JPH0753882B2 - 溶接割れ感受性の低い非調質高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接割れ感受性の低い非調質高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH0753882B2 JPH0753882B2 JP61021201A JP2120186A JPH0753882B2 JP H0753882 B2 JPH0753882 B2 JP H0753882B2 JP 61021201 A JP61021201 A JP 61021201A JP 2120186 A JP2120186 A JP 2120186A JP H0753882 B2 JPH0753882 B2 JP H0753882B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ この発明は溶接割れ感受性の低い非調質高張力鋼板の製
造方法に関し、大入熱溶接時に溶接部近傍に多発する微
細割れの発生を抑制することを目的とするものである。
造方法に関し、大入熱溶接時に溶接部近傍に多発する微
細割れの発生を抑制することを目的とするものである。
＜従来の技術＞ 厚鋼板の用途として大きな比率を占めている造船用鋼板
について、従来より高張力化の要求があり、降伏点32キ
ロ級50キロ鋼板は広く普及している。
について、従来より高張力化の要求があり、降伏点32キ
ロ級50キロ鋼板は広く普及している。
しかし、これ以上の例えば降伏点36キロ級50キロ鋼板
は、従来法で製造した場合には溶接性が劣化する問題が
あつた。造船用鋼板はその使用過程で各種の溶接施工を
うけるため、溶接性の劣化は重大な問題となる。
は、従来法で製造した場合には溶接性が劣化する問題が
あつた。造船用鋼板はその使用過程で各種の溶接施工を
うけるため、溶接性の劣化は重大な問題となる。
このような従来の問題点を解決したのが、近年に至つて
大きな進歩を遂げた所謂新制御圧延法と呼ばれる制御圧
延、制御冷却技術であり、これにより、高靭性、高溶接
性の非調質型高張力鋼板の製造が可能となつた。たとえ
ば、この技術を用いた降伏点36キロ級50キロ鋼板は従来
型の降伏点32キロ級50キロ鋼板と同等以上の溶接性を有
しており、今後急速に普及すると考えられている。
大きな進歩を遂げた所謂新制御圧延法と呼ばれる制御圧
延、制御冷却技術であり、これにより、高靭性、高溶接
性の非調質型高張力鋼板の製造が可能となつた。たとえ
ば、この技術を用いた降伏点36キロ級50キロ鋼板は従来
型の降伏点32キロ級50キロ鋼板と同等以上の溶接性を有
しており、今後急速に普及すると考えられている。
この新制御圧延法の特長は従来の制御圧延法の延長にあ
つて、スラブの低温加熱、低温域での圧延強化、低温仕
上り、圧延後の加速冷却等の組合せにより靭性改善と強
度上昇を図ることにあり、これに依つて成分の低下と溶
接性の改善を達成している。
つて、スラブの低温加熱、低温域での圧延強化、低温仕
上り、圧延後の加速冷却等の組合せにより靭性改善と強
度上昇を図ることにあり、これに依つて成分の低下と溶
接性の改善を達成している。
しかし、最近これら新制御圧延法で製造された鋼板に対
して造船で多用される大入熱溶接をおこなつた場合溶接
線に沿つて、鋼板の板厚中央に微細な割れを生じ易い事
が指摘されており、実験によつても現象の再現が確認さ
れている。
して造船で多用される大入熱溶接をおこなつた場合溶接
線に沿つて、鋼板の板厚中央に微細な割れを生じ易い事
が指摘されており、実験によつても現象の再現が確認さ
れている。
この割れは溶接金属に近接した母材部分のほぼ板厚中央
に位置し、板面に対して平行に生ずるため、通常外観検
査はもちろん超音波探傷検査でも見逃される危険性が大
きい。また、これらの割れは溶接線に沿つてかなり高い
密度で発生し、構造物にとつて危険な存在となり得るこ
とから新制御圧延鋼板適用のメリツトをも左右するもの
でありその抑制ないし防止は重要な問題である。
に位置し、板面に対して平行に生ずるため、通常外観検
査はもちろん超音波探傷検査でも見逃される危険性が大
きい。また、これらの割れは溶接線に沿つてかなり高い
