％のみ、Ｔｉ：０．００５〜０．０
１５％及びＭｇ：０．００２０〜０．０１０％を添加し
て凝固させた鋼の溶接再現熱サイクル靱性とＴｉを含有
する酸化物の個数との関係を調べた結果である。いずれ
もＡｌ，Ｔｉ，Ｍｇ等を添加後、鋳型に鋳込み、重量２
５ｋｇｆのインゴットとしたものを、板厚１３ｍｍに熱
間圧延して素材とした。素材より採取した試験片にＦＬ
近傍のＨＡＺの受ける熱履歴をシミュレートした溶接再
現熱サイクルを加えた。溶接再現熱サイクル条件は加熱
温度１４００℃、保持時間１秒で、８００〜５００℃ま
での冷却時間（Δ8/5）がサブマージアーク（ＳＡＷ）
溶接の中入熱溶接に相当する４０秒と大入熱溶接に相当
する１６１秒の２種類とした。溶接再現熱サイクル靱性
（シャルピー試験における５０％破面遷移温度：ｖＴｒ
ｓ）はいずれの冷却条件においても抽出レプリカの透過
型電子顕微鏡観察により求めた粒子径が０．１μｍ〜２
μｍの微細なＴｉを含有する酸化物個数と良好な相関を
示し、ＴｉとＭｇを複合添加した鋼はＴｉを含有する微
細な酸化物個数がＡｌ添加鋼はもちろん、Ｔｉを単独添
加した鋼より多く、その分靱性が向上する。
０．０５〜０．２％、Ｍｎ：約１．４％、Ｎｉ：約０．
３％、Ｃｕ：約０．３％、Ｎｂ：約０．０１５％、Ｐ：
約０．００５％、Ｓ：約０．００３０％、Ｎ：約０．０
０５％程度の化学成分を有する鋼を真空溶解炉で溶製
し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇの添加前の溶鋼中酸素量を約０．
００４％とした上で、溶鋼中にそれぞれ、Ａｌ：０．０
４％及びＴｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０１５％のみ、Ｔｉ：０．００５〜０．０
１５％及びＭｇ：０．００２０〜０．０１０％を添加し
て凝固させた鋼の溶接再現熱サイクル靱性とＴｉを含有
する酸化物の個数との関係を調べた結果である。いずれ
もＡｌ，Ｔｉ，Ｍｇ等を添加後、鋳型に鋳込み、重量２
５ｋｇｆのインゴットとしたものを、板厚１３ｍｍに熱
間圧延して素材とした。素材より採取した試験片にＦＬ
近傍のＨＡＺの受ける熱履歴をシミュレートした溶接再
現熱サイクルを加えた。溶接再現熱サイクル条件は加熱
温度１４００℃、保持時間１秒で、８００〜５００℃ま
での冷却時間（Δ8/5）がサブマージアーク（ＳＡＷ）
溶接の中入熱溶接に相当する４０秒と大入熱溶接に相当
する１６１秒の２種類とした。溶接再現熱サイクル靱性
（シャルピー試験における５０％破面遷移温度：ｖＴｒ
ｓ）はいずれの冷却条件においても抽出レプリカの透過
型電子顕微鏡観察により求めた粒子径が０．１μｍ〜２
μｍの微細なＴｉを含有する酸化物個数と良好な相関を
示し、ＴｉとＭｇを複合添加した鋼はＴｉを含有する微
細な酸化物個数がＡｌ添加鋼はもちろん、Ｔｉを単独添
加した鋼より多く、その分靱性が向上する。
【０００７】以上の実験結果から酸化物を用いた鋼材で
安定したＨＡＺ靱性を確保し、Ｔｉ酸化物を利用した鋼
以上の一層のＨＡＺ靱性向上を図るための方法として、
ＴｉとＭｇを溶鋼中に適切量添加することにより、粒内
フェライトの核となるＴｉを含有する酸化物を微細、多
量且つ均一に分布できることが明白となった。なお、本
発明における粒内フェライト核となりえるＴｉを含有す
る酸化物中にはＴｉとＯ以外に若干のＭｇが存在する。
また、鋼中や原料の不純物から微量に他の元素が酸化物
中に含まれることもあるが、本発明法により製造した場
合には粒内フェライト生成能は変化しない。ＴｉとＭｇ
の添加量は以下に述べる理由から溶鋼重量に対し、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１０〜
０．０１０％の範囲が好ましい。先ず、Ｔｉは０．００
５％未満では必要な酸化物量を確保できないので、０．
００５％以上は必要である。また、Ｔｉは酸化物を形成
する以外に、ＴｉＮを形成することによって母材の加熱
オーステナイトの細粒化やＨＡＺのＦＬから遠い領域で
のオーステナイト細粒化を生じさせ、母材、ＨＡＺの靱
性向上に有効であるので、酸化物を形成する量以上に含
有させることが可能であるが、０．０２０％を超えると
粗大なＴｉＮが形成されたり、析出脆化を生じる恐れが
あるため、０．００５〜０．０２０％の範囲での添加が
好ましい。
安定したＨＡＺ靱性を確保し、Ｔｉ酸化物を利用した鋼
以上の一層のＨＡＺ靱性向上を図るための方法として、
ＴｉとＭｇを溶鋼中に適切量添加することにより、粒内
フェライトの核となるＴｉを含有する酸化物を微細、多
量且つ均一に分布できることが明白となった。なお、本
発明における粒内フェライト核となりえるＴｉを含有す
る酸化物中にはＴｉとＯ以外に若干のＭｇが存在する。
