JPH07824B2 - 溶接用高靭性鋼 - Google Patents
溶接用高靭性鋼Info
- Publication number
- JPH07824B2 JPH07824B2 JP59101732A JP10173284A JPH07824B2 JP H07824 B2 JPH07824 B2 JP H07824B2 JP 59101732 A JP59101732 A JP 59101732A JP 10173284 A JP10173284 A JP 10173284A JP H07824 B2 JPH07824 B2 JP H07824B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- oxide
- steel
- welding
- toughness
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、溶接性の優れた鋼材に係り、特に溶接熱影響
部の切欠靭性の優れた鋼材に関するものである。
部の切欠靭性の優れた鋼材に関するものである。
近年、船舶、貯槽、海洋構造物など大型鋼構造物の材質
特性に対する要求値は厳しくなっており、とくに溶接部
の低温靭性を向上することが望まれている。一般に鋼材
をサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、ないし
はエレクトロスラグ溶接などの自動溶接法で溶接する
と、溶接部のうち母材と溶接金属との境界部（以後溶接
ボンド部と称する）、ならびに溶接ボンド部近傍の溶接
熱影響部（以後HAZと称する）の靭性が最も低下するの
が普通であり、その原因は主としてオーステナイト結晶
粒の粗大化にあるとされている。
特性に対する要求値は厳しくなっており、とくに溶接部
の低温靭性を向上することが望まれている。一般に鋼材
をサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、ないし
はエレクトロスラグ溶接などの自動溶接法で溶接する
と、溶接部のうち母材と溶接金属との境界部（以後溶接
ボンド部と称する）、ならびに溶接ボンド部近傍の溶接
熱影響部（以後HAZと称する）の靭性が最も低下するの
が普通であり、その原因は主としてオーステナイト結晶
粒の粗大化にあるとされている。
そこで従来溶接ボンド部とHAZの靭性向上対策として、
これら部分の組織を微細化する方法が各種提案されてい
る。
これら部分の組織を微細化する方法が各種提案されてい
る。
その一つとして、例えば鉄と鋼第65年第８号1282頁に見
られるようにTiNを微細析出させて50kg/mm2級鋼板の大
入熱溶接時のHAZ靭性を改善する手段がとられている。
しかしこれら析出物を有効活用するためには、製鋼、も
しくは、圧延工程を厳密に制御して鋼中に該析出物を均
一微細に分散させる必要がある。さらに折角このように
分散させても溶接時、特に大入熱溶接時に析出物が溶
解、もしくは粗大化してしまい溶接ボンド部、HAZ、特
にHAZ粗粒域において所期の効果が得られないという問
題があつた。
られるようにTiNを微細析出させて50kg/mm2級鋼板の大
入熱溶接時のHAZ靭性を改善する手段がとられている。
しかしこれら析出物を有効活用するためには、製鋼、も
しくは、圧延工程を厳密に制御して鋼中に該析出物を均
一微細に分散させる必要がある。さらに折角このように
分散させても溶接時、特に大入熱溶接時に析出物が溶
解、もしくは粗大化してしまい溶接ボンド部、HAZ、特
にHAZ粗粒域において所期の効果が得られないという問
題があつた。
また、溶接学会誌第52巻第２号49頁には、TiNに加えCa
を添加して、微細CaOを形成させ、オーステナイト粒の
微細化をはかるとともに、酸化物の周囲にフェライトを
核生成させ、フェライトを微細化する手段も提案されて
いる。しかしTiNが上述の如く溶接熱サイクル時に溶解
してオーステナイト粒粗大化防止の効力を失う一方、十
分な量の微細酸化物を粗大介在物の生成を誘起せずに鋼
中に存在させることが困難なため、溶接ボンド部が脆化
する問題を完全に解決するにいたっていない。
を添加して、微細CaOを形成させ、オーステナイト粒の
微細化をはかるとともに、酸化物の周囲にフェライトを
核生成させ、フェライトを微細化する手段も提案されて
いる。しかしTiNが上述の如く溶接熱サイクル時に溶解
してオーステナイト粒粗大化防止の効力を失う一方、十
分な量の微細酸化物を粗大介在物の生成を誘起せずに鋼
中に存在させることが困難なため、溶接ボンド部が脆化
する問題を完全に解決するにいたっていない。
一方特公昭55-31389号公報には、REM＋Ｂ添加によりオ
ーステナイト粒内のフェライトの微細化をはかることの
できる入熱100,000ジュール/cm以上の大入熱用非調質鋼
のボンド靭性向上効果が開示されている。しかしこの鋼
の溶接ボンド部の靭性は、入熱100kJ/cm以上では０℃に
おいて25〜80kg・ｍと比較的良好な値を示す一方、入熱
30,60kJ/cmの場合、０℃においてそれぞれ６および10kg
・ｍとかなららずしも十分な靭性ではない。
ーステナイト粒内のフェライトの微細化をはかることの
できる入熱100,000ジュール/cm以上の大入熱用非調質鋼
のボンド靭性向上効果が開示されている。しかしこの鋼
の溶接ボンド部の靭性は、入熱100kJ/cm以上では０℃に
おいて25〜80kg・ｍと比較的良好な値を示す一方、入熱
30,60kJ/cmの場合、０℃においてそれぞれ６および10kg
・ｍとかなららずしも十分な靭性ではない。
昨今の海洋構造物溶接部の靭性要求値はますますシビア
化していて、−40℃で3.5kg・ｍ程度の靭性値が要求さ
れることを考慮するとREM＋Ｂ効果では十分な対応がで
きないことは明らかである。
化していて、−40℃で3.5kg・ｍ程度の靭性値が要求さ
れることを考慮するとREM＋Ｂ効果では十分な対応がで
きないことは明らかである。
また本発明者らの一部は、溶接用鋼にTiOx（X:0.65〜1.