密度で発生し、構造物にとつて危険な存在となり得るこ
とから新制御圧延鋼板適用のメリツトをも左右するもの
でありその抑制ないし防止は重要な問題である。
＜発明の概要＞ 本発明は上記した溶接割れの問題を解決するためになさ
れたもので、不純物元素としての〔Ｐ〕の低減、硬化性
としての炭素当量の低減、スラブ加熱温度について最適
組合せを選択することにより高靭性、高溶接性を損うこ
となく、割れの発生を防止したものである。
れたもので、不純物元素としての〔Ｐ〕の低減、硬化性
としての炭素当量の低減、スラブ加熱温度について最適
組合せを選択することにより高靭性、高溶接性を損うこ
となく、割れの発生を防止したものである。
造船用鋼板の場合、入熱100〜700KJ/cmの１〜２パス溶
接が行われるが、このような大入熱溶接と呼ばれている
溶接法では溶接金属に隣接した母材部分は高温のオース
テナイト域温度に加熱され、また冷却速度は緩慢となる
事から硬化は少なく、従来は結晶粒粗大化に伴なう靭性
劣化のみが重視されており、溶接割れについては問題な
いとされていた。
接が行われるが、このような大入熱溶接と呼ばれている
溶接法では溶接金属に隣接した母材部分は高温のオース
テナイト域温度に加熱され、また冷却速度は緩慢となる
事から硬化は少なく、従来は結晶粒粗大化に伴なう靭性
劣化のみが重視されており、溶接割れについては問題な
いとされていた。
しかし本発明者らは新制御圧延鋼板の溶接性改善研究の
過程で大入熱溶接であるにも拘らず先に述べた微細な割
れが多発する現象を知見し、その原因と抑制の方法につ
いて検討を進めた結果、割れ感受性のより低い鋼板の製
造方法を発明するに至つたものである。
過程で大入熱溶接であるにも拘らず先に述べた微細な割
れが多発する現象を知見し、その原因と抑制の方法につ
いて検討を進めた結果、割れ感受性のより低い鋼板の製
造方法を発明するに至つたものである。
即ち本発明はC:0.20％以下、Si:0.05〜0.50％、Mn:0.5
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、SolAl:0.015
〜0.10％、N:0.010％以下を含有し、残部鉄及び不可避
不純物からなるスラブをＴ℃945＋1570・Ceq＋214・l
og〔Ｐ〕に加熱後圧延することを基本的な特徴とするも
のである。
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、SolAl:0.015
〜0.10％、N:0.010％以下を含有し、残部鉄及び不可避
不純物からなるスラブをＴ℃945＋1570・Ceq＋214・l
og〔Ｐ〕に加熱後圧延することを基本的な特徴とするも
のである。
以下本発明につき詳細に説明する。
まず、本発明者らは溶接割れの実態を詳細に調査した。
第３図は降伏点36キロ級新制御圧延鋼板の大入熱溶接継
手に発生した割れの一例を示すもので、この割れには、
水素割れの特徴が確められ、溶接金属からの拡散系水素
が板内のミクロな偏析部に作用して生ずるいわゆる水素
割れである事が明らかとなつた。
第３図は降伏点36キロ級新制御圧延鋼板の大入熱溶接継
手に発生した割れの一例を示すもので、この割れには、
水素割れの特徴が確められ、溶接金属からの拡散系水素
が板内のミクロな偏析部に作用して生ずるいわゆる水素
割れである事が明らかとなつた。
現在、厚板の製造には連続鋳造（以下CCと略す）の適用
が一般的であり、加えて新制御圧延では低成分系のもと
で高靭性、高強度を得るため、スラブ低温加熱と低温域
での強圧下、低温仕上げが行なわれており、このためCC
スラブ中に生じている成分偏析部での成分拡散が抑制さ
れ、圧延後、水素に対して割れ感受性の高いミクロな偏
析部が残存するものと考えられる。
が一般的であり、加えて新制御圧延では低成分系のもと
で高靭性、高強度を得るため、スラブ低温加熱と低温域
での強圧下、低温仕上げが行なわれており、このためCC
スラブ中に生じている成分偏析部での成分拡散が抑制さ
れ、圧延後、水素に対して割れ感受性の高いミクロな偏
析部が残存するものと考えられる。
そこで鋼板のミクロ偏析部に於ける水素割れ感受性を左