また、鋼中や原料の不純物から微量に他の元素が酸化物
中に含まれることもあるが、本発明法により製造した場
合には粒内フェライト生成能は変化しない。ＴｉとＭｇ
の添加量は以下に述べる理由から溶鋼重量に対し、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１０〜
０．０１０％の範囲が好ましい。先ず、Ｔｉは０．００
５％未満では必要な酸化物量を確保できないので、０．
００５％以上は必要である。また、Ｔｉは酸化物を形成
する以外に、ＴｉＮを形成することによって母材の加熱
オーステナイトの細粒化やＨＡＺのＦＬから遠い領域で
のオーステナイト細粒化を生じさせ、母材、ＨＡＺの靱
性向上に有効であるので、酸化物を形成する量以上に含
有させることが可能であるが、０．０２０％を超えると
粗大なＴｉＮが形成されたり、析出脆化を生じる恐れが
あるため、０．００５〜０．０２０％の範囲での添加が
好ましい。
【０００８】次に、ＭｇはＴｉと溶鋼中に複合添加する
ことにより、凝固後の鋼材中にＴｉを含有する酸化物を
多量、均一かつ微細に分散させる上で非常に効果のある
元素であるが、０．００１０％以上添加しないと明確に
その効果が現れない。一方、０．０１０％を超える添加
では粗大な酸化物を生じる恐れがあるため、０．００１
〜０．０１０％の範囲での添加が有効である。溶鋼に添
加するＴｉとＭｇは純金属である必要はなく、他の元素
との合金等、一般的に使用される溶解用原料でも問題は
ない。また、ＴｉとＭｇの添加順序についても極端に添
加の間隔が長くなければどちらが先でも、あるいは同時
に添加しても本発明の効果を損なうものではない。
ことにより、凝固後の鋼材中にＴｉを含有する酸化物を
多量、均一かつ微細に分散させる上で非常に効果のある
元素であるが、０．００１０％以上添加しないと明確に
その効果が現れない。一方、０．０１０％を超える添加
では粗大な酸化物を生じる恐れがあるため、０．００１
〜０．０１０％の範囲での添加が有効である。溶鋼に添
加するＴｉとＭｇは純金属である必要はなく、他の元素
との合金等、一般的に使用される溶解用原料でも問題は
ない。また、ＴｉとＭｇの添加順序についても極端に添
加の間隔が長くなければどちらが先でも、あるいは同時
に添加しても本発明の効果を損なうものではない。
【０００９】さらに本発明の要件は酸化物を形成するこ
とにあるので、ＴｉとＭｇの添加量に加えて、添加前の
溶鋼中のＯ濃度が重要である。本発明者らの検討結果よ
れば、Ｏが０．００２０％未満では粒内フェライト生成
に必要なＴｉを含有する酸化物量が十分に確保できな
い。一方、０．０１５％を超えるＯ濃度の溶鋼中にＴ
ｉ，Ｍｇを添加すると、粗大な酸化物の形成が促進され
て酸化物の個数としては減少する上に、粗大な酸化物は
それ自身が破壊の起点となって靱性に悪影響を及ぼすよ
うになる。従って、ＴｉとＭｇを添加するときの溶鋼中
のＯ濃度は、０．００２０〜０．０１５％とする必要が
ある。凝固後の鋼材は何らかの手段により所望の形状、
とするが、鋼材は通常の熱間圧延ままのもの、制御圧延
をしたもの、さらにこれに制御冷却や、制御冷却後焼戻
しを加えたもの、あるいは、焼入れ・焼戻しや焼きなら
し等、いずれの方法によって所望の形状としても該酸化
物のＨＡＺ靱性に対する効果は何ら影響を受けることは
ない。
とにあるので、ＴｉとＭｇの添加量に加えて、添加前の
溶鋼中のＯ濃度が重要である。本発明者らの検討結果よ
れば、Ｏが０．００２０％未満では粒内フェライト生成
に必要なＴｉを含有する酸化物量が十分に確保できな
い。一方、０．０１５％を超えるＯ濃度の溶鋼中にＴ
ｉ，Ｍｇを添加すると、粗大な酸化物の形成が促進され
て酸化物の個数としては減少する上に、粗大な酸化物は
それ自身が破壊の起点となって靱性に悪影響を及ぼすよ
うになる。従って、ＴｉとＭｇを添加するときの溶鋼中
のＯ濃度は、０．００２０〜０．０１５％とする必要が
ある。凝固後の鋼材は何らかの手段により所望の形状、
とするが、鋼材は通常の熱間圧延ままのもの、制御圧延
をしたもの、さらにこれに制御冷却や、制御冷却後焼戻
しを加えたもの、あるいは、焼入れ・焼戻しや焼きなら
し等、いずれの方法によって所望の形状としても該酸化
物のＨＡＺ靱性に対する効果は何ら影響を受けることは
ない。
【００１０】次に、本発明鋼の基本成分範囲の限定理由
について述べる。先ず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効
な成分として添加するもので、０．０２％未満では構造
溶鋼に必要な強度の確保が困難であり、また、０．１８
％を超える過剰の添加は耐溶接割れ性などを著しく低下
させるので、０．０２〜０．１８％の範囲とした。次
に、Ｓｉは母材の強度確保に有効な元素であるが、０．