3）を存在させることにより溶接ボンド、HAZ部の靭性を
著しく改良できることを先に特開昭57-51243号公報にお
いて開示した。
3）を存在させることにより溶接ボンド、HAZ部の靭性を
著しく改良できることを先に特開昭57-51243号公報にお
いて開示した。
しかしTiOxを含む鋼の大入熱溶接部のボンド部の靭性は
何れも従来鋼のそれにくらべれば良好であるが、母材靭
性にくらべれば不十分なものであった。また検討の対象
をAlキルド鋼としていて、Ti酸化物の有効な成分系を十
分に検討したとはいいがたい。
何れも従来鋼のそれにくらべれば良好であるが、母材靭
性にくらべれば不十分なものであった。また検討の対象
をAlキルド鋼としていて、Ti酸化物の有効な成分系を十
分に検討したとはいいがたい。
本発明の目的は、このような問題点を解決するためにな
されたもので、溶接熱サイクル時、高温で安定に存在
し、かつγ→ａ変態時に粒内フェライトの核生成を促進
してフェライトの微細化能を持つ化合物を含有する溶接
用鋼を提供することにある。
されたもので、溶接熱サイクル時、高温で安定に存在
し、かつγ→ａ変態時に粒内フェライトの核生成を促進
してフェライトの微細化能を持つ化合物を含有する溶接
用鋼を提供することにある。
本発明者らは鋼中に存在する各種酸化物とフェライト核
生成能との関係を明らかにするため、次の如き実験を行
った。
生成能との関係を明らかにするため、次の如き実験を行
った。
即ち、0.08C-1.4Mnを主成分とし、残部が鉄および不可
避的不純物からなる溶鋼を作り、酸素濃度を60±30ppm
に調整した後、Ti,Si,Al,La,Ca,Y,Ta,Zrを各々単独に0.
02重量％相当添加して各々の酸化物を形成せしめ、ただ
ちに造塊して計８本の小鋼塊を得た。ついで該鋼塊を12
00℃にて30分加熱後950℃で仕上圧延し、12.5mm厚の鋼
板を得、ついでこの鋼板を入熱70kJ/cmにてビードオン
プレートのサブマージアーク溶接を行って、溶接ボンド
部、ならびにHAZ粗粒域のミクロ組織を詳細に観察した
ところ、Ti酸化物を含有する鋼の場合、溶接ボンドから
HAZ粗粒域にかけて該化合物からの顕著なフェライト核
生成現象が観察された。一方他の酸化物を含む鋼にはこ
の現象は観察されなかった。なお酸化物の同定はＸ線マ
イクロアナリシス法で行ったが、Ti酸化物とTi窒化物と
の複合体であってもフェライト核生成が顕著であった。
避的不純物からなる溶鋼を作り、酸素濃度を60±30ppm
に調整した後、Ti,Si,Al,La,Ca,Y,Ta,Zrを各々単独に0.