右する要因として素鋼の〔Ｐ〕レベルとスラブの加熱条
件に伴なう偏析成分の拡散に着目しこれらによる大入熱
溶接部の割れ抑制効果について調べた。
右する要因として素鋼の〔Ｐ〕レベルとスラブの加熱条
件に伴なう偏析成分の拡散に着目しこれらによる大入熱
溶接部の割れ抑制効果について調べた。
第１図は各鋼板について大入熱溶接を行なつた場合の割
れ発生率を示している。ここで溶接法は代表的な大入熱
溶接法として、３電極による片面１パスサブマージアー
ク溶接法を用いその入熱量は220KJ/cm、溶接材料は一般
に広く使用されている市販の50キロ鋼用のものを用い
た。
れ発生率を示している。ここで溶接法は代表的な大入熱
溶接法として、３電極による片面１パスサブマージアー
ク溶接法を用いその入熱量は220KJ/cm、溶接材料は一般
に広く使用されている市販の50キロ鋼用のものを用い
た。
なお、ここで示している割れ発生率は溶接長に対する割
れ長さを表わしており、具体的には連続して採取した側
曲げ試験片での割れ発生本数比率で示している。
れ長さを表わしており、具体的には連続して採取した側
曲げ試験片での割れ発生本数比率で示している。
このグラフより明らかな様に各鋼板の大入熱溶接部割れ
感受性は鋼板の炭素当量、スラブの加熱温度および
〔Ｐ〕レベルに依存しており、炭素当量および〔Ｐ〕レ
ベルの低いほど、又加熱温度の高いほど割れを低減でき
ることがわかる。
感受性は鋼板の炭素当量、スラブの加熱温度および
〔Ｐ〕レベルに依存しており、炭素当量および〔Ｐ〕レ
ベルの低いほど、又加熱温度の高いほど割れを低減でき
ることがわかる。
一方、鋼板に優れた低温靭性が要求される場合、スラブ
の低温加熱によつて圧延前のオーステナイト粒を微細化
する方法が一般的であり、高靭性鋼板では溶接割れの抑
制をスラブ加熱温度のみに求めることは困難である。し
かし、炭素当量および〔Ｐ〕レベルの低減により従来の
低温加熱でも溶接割れを抑制できることをこのグラフは
示している。
の低温加熱によつて圧延前のオーステナイト粒を微細化
する方法が一般的であり、高靭性鋼板では溶接割れの抑
制をスラブ加熱温度のみに求めることは困難である。し
かし、炭素当量および〔Ｐ〕レベルの低減により従来の
低温加熱でも溶接割れを抑制できることをこのグラフは
示している。
次に第２図は第１図を基に作成した図で割れの発生を抑
制するための〔Ｐ〕レベルと加熱温度の関係を示したも
のである。
制するための〔Ｐ〕レベルと加熱温度の関係を示したも
のである。
ここで示される様に割れ抑制に必要なスラブ加熱温度Ｔ
℃と〔Ｐ〕量％の関係はほぼ炭素当量で層別される直線
で表わされる。
℃と〔Ｐ〕量％の関係はほぼ炭素当量で層別される直線
で表わされる。
この関係はＴ＝Ａ＋Ｂ・Ceq＋Ｃ・log〔Ｐ〕で表わさ
れ、各係数を実測結果より求めた結果、鋼板の大入熱溶
接部割れを抑制する圧延前の加熱温度条件を式で表わ
すことができる。
れ、各係数を実測結果より求めた結果、鋼板の大入熱溶
接部割れを抑制する圧延前の加熱温度条件を式で表わ
すことができる。
Ｔ945＋1570・Ceq＋214log〔Ｐ〕 …… ここで、T:スラブ加熱温度（℃） 〔Ｐ〕：素鋼の〔Ｐ〕量（％） Ceq:素鋼の炭素当量（WES％） 即ち、 したがつて、本発明ではスラブ加熱温度を上記式で示
す温度とする。
す温度とする。
圧延条件については特に限定はないが、母材靭性を高め
るためには900℃以下での累積圧下率を一定以上とる制
御圧延を行うことが望ましく、累積圧下率30％以上とす
るのが望ましい。
るためには900℃以下での累積圧下率を一定以上とる制
御圧延を行うことが望ましく、累積圧下率30％以上とす
るのが望ましい。
また、母材強度及び靭性を高めるためには通常の圧延で
あつても又制御圧延であつても、圧延直後加速冷却する
ことが有効である。
あつても又制御圧延であつても、圧延直後加速冷却する
ことが有効である。
この加速冷却時の冷却速度が３℃/sec未満では上記の効
果が明瞭に現われず、又30℃/secを超えるとマルテンサ
イト等の低温変態生成物が生ずるようになるため３〜30
℃/secとしなければならない。又当該加速冷却を400℃
未満まで続けると鋼板の変形が大きくなるため圧延終了