５％を超える過剰の添加はＨＡＺに高炭素島状マルテン
サイトを生成して靱性を低下させるため、上限を０．５
％とした。また、Ｍｎは母材の強度靱性の確保に必要な
元素であり、最低限０．４％以上添加する必要がある
が、溶接部の靱性、割れ性など許容できる範囲で上限を
２．０％とした。ＳについてはＭｎＳを形成してフェラ
イト形成を助長する元素であるので、０．００１％以上
必要であるが、０．０１％を超える過剰の添加は粗大な
Ａ系介在物を形成して母材の延性、靱性の低下と機械的
性質の異方性の増加を招く上から避けるべきであり、従
って、Ｓは０．０１〜０．０１％の範囲とした。Ｎは特
に大入熱溶接時に高炭素島状マルテンサイトを生成して
靱性を低下させるため、上限を０．００６％とした。Ａ
ｌは通常の鋼では脱酸、母材の細粒化、等に必要な元素
であるが、通常アルミキルド程度の添加でも溶鋼酸素量
を著しく低下させ、フェライト生成核となるＴｉを含有
する酸化物の形成が難しくなるため、上限を０．００６
％とした。一方、Ｐは母材、溶接部とも靱性に悪影響を
及ぼすので、極力低減するべきであり、上限を０．０１
５％とした。
について述べる。先ず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効
な成分として添加するもので、０．０２％未満では構造
溶鋼に必要な強度の確保が困難であり、また、０．１８
％を超える過剰の添加は耐溶接割れ性などを著しく低下
させるので、０．０２〜０．１８％の範囲とした。次
に、Ｓｉは母材の強度確保に有効な元素であるが、０．
５％を超える過剰の添加はＨＡＺに高炭素島状マルテン
サイトを生成して靱性を低下させるため、上限を０．５
％とした。また、Ｍｎは母材の強度靱性の確保に必要な
元素であり、最低限０．４％以上添加する必要がある
が、溶接部の靱性、割れ性など許容できる範囲で上限を
２．０％とした。ＳについてはＭｎＳを形成してフェラ
イト形成を助長する元素であるので、０．００１％以上
必要であるが、０．０１％を超える過剰の添加は粗大な
Ａ系介在物を形成して母材の延性、靱性の低下と機械的
性質の異方性の増加を招く上から避けるべきであり、従
って、Ｓは０．０１〜０．０１％の範囲とした。Ｎは特
に大入熱溶接時に高炭素島状マルテンサイトを生成して
靱性を低下させるため、上限を０．００６％とした。Ａ
ｌは通常の鋼では脱酸、母材の細粒化、等に必要な元素
であるが、通常アルミキルド程度の添加でも溶鋼酸素量
を著しく低下させ、フェライト生成核となるＴｉを含有
する酸化物の形成が難しくなるため、上限を０．００６
％とした。一方、Ｐは母材、溶接部とも靱性に悪影響を
及ぼすので、極力低減するべきであり、上限を０．０１
５％とした。
【００１１】以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材
強度の上昇、母材及びＨＡＺ靱性向上の目的で、必要に
応じてＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｕの１種または
２種以上を含有することができる。先ず、Ｎｉは母材の
強度、靱性とＨＡＺの靱性を同時に向上できる極めて有
効な元素であるが、３．０％を超す過剰の添加をすると
焼入性の増加により本発明鋼に必要な粒内フェライトの
形成が抑制され、ＨＡＺ靱性が劣化するため、上限を
３．０％とした。次に、Ｃｕは母材強度を高める割には
ＨＡＺの硬さ上昇が少ないという点で有効な元素である
が、応力除去焼鈍によるＨＡＺの硬化、靱性劣化の恐れ
があることから、上限を１．５％とした。さらにＮｂ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏは焼入性の向上と析出硬化により母材の
強度上昇に有効な元素であるが、上限値を超える添加は
ＨＡＺ靱性の劣化を招くので、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏの
それぞれについて上限を０．０５％、０．１％、１．０
％、０．５％とした。次に、本発明の効果を実施例によ
ってさらに具体的に述べる。
強度の上昇、母材及びＨＡＺ靱性向上の目的で、必要に
応じてＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｕの１種または
２種以上を含有することができる。先ず、Ｎｉは母材の
強度、靱性とＨＡＺの靱性を同時に向上できる極めて有
効な元素であるが、３．０％を超す過剰の添加をすると
焼入性の増加により本発明鋼に必要な粒内フェライトの
形成が抑制され、ＨＡＺ靱性が劣化するため、上限を
３．０％とした。次に、Ｃｕは母材強度を高める割には
ＨＡＺの硬さ上昇が少ないという点で有効な元素である