02重量％相当添加して各々の酸化物を形成せしめ、ただ
ちに造塊して計８本の小鋼塊を得た。ついで該鋼塊を12
00℃にて30分加熱後950℃で仕上圧延し、12.5mm厚の鋼
板を得、ついでこの鋼板を入熱70kJ/cmにてビードオン
プレートのサブマージアーク溶接を行って、溶接ボンド
部、ならびにHAZ粗粒域のミクロ組織を詳細に観察した
ところ、Ti酸化物を含有する鋼の場合、溶接ボンドから
HAZ粗粒域にかけて該化合物からの顕著なフェライト核
生成現象が観察された。一方他の酸化物を含む鋼にはこ
の現象は観察されなかった。なお酸化物の同定はＸ線マ
イクロアナリシス法で行ったが、Ti酸化物とTi窒化物と
の複合体であってもフェライト核生成が顕著であった。
本発明は以上のような知見に基づいてなされたものであ
って、その要旨とするところは、 （１）重量％でC:0.18％以下、Si:0.80％以下、Mn:0.40
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、Ti:0.003〜
0.05％、O:0.001〜0.005％、Al:0.0060％以下、N:0.005
0％以下を基本成分とし、残部はFe及び不可避的不純物
からなり、且つ粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×103
〜１×107ケ／mm3のTi酸化物、あるいはTi酸化物とTi窒
化物との複合体のいずれか１種あるいは２種を含有する
ことを特徴とする溶接用高靭性鋼、 （２）重量％でC:0.18％以下、Si:0.80％以下、Mn:0.40
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、Ti:0.003〜
0.05％、O:0.001〜0.005％、Al:0.0060％以下、N:0.005
0％以下を基本成分とし、さらに鋼の強度を調整するた
めにCr:2％以下、Ni:5％以下、Mo:0.5％以下、V:0.15％
以下、Nb:0.15％以下、B:0.003％以下、Cu:2％以下の１
種又は２種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物
からなり、且つ粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×103
〜１×107ケ／mm3のTi酸化物、あるいはTi酸化物とTi窒
化物との複合体のいずれか１種あるいは２種を含有する
ことを特徴とする溶接用高靭性鋼、 （３）重量％でC:0.18％以下、Si:0.80％以下、Mn:0.40
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、Ti:0.003〜
0.05％、O:0.001〜0.005％、Al:0.0060％以下、N:0.005
0％以下を基本成分とし、さらにTiよりも酸化力が強
く、介在物の形態制御などのために添加される、希土類
元素、Ca,Mg,Zrの１種又は２種以上を合計で0.0050％以
下含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなり、且つ
粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×103〜１×107ケ／mm
3のTi酸化物あるいはTi酸化物とTi窒化物との複合体の
いずれか１種あるいは２種を含有することを特徴とする
溶接用高靭性鋼、 （４）重量％でC:0.18％以下、Si:0.80％以下、Mn:0.40
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、Ti:0.003〜
0.05％、O:0.001〜0.005％、Al:0.0060％以下、N:0.005
0％以下を基本成分とし、さらに鋼の強度を調整するた
めにCr:2％以下、Ni:5％以下、Mo:0.5％以下、V:0.15％
以下、Nb:0.15％以下、B:0.003％以下、Cu:2％以下の１
種又は２種以上を含有し、又はさらにTiよりも酸化力が
強く、介在物の形態制御などのために添加される、希土
類元素、Ca,Mg,Zrの１種又は２種以上を合計で0.0050％
以下含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなり、且
つ粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×103〜１×107ケ／
mm3のTi酸化物、あるいはTi酸化物とTi窒化物との複合
体のいずれか１種あるいは２種を含有することを特徴と
する溶接用高靭性鋼にある。
って、その要旨とするところは、 （１）重量％でC:0.18％以下、Si:0.80％以下、Mn:0.40
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、Ti:0.003〜
0.05％、O:0.001〜0.005％、Al:0.0060％以下、N:0.005
0％以下を基本成分とし、残部はFe及び不可避的不純物
からなり、且つ粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×103
〜１×107ケ／mm3のTi酸化物、あるいはTi酸化物とTi窒
化物との複合体のいずれか１種あるいは２種を含有する
ことを特徴とする溶接用高靭性鋼、 （２）重量％でC:0.18％以下、Si:0.80％以下、Mn:0.40
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、Ti:0.003〜
0.05％、O:0.001〜0.005％、Al:0.0060％以下、N:0.005