直後から400℃以上までの100℃以上の温度巾にわたり上
記の加速冷却を行い、以後放冷する必要がある。
果が明瞭に現われず、又30℃/secを超えるとマルテンサ
イト等の低温変態生成物が生ずるようになるため３〜30
℃/secとしなければならない。又当該加速冷却を400℃
未満まで続けると鋼板の変形が大きくなるため圧延終了
直後から400℃以上までの100℃以上の温度巾にわたり上
記の加速冷却を行い、以後放冷する必要がある。
次に本発明における成分限定を説明する。
C:Cは強度確保の上から有効な元素であるが、これが0.2
0％を超えると母材の靭性劣化および溶接部での硬化、
靭性劣化が大きいためこれを上限とし、0.20％以下とす
る。
0％を超えると母材の靭性劣化および溶接部での硬化、
靭性劣化が大きいためこれを上限とし、0.20％以下とす
る。
Si:Siは脱酸並びに強化元素として添加するが0.05％未
満ではその効果が明瞭でないため、これを下限とし、且
つ0.5％を超えてはＣ同様溶接性を劣化させるため、0.0
5〜0.50％の範囲とする。
満ではその効果が明瞭でないため、これを下限とし、且
つ0.5％を超えてはＣ同様溶接性を劣化させるため、0.0
5〜0.50％の範囲とする。
Mn:Mnは強度、靭性確保の点から必須元素である。しか
し、これが0.5％未満では効果が小さく、且つ2.0％を超
えては溶接性を悪化させるため、0.5〜2.0％の範囲とす
る。
し、これが0.5％未満では効果が小さく、且つ2.0％を超
えては溶接性を悪化させるため、0.5〜2.0％の範囲とす
る。
P:Pは原材料から不可避に混入する不純物元素である。
Ｐは局部的な偏析を生じ易く、偏析部の硬化、脆化に大
きな影響がある。従つてＰは極力低く押えることが望ま
しいがこれを大巾に低減するには製造プロセス上困難を
伴う。しかしＰの低減は本発明の目的である大入熱溶接
部の割れ抑止に効果が大きい事からその上限を先に述べ
たスラブ加熱温度との関連で示される値以下とし、且つ
現状の製造プロセスで比較的容易に達成できる0.020％
以下とする。
Ｐは局部的な偏析を生じ易く、偏析部の硬化、脆化に大
きな影響がある。従つてＰは極力低く押えることが望ま
しいがこれを大巾に低減するには製造プロセス上困難を
伴う。しかしＰの低減は本発明の目的である大入熱溶接
部の割れ抑止に効果が大きい事からその上限を先に述べ
たスラブ加熱温度との関連で示される値以下とし、且つ
現状の製造プロセスで比較的容易に達成できる0.020％
以下とする。
S:Sも原材料から不可避に混入する不純物元素であり、
その増加によつて鋼板の延靭性は劣化するため、0.020
％を上限とする。
その増加によつて鋼板の延靭性は劣化するため、0.020
％を上限とする。
Sol.Al:Alは鋼の脱酸上必要な添加元素であり、且つ鋼
中の窒素をAlNとして固定することで組織の微細化、靭
性の改善に有効であり、0.015％をその下限とする。し
かし、これが0.100％を超えると清浄性が悪化し溶接性
を損なうためこれを上限とする。
中の窒素をAlNとして固定することで組織の微細化、靭
性の改善に有効であり、0.015％をその下限とする。し
かし、これが0.100％を超えると清浄性が悪化し溶接性
を損なうためこれを上限とする。
N:Nは鋼の精錬過程で混入し、freeのＮとしては靭性を
劣化させ低い方が望ましいが、Al等の窒化物生成元素と
結合し適正量存在することで組織、靭性の改善、或いは
溶接部の靭性劣化を防止する効果を有する。しかし、こ
れが0.010％を超えると靭性の劣化が大きいため、これ
を上限とする。
劣化させ低い方が望ましいが、Al等の窒化物生成元素と
結合し適正量存在することで組織、靭性の改善、或いは
溶接部の靭性劣化を防止する効果を有する。しかし、こ
れが0.010％を超えると靭性の劣化が大きいため、これ
を上限とする。
以上の元素に加えて更に下記元素を必要に応じて１種又
は２種以上添加することが可能である。
は２種以上添加することが可能である。
Ti:TiはＮを固定するために有効な元素であり、free N
の低減により靭性を改善する。またＮ量との間にTi/N
3.4が成り立つ適正量のTiの添加により大入熱溶接部の