が、応力除去焼鈍によるＨＡＺの硬化、靱性劣化の恐れ
があることから、上限を１．５％とした。さらにＮｂ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏは焼入性の向上と析出硬化により母材の
強度上昇に有効な元素であるが、上限値を超える添加は
ＨＡＺ靱性の劣化を招くので、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏの
それぞれについて上限を０．０５％、０．１％、１．０
％、０．５％とした。次に、本発明の効果を実施例によ
ってさらに具体的に述べる。
【００１２】
【実施例】表１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、Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．
０μｍの酸化物の個数、溶接部の靱性等を示す。ここ
で、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２が本発明鋼であり、Ｎｏ．１
３〜Ｎｏ．１８が比較鋼である。本発明鋼、比較鋼とも
圧延により２０ｍｍ及び３０ｍｍの鋼板とした。２０ｍ
ｍ材についてはＸ開先で、電流７００Ａ、電圧３２Ｖ、
溶接速度３０ｃｍ／ｍｉｎ、入熱４５ｋＪ／ｃｍの両面
１層１電極潜孤溶接（サブマージアーク溶接）を行っ
た。３０ｍｍ材についてはＹ開先で、電流１３８０Ａ
（Ｌ極）、１１５０Ａ（Ｔｉ極）、１０４０Ａ（Ｔ２
極）、電圧３６Ｖ（Ｌ極）、４２Ｖ（Ｔｉ極）、４６Ｖ
（Ｔ２極）、溶接速度４５ｃｍ／ｍｉｎ、入熱１９４ｋ
Ｊ／ｃｍの片面１層３電極サブマージアーク溶接を行
い、いずれも２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を、
試験片長手方向が溶接方向に直角で、板表面から７ｍｍ
の位置が試験片の中心部となり、溶接金属とＨＡＺの境
界（融合部：ＦＬ）からＨＡＺ側に１ｍｍ入った位置が
ノッチ位置となり、ノツチが板表面に垂直な面に入るよ
う採取し、−６０℃で試験を実施した。表１から明らか
なように、本発明鋼は比較鋼に比べて優れた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。即ち、本発明鋼はいずれも粒子径０．１〜２．０μ
ｍの微細な複合酸化物が多量に鋼中に分散しており、そ
の結果として、入熱４０ｋＪ／ｃｍの両面１層溶接だけ
でなく、入熱１９４ｋＪ／ｃｍの片面１層の大入熱溶接
においてもきわめて優れたシャルピー特性を示してい
る。
鋼板の化学成分、Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．
０μｍの酸化物の個数、溶接部の靱性等を示す。ここ
で、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２が本発明鋼であり、Ｎｏ．１
３〜Ｎｏ．１８が比較鋼である。本発明鋼、比較鋼とも
圧延により２０ｍｍ及び３０ｍｍの鋼板とした。２０ｍ
ｍ材についてはＸ開先で、電流７００Ａ、電圧３２Ｖ、
溶接速度３０ｃｍ／ｍｉｎ、入熱４５ｋＪ／ｃｍの両面
１層１電極潜孤溶接（サブマージアーク溶接）を行っ
た。３０ｍｍ材についてはＹ開先で、電流１３８０Ａ
（Ｌ極）、１１５０Ａ（Ｔｉ極）、１０４０Ａ（Ｔ２
極）、電圧３６Ｖ（Ｌ極）、４２Ｖ（Ｔｉ極）、４６Ｖ
（Ｔ２極）、溶接速度４５ｃｍ／ｍｉｎ、入熱１９４ｋ
Ｊ／ｃｍの片面１層３電極サブマージアーク溶接を行
い、いずれも２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を、
試験片長手方向が溶接方向に直角で、板表面から７ｍｍ
の位置が試験片の中心部となり、溶接金属とＨＡＺの境
界（融合部：ＦＬ）からＨＡＺ側に１ｍｍ入った位置が
ノッチ位置となり、ノツチが板表面に垂直な面に入るよ
う採取し、−６０℃で試験を実施した。表１から明らか
なように、本発明鋼は比較鋼に比べて優れた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。即ち、本発明鋼はいずれも粒子径０．１〜２．０μ
ｍの微細な複合酸化物が多量に鋼中に分散しており、そ
の結果として、入熱４０ｋＪ／ｃｍの両面１層溶接だけ
でなく、入熱１９４ｋＪ／ｃｍの片面１層の大入熱溶接
においてもきわめて優れたシャルピー特性を示してい
る。
【００１３】一方、比較鋼のＮｏ．１３はＡｌを実質的
に含有し、且つＭｇを溶鋼中に添加していないため、酸
化物の個数が少なく、従って、ＨＡＺ靱性が劣る。Ｎ
ｏ．１４，１５はＡｌは含有しておらず、Ｎｏ．１３に