靭性を改善する。しかしTiが0.020％を超えると靭性が
劣化するためこれを上限とする。
の低減により靭性を改善する。またＮ量との間にTi/N
3.4が成り立つ適正量のTiの添加により大入熱溶接部の
靭性を改善する。しかしTiが0.020％を超えると靭性が
劣化するためこれを上限とする。
Cu:Cuは鋼板の強度を高めるのに有効な元素であり、Ｃ
と置換することで炭素当量を低減し溶接性を改善するこ
とができる。しかし、多量に添加すると熱間圧延中に表
面疵が生成しやすくなるため、0.5％を上限とする。
と置換することで炭素当量を低減し溶接性を改善するこ
とができる。しかし、多量に添加すると熱間圧延中に表
面疵が生成しやすくなるため、0.5％を上限とする。
Ni:Niは溶接性を損なう事なく、強度および靭性を向上
させる。しかし、1.0％を超える添加は経済的に好まし
くないためこれを上限とする。
させる。しかし、1.0％を超える添加は経済的に好まし
くないためこれを上限とする。
Nb:Nbは制御圧延効果を高め、高強度、高靭性を得るの
に有効である。しかし、0.050％以上では溶接による靭
性劣化が顕著となるため、これを上限とする。
に有効である。しかし、0.050％以上では溶接による靭
性劣化が顕著となるため、これを上限とする。
V:Vは鋼板の強度靭性を高める効果がある。しかし、こ
れが0.10％を超えると溶接部の靭性を損なう事からこれ
を上限とする。
れが0.10％を超えると溶接部の靭性を損なう事からこれ
を上限とする。
炭素当量（Ceq）：炭素当量は鋼材の強度や溶接熱影響
部の硬化度を評価するパラメータであるが鋼材のミクロ
偏析部での硬化度に対しても影響する。このため炭素当
量は本発明の目的である割れ防止の観点から低いほど好
ましいが鋼材材質確保を考慮して、WESによる炭素当量
の上限を式で与えられる値以下とする。
部の硬化度を評価するパラメータであるが鋼材のミクロ
偏析部での硬化度に対しても影響する。このため炭素当
量は本発明の目的である割れ防止の観点から低いほど好
ましいが鋼材材質確保を考慮して、WESによる炭素当量
の上限を式で与えられる値以下とする。
＜実 施 例＞ 第１表に示す成分の各鋼をCCスラブを用いて、制御圧延
或いは制御圧延後加速冷却することにより、降伏点36キ
ロ級50キロ鋼板を得た。ここで鋼Ａ〜ＣはWESによる炭
素当量が0.33％、鋼Ｄ〜Ｇは0.36％、鋼Ｈ〜Ｊは0.40％
を中心としたSi−Mn系、鋼ＫおよびＬは0.33％のNbおよ
びＶ系で、各々〔Ｐ〕レベルを変えている。これら各鋼
の成分はすべて本発明の範囲内である。
或いは制御圧延後加速冷却することにより、降伏点36キ
ロ級50キロ鋼板を得た。ここで鋼Ａ〜ＣはWESによる炭
素当量が0.33％、鋼Ｄ〜Ｇは0.36％、鋼Ｈ〜Ｊは0.40％
を中心としたSi−Mn系、鋼ＫおよびＬは0.33％のNbおよ
びＶ系で、各々〔Ｐ〕レベルを変えている。これら各鋼
の成分はすべて本発明の範囲内である。
上記鋼をスラブ加熱温度を種々かえて32mm、25mm板厚の
鋼板とし、その機械的性質と溶接部割れ発生率を求め
た。その結果を第２表に示す。本発明材の場合、いずれ
も溶接部割れ発生率が０であり、また機械的性質も優れ
ていることがわかる。
鋼板とし、その機械的性質と溶接部割れ発生率を求め
た。その結果を第２表に示す。本発明材の場合、いずれ
も溶接部割れ発生率が０であり、また機械的性質も優れ
ていることがわかる。
第１図はスラブ加熱温度と大入熱溶接部割れ発生率との
関係を示すグラフ、第２図は〔Ｐ〕量とスラブ加熱温度
との関係を示すグラフ、第３図は金属組織の顕微鏡写真
である。
関係を示すグラフ、第２図は〔Ｐ〕量とスラブ加熱温度
との関係を示すグラフ、第３図は金属組織の顕微鏡写真
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石川 勝 広島県福山市大門町大門324−１ (56)参考文献 特開 昭52−17319（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−55329（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】C:0.20％以下、Si:0.05〜0.50％、Mn:0.5
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、SolAl:0.015
〜0.10％、N:0.010％以下を含有し、残部鉄及び不可避
不純物からなるスラブを、下式を満足する温度Ｔ℃に加
熱後圧延することを特徴とする溶接割れ感受性の低い非
調質高張力鋼板の製造方法。 Ｔ945＋1570・Ceq＋214log〔Ｐ〕 - 【請求項２】C:0.20％以下、Si:0.05〜0.50％、Mn:0.5
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、SolAl:0.015
〜0.10％、N:0.010％以下、更にCu:0.5％以下、Ni:1.0
％以下、Nb:0.05％以下、V:0.10％以下、Ti:0.02％以下
の中１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不可避不純
物からなるスラブを、下式を満足する温度Ｔ℃に加熱後
圧延することを特徴とする溶接割れ感受性の低い非調質
高張力鋼板の製造方法。 Ｔ945＋1570・Ceq＋214log〔Ｐ〕 - 【請求項３】C:0.20％以下、Si:0.05〜0.50％、Mn:0.5
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、SolAl:0.015
〜0.10％、N:0.010％以下を含有し、残部鉄及び不可避
不純物からなるスラブを、下式を満足する温度Ｔ℃に加
熱後圧延し、圧延直後から400℃までの100℃以上の温度
巾にわたり３〜30℃/secの冷却速度で加速冷却し、以後
放冷することを特徴とする溶接割れ感受性の低い非調質
高張力鋼板の製造方法。 Ｔ945＋1570・Ceq＋214log〔Ｐ〕 - 【請求項４】C:0.20％以下、Si:0.05〜0.50％、Mn:0.5
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、SolAl:0.015
〜0.10％、N:0.010％以下、更にCu:0.5％以下、Ni:1.0
％以下、Nb:0.05％以下、V:0.10％以下、Ti:0.02％以下
の中１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不可避不純
物からなるスラブを、下式を満足する温度Ｔ℃に加熱後
圧延し、圧延直後から400℃までの100℃以上の温度巾に
わたり３〜30℃/secの冷却速度で加速冷却し、以後放冷
することを特徴とする溶接割れ感受性の低い非調質高張
力鋼板の製造方法。 Ｔ945＋1570・Ceq＋214log〔Ｐ〕
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61021201A JPH0753882B2 (ja) | 1986-02-04 | 1986-02-04 | 溶接割れ感受性の低い非調質高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61021201A JPH0753882B2 (ja) | 1986-02-04 | 1986-02-04 | 溶接割れ感受性の低い非調質高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62180013A JPS62180013A (ja) | 1987-08-07 |
| JPH0753882B2 true JPH0753882B2 (ja) | 1995-06-07 |
Family
ID=12048363
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61021201A Expired - Fee Related JPH0753882B2 (ja) | 1986-02-04 | 1986-02-04 | 溶接割れ感受性の低い非調質高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0753882B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03211251A (ja) * | 1989-04-26 | 1991-09-17 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の破壊靭性の優れた高強度溶接構造用鋼材 |