比べてＨＡＺ靱性は優れているが、Ｍｇを添加していな
いため、ＴｉとＭｇの両方を溶鋼中に添加した本発明鋼
に比べてＨＡＺ靱性は劣る。Ｎｏ．１６は溶鋼中のＯ濃
度が本発明の範囲より低いため、ＴｉとＭｇの両方を添
加しているにもかかわらず酸化物の個数が不十分で、Ｈ
ＡＺ靱性のばらつきが大きく、最低値が低い。比較鋼Ｎ
ｏ．１７はＭｇの添加量が過剰なため、酸化物の個数も
少なく、粗大な酸化物が存在するため、ＨＡＺ靱性は劣
る。Ｎｏ．１８は逆にＴｉ添加量が過剰なため、同様に
酸化物個数も少なく、粗大酸化物も多くなるためＨＡＺ
靱性は劣化する。以上の実施例から本発明によれば、２
００ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接に至るまで極めて優れ
たＨＡＺ靱性が得られることが明白である。
に含有し、且つＭｇを溶鋼中に添加していないため、酸
化物の個数が少なく、従って、ＨＡＺ靱性が劣る。Ｎ
ｏ．１４，１５はＡｌは含有しておらず、Ｎｏ．１３に
比べてＨＡＺ靱性は優れているが、Ｍｇを添加していな
いため、ＴｉとＭｇの両方を溶鋼中に添加した本発明鋼
に比べてＨＡＺ靱性は劣る。Ｎｏ．１６は溶鋼中のＯ濃
度が本発明の範囲より低いため、ＴｉとＭｇの両方を添
加しているにもかかわらず酸化物の個数が不十分で、Ｈ
ＡＺ靱性のばらつきが大きく、最低値が低い。比較鋼Ｎ
ｏ．１７はＭｇの添加量が過剰なため、酸化物の個数も
少なく、粗大な酸化物が存在するため、ＨＡＺ靱性は劣
る。Ｎｏ．１８は逆にＴｉ添加量が過剰なため、同様に
酸化物個数も少なく、粗大酸化物も多くなるためＨＡＺ
靱性は劣化する。以上の実施例から本発明によれば、２
００ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接に至るまで極めて優れ
たＨＡＺ靱性が得られることが明白である。
【００１４】
【表１Ａ】
【００１５】
【表１Ｂ】
【００１６】１）抽出レプリカを作製し、電子顕微鏡で
２０視野撮影し、５０００倍の写真から粒子径、個数を
測定。Ｔｉ含有の有無はＥＤＸ分析により確認 ２）Ｎ：焼きならし ＱＴ：焼入れ−焼戻し ＴＭＣ
Ｐ：制御圧延−制御冷却−焼戻し ３）試験片は溶接線に直角な方向で、試験片の中心部が
鋼板表面から７ｍｍとなる位置より採取。ノッチはＦＬ
からＨＡＺ側に１ｍｍずれた位置に鋼板表面に垂直に導
入。 ４）吸収エネルギーの表示は３本の測定値の最小値／平
均値
２０視野撮影し、５０００倍の写真から粒子径、個数を
測定。Ｔｉ含有の有無はＥＤＸ分析により確認 ２）Ｎ：焼きならし ＱＴ：焼入れ−焼戻し ＴＭＣ
Ｐ：制御圧延−制御冷却−焼戻し ３）試験片は溶接線に直角な方向で、試験片の中心部が
鋼板表面から７ｍｍとなる位置より採取。ノッチはＦＬ
からＨＡＺ側に１ｍｍずれた位置に鋼板表面に垂直に導
入。 ４）吸収エネルギーの表示は３本の測定値の最小値／平
均値
【００１７】
【発明の効果】Ｔｉ酸化物を利用してＨＡＺ組織に粒内
フェライトを生成させて組織の微細化を図る技術はＨＡ
Ｚ靱性向上のための優れた技術である。さらに本発明は
溶鋼中にＴｉとＭｇを添加することによりＴｉを含有す
る酸化物の多量且つ均一微細分散を達成できる技術であ
り、その結果として一層のＨＡＺ靱性向上が図れる。従
って、より過酷な使用条件に対しても安全性の高い溶接
構造用鋼を提供することが可能となるものであり、その
効果は極めて顕著である。
フェライトを生成させて組織の微細化を図る技術はＨＡ
Ｚ靱性向上のための優れた技術である。さらに本発明は
溶鋼中にＴｉとＭｇを添加することによりＴｉを含有す
る酸化物の多量且つ均一微細分散を達成できる技術であ
り、その結果として一層のＨＡＺ靱性向上が図れる。従
って、より過酷な使用条件に対しても安全性の高い溶接
構造用鋼を提供することが可能となるものであり、その
効果は極めて顕著である。
【図１】Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．０μｍの
酸化物の個数とΔ8/5＝４０秒の溶接再現熱サイクルを
加えたときのシャルピー特性の関係を示す図、
酸化物の個数とΔ8/5＝４０秒の溶接再現熱サイクルを
加えたときのシャルピー特性の関係を示す図、
【図２】Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．０μｍの
酸化物の個数とΔ8/5＝１６１秒の溶接再現熱サイクル
を加えたときのシャルピー特性の関係を示す図である。
酸化物の個数とΔ8/5＝１６１秒の溶接再現熱サイクル
を加えたときのシャルピー特性の関係を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成４年９月１６日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００６