Family Cites Families (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6012409B2 (ja) * | 1975-06-26 | 1985-04-01 | 新日本製鐵株式会社 | 冷間加工性と冷間加工後の時効硬化性に優れた加工用熱間圧延鋼材の製造方法 |
| JPS5254611A (en) * | 1975-10-31 | 1977-05-04 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Steel for lrge heat input welding |
| JPS54115619A (en) * | 1978-02-28 | 1979-09-08 | Kobe Steel Ltd | Steel for welded structure with superior toughness and weld crack resistance in weld heat-affected zone |
| JPS5538901A (en) * | 1978-03-17 | 1980-03-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of unrefined steel sheet having excellent hydrogen cracking resistance in wet hydrogen sulfide environment of high hydrogen ion concentration |
| JPS55128533A (en) * | 1979-03-23 | 1980-10-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Preparation of steel material with reduced microsegregation |
| JPS601926B2 (ja) * | 1980-06-09 | 1985-01-18 | 新日本製鐵株式会社 | 均一な内質を有する鋼材の製造方法 |
| JPS57120614A (en) * | 1981-01-16 | 1982-07-27 | Nippon Steel Corp | Method for producing steel material from ingot |
| JPS60125324A (ja) * | 1983-12-12 | 1985-07-04 | Kawasaki Steel Corp | 高張力高靭性鋼板の製造方法 |
| JPS60152626A (ja) * | 1984-01-20 | 1985-08-10 | Kawasaki Steel Corp | 溶接構造用高張力鋼のじん性安定化方法 |
| JPS6123714A (ja) * | 1984-07-12 | 1986-02-01 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部における低温靭性の優れた鋼の製造法 |
| JPS6256554A (ja) * | 1985-09-04 | 1987-03-12 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接熱影響部においてｕｓｔ欠陥を生じない加速冷却鋼板 |
-
1986
- 1986-02-04 JP JP61021201A patent/JPH0753882B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62180013A (ja) | 1987-08-07 |
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