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００６】図１、図２はＣ：約０．０６％、Ｓｉ：約
０．０５〜０．２％、Ｍｎ：約１．４％、Ｎｉ：約０．
３％、Ｃｕ：約０．３％、Ｎｂ：約０．０１５％、Ｐ：
約０．００５％、Ｓ：約０．００３０％、Ｎ：約０．０
０５％程度の化学成分を有する鋼を真空溶解炉で溶製
し、Ａ１、Ｔｉ、Ｍｇの添加前の溶鋼中酸素量を約０．
００４％とした上で、溶鋼中にそれぞれ、Ａ１：０．０
４％及びＴｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０１５％のみ、Ｔｉ：０．００５〜０．０
１５％及びＭｇ：０．００２０〜０．０１０％を添加し
て凝固させた鋼の溶接再現熱サイクル靭性とＴｉを含有
する酸化物の個数との関係を調べた結果である。いずれ
もＡ１，Ｔｉ，Ｍｇ等を添加後、鋳型に鋳込み、重量２
５ｋｇｆのインゴットとしたものを、板厚１３ｍｍに熱
間圧延して素材とした。素材より採取した試験片にＦＬ
近傍のＨＡＺの受ける熱履歴をシミユレートした溶接再
現熱サイクルを加えた。溶接再現熱サイクル条件は加熱
温度１４００℃、保持時間１秒で、８００〜５００℃ま
での冷却時間（Δｔ８／５）がサブマージアーク（ＳＡ
Ｗ）溶接の中入熱溶接に相当する４０秒と大入熱溶接に
相当する１６１秒の２種類とした。溶接再現熱サイクル
靭性（シャルピー試験における５０％破面遷移温度：ｖ
Ｔｒｓ）はいずれの冷却条件においても抽出レプリカの
透過型電子顕微鏡観察により求めた粒子径が０．１μｍ
〜２μｍの微細なＴｉを含有する酸化物個数と良好な相
関を示し、ＴｉとＭｇを複合添加した鋼はＴｉを含有す
る微細な酸化物個数がＡ１添加鋼はもちろん、Ｔｉを単
独添加した鋼より多く、その分靱性が向上する。
０．０５〜０．２％、Ｍｎ：約１．４％、Ｎｉ：約０．
３％、Ｃｕ：約０．３％、Ｎｂ：約０．０１５％、Ｐ：
約０．００５％、Ｓ：約０．００３０％、Ｎ：約０．０
０５％程度の化学成分を有する鋼を真空溶解炉で溶製
し、Ａ１、Ｔｉ、Ｍｇの添加前の溶鋼中酸素量を約０．
００４％とした上で、溶鋼中にそれぞれ、Ａ１：０．０
４％及びＴｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０１５％のみ、Ｔｉ：０．００５〜０．０
１５％及びＭｇ：０．００２０〜０．０１０％を添加し
て凝固させた鋼の溶接再現熱サイクル靭性とＴｉを含有
する酸化物の個数との関係を調べた結果である。いずれ
もＡ１，Ｔｉ，Ｍｇ等を添加後、鋳型に鋳込み、重量２
５ｋｇｆのインゴットとしたものを、板厚１３ｍｍに熱
間圧延して素材とした。素材より採取した試験片にＦＬ
近傍のＨＡＺの受ける熱履歴をシミユレートした溶接再
現熱サイクルを加えた。溶接再現熱サイクル条件は加熱
温度１４００℃、保持時間１秒で、８００〜５００℃ま
での冷却時間（Δｔ８／５）がサブマージアーク（ＳＡ
Ｗ）溶接の中入熱溶接に相当する４０秒と大入熱溶接に
相当する１６１秒の２種類とした。溶接再現熱サイクル
靭性（シャルピー試験における５０％破面遷移温度：ｖ
Ｔｒｓ）はいずれの冷却条件においても抽出レプリカの
透過型電子顕微鏡観察により求めた粒子径が０．１μｍ
〜２μｍの微細なＴｉを含有する酸化物個数と良好な相
関を示し、ＴｉとＭｇを複合添加した鋼はＴｉを含有す
る微細な酸化物個数がＡ１添加鋼はもちろん、Ｔｉを単
独添加した鋼より多く、その分靱性が向上する。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１０】次に、本発明鋼の基本成分範囲の限定理由
について述べる。先ず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効
な成分として添加するもので、０．０２％未満では構造
用鋼に必要な強度の確保が困難であり、また、０．１８
％を超える過剰の添加は耐溶接割れ性などを著しく低下
させるので、０．０２〜０．１８％の範囲とした。次
に、Ｓｉは母材の強度確保に有効な元素であるが、０．
５％を超える過剰の添加はＨＡＺに高炭素島状マルテン
サイトを生成して靭性を低下させるため、上限を０．５
％とした。また、Ｍｎは母材の強度靭性の確保に必要な
元素であり、最低限０．４％以上添加する必要がある
が、溶接部の靱性、割れ性など許容できる範囲で上限を
２．０％とした。ＳについてはＭｎＳを形成してフェラ
イト形成を助長する元素であるので、０．００１％以上
必要であるが、０．０１％を超える過剰の添加は粗大な
Ａ系介在物を形成して母材の延性、靭性の低下と機械的
性質の異方性の増加を招く上から避けるべきであり、従
って、Ｓは０．０１〜０．０１％の範囲とした。Ｎは特
に大入熱溶接時に高炭素島状マルテンサイトを生成して
靭性を低下させるため、上限を０．００６％とした。Ａ
１は通常の鋼では脱酸、母材の細粒化、等に必要な元素
であるが、通常アルミキルド程度の添加でも溶鋼酸素量
を著しく低下させ、フェライト生成核となるＴｉを含有
する酸化物の形成が難しくなるため、上限を０．００６
％とした。一方、Ｐは母材、溶接部とも靭性に悪影響を
及ぼすので、極力低減するべきであり、上限を０．０１
５％とした。
について述べる。先ず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効
な成分として添加するもので、０．０２％未満では構造
用鋼に必要な強度の確保が困難であり、また、０．１８
％を超える過剰の添加は耐溶接割れ性などを著しく低下
させるので、０．０２〜０．１８％の範囲とした。次
に、Ｓｉは母材の強度確保に有効な元素であるが、０．
５％を超える過剰の添加はＨＡＺに高炭素島状マルテン
サイトを生成して靭性を低下させるため、上限を０．５
％とした。また、Ｍｎは母材の強度靭性の確保に必要な
元素であり、最低限０．４％以上添加する必要がある
が、溶接部の靱性、割れ性など許容できる範囲で上限を
２．０％とした。ＳについてはＭｎＳを形成してフェラ
イト形成を助長する元素であるので、０．００１％以上
必要であるが、０．０１％を超える過剰の添加は粗大な
Ａ系介在物を形成して母材の延性、靭性の低下と機械的
性質の異方性の増加を招く上から避けるべきであり、従
って、Ｓは０．０１〜０．０１％の範囲とした。Ｎは特
に大入熱溶接時に高炭素島状マルテンサイトを生成して
靭性を低下させるため、上限を０．００６％とした。Ａ
１は通常の鋼では脱酸、母材の細粒化、等に必要な元素
であるが、通常アルミキルド程度の添加でも溶鋼酸素量
を著しく低下させ、フェライト生成核となるＴｉを含有
する酸化物の形成が難しくなるため、上限を０．００６
％とした。一方、Ｐは母材、溶接部とも靭性に悪影響を
及ぼすので、極力低減するべきであり、上限を０．０１
５％とした。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１５】
【表１Ｂ】
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】変更
【補正内容】
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．０μｍの
酸化物の個数とΔｔ８／５ ＝４０秒の溶接再現熱サイク
ルを加えたときのシャルピー特性の関係を示す図、
酸化物の個数とΔｔ８／５ ＝４０秒の溶接再現熱サイク
ルを加えたときのシャルピー特性の関係を示す図、
【図２】Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．０μｍの
酸化物の個数とΔｔ８／５ ＝１６１秒の溶接再現熱サイ
クルを加えたときのシャルピー特性の関係を示す図であ
る。
酸化物の個数とΔｔ８／５ ＝１６１秒の溶接再現熱サイ
クルを加えたときのシャルピー特性の関係を示す図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山本 広一 大阪府堺市築港八幡町１番地 新日本製鐵 株式会社堺製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ｓ ：０．００１〜０．０１０％ Ｎ ：０．００６％以下 Ａｌ：０．００６％以下 を基本成分とし、不純物としてＰ：０．０１５％以下、
残部はＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼中のＯ量を
０．００２０〜０．０１５％とし、ＴｉとＭｇをＴｉ：
０．００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０
１０％の範囲で溶鋼中に添加後、凝固させることを特徴
とする溶接用低温高靱性鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃｒ：１．０％以下 Ｎｉ：３．０％以下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｖ ：０．１％以下 Ｎｂ：０．０５％以下 Ｃｕ：１．５％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
項第１項記載の溶接用低温高靱性鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3228654A JP2940647B2 (ja) | 1991-08-14 | 1991-08-14 | 溶接用低温高靱性鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3228654A JP2940647B2 (ja) | 1991-08-14 | 1991-08-14 | 溶接用低温高靱性鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0543977A true JPH0543977A (ja) | 1993-02-23 |
| JP2940647B2 JP2940647B2 (ja) | 1999-08-25 |
Family
ID=16879724
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3228654A Expired - Lifetime JP2940647B2 (ja) | 1991-08-14 | 1991-08-14 | 溶接用低温高靱性鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2940647B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997039157A1 (fr) * | 1996-04-17 | 1997-10-23 | Nippon Steel Corporation | Acier possedant une plus grande solidite dans les zones affectees par la chaleur de soudures |
| WO2001027342A1 (fr) * | 1999-10-12 | 2001-04-19 | Nippon Steel Corporation | Acier pour structure soudee dont la tenacite de zone thermiquement affectee ne depend pas d'un apport de chaleur, et procede de production associe |
| KR20020041022A (ko) * | 2000-11-25 | 2002-06-01 | 이구택 | 용접특성이 우수한 구조용강 |
| EP3447162A4 (en) * | 2016-04-21 | 2019-10-02 | Nippon Steel Corporation | THICK STEEL PLATE |
| KR20210089062A (ko) | 2020-01-07 | 2021-07-15 | 가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼 | 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법 |
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| JPS59190313A (ja) * | 1983-04-09 | 1984-10-29 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた鋼材の製造法 |
| JPH03177535A (ja) * | 1989-12-04 | 1991-08-01 | Nippon Steel Corp | 溶接用低温高靭性鋼の製造方法 |
-
1991
- 1991-08-14 JP JP3228654A patent/JP2940647B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| EP0839921A1 (en) * | 1996-04-17 | 1998-05-06 | Nippon Steel Corporation | Steel having improved toughness in welding heat-affected zone |
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| KR20210089062A (ko) | 2020-01-07 | 2021-07-15 | 가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼 | 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2940647B2 (ja) | 1999-08-25 |
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