0％以下を基本成分とし、さらに鋼の強度を調整するた
めにCr:2％以下、Ni:5％以下、Mo:0.5％以下、V:0.15％
以下、Nb:0.15％以下、B:0.003％以下、Cu:2％以下の１
種又は２種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純物
からなり、且つ粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×103
〜１×107ケ／mm3のTi酸化物、あるいはTi酸化物とTi窒
化物との複合体のいずれか１種あるいは２種を含有する
ことを特徴とする溶接用高靭性鋼、 （３）重量％でC:0.18％以下、Si:0.80％以下、Mn:0.40
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、Ti:0.003〜
0.05％、O:0.001〜0.005％、Al:0.0060％以下、N:0.005
0％以下を基本成分とし、さらにTiよりも酸化力が強
く、介在物の形態制御などのために添加される、希土類
元素、Ca,Mg,Zrの１種又は２種以上を合計で0.0050％以
下含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなり、且つ
粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×103〜１×107ケ／mm
3のTi酸化物あるいはTi酸化物とTi窒化物との複合体の
いずれか１種あるいは２種を含有することを特徴とする
溶接用高靭性鋼、 （４）重量％でC:0.18％以下、Si:0.80％以下、Mn:0.40
〜2.0％、P:0.020％以下、S:0.020％以下、Ti:0.003〜
0.05％、O:0.001〜0.005％、Al:0.0060％以下、N:0.005
0％以下を基本成分とし、さらに鋼の強度を調整するた
めにCr:2％以下、Ni:5％以下、Mo:0.5％以下、V:0.15％
以下、Nb:0.15％以下、B:0.003％以下、Cu:2％以下の１
種又は２種以上を含有し、又はさらにTiよりも酸化力が
強く、介在物の形態制御などのために添加される、希土
類元素、Ca,Mg,Zrの１種又は２種以上を合計で0.0050％
以下含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなり、且
つ粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×103〜１×107ケ／
mm3のTi酸化物、あるいはTi酸化物とTi窒化物との複合
体のいずれか１種あるいは２種を含有することを特徴と
する溶接用高靭性鋼にある。
以下に本発明をさらに詳細に説明する。
先ず、本発明鋼における各成分の限定理由は次の通りで
ある。
ある。
Ｃを0.18％以下とした理由は、鋼の溶接性の点からはＣ
の低いことが望ましいが、所要の強度を確保するため、
0.18％まで許容し、上限を0.18％とした。
の低いことが望ましいが、所要の強度を確保するため、
0.18％まで許容し、上限を0.18％とした。
Siは強度確保、溶鋼の予備脱酸のために添加されるが、
0.80％を超すと靭性を損うため、上限を0.80％とした。
0.80％を超すと靭性を損うため、上限を0.80％とした。
Mnを0.40〜2.0％としたのは、母材の強度と靭性を与え
るためにはMnは0.40％以上必要であるが、溶接割れ性等
の許容できる範囲で最高2.0％とした。
るためにはMnは0.40％以上必要であるが、溶接割れ性等
の許容できる範囲で最高2.0％とした。
Ｐについては、母材靭性を確保する上から低い方が望ま
しく、上限を0.020％とした。
しく、上限を0.020％とした。
Ｓについては、母材靭性確保のためにも低いことが望ま
しく、上限を0.020％とした。
しく、上限を0.020％とした。
Alは予備脱酸、母材の靭性向上のために添加されるが、
0.0060％超の場合、フェライト核生成能に効果あるTi酸
化物が生成し難くなるとともにTiNが独立に生成し易く
なって大入熱溶接時の溶接ボンド部の靭性を劣化させる
ので、Alは0.0060％以下とすべきである。
0.0060％超の場合、フェライト核生成能に効果あるTi酸
化物が生成し難くなるとともにTiNが独立に生成し易く
なって大入熱溶接時の溶接ボンド部の靭性を劣化させる
ので、Alは0.0060％以下とすべきである。
Ｎを0.0050％以下とした理由は、溶接ボンド部の靭性を
確保する上から低い方が望ましく、上限を0.0050％とし
たもので、0.0050％超の場合、TiNが独立に生成し易く
なり、これが溶接熱サイクル時に分解して固溶Ｎが生成
し、靭性を劣化させるので、Ｎは0.0050％以下とすべき
である。
確保する上から低い方が望ましく、上限を0.0050％とし
たもので、0.0050％超の場合、TiNが独立に生成し易く
なり、これが溶接熱サイクル時に分解して固溶Ｎが生成
し、靭性を劣化させるので、Ｎは0.0050％以下とすべき
である。
以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材の組織を改善
し、強度・靭性を与える目的でCr,Ni,Mo,V,Nb,B,Cuの１
種又は２種以上含有することができる。
し、強度・靭性を与える目的でCr,Ni,Mo,V,Nb,B,Cuの１
種又は２種以上含有することができる。
Crは焼入性の増加による母材の強度向上ならびに組織の
微細化に有効であるが、２％を超すとHAZの硬化性を高
め割れ感受性を高めるので上限を２％とした。
微細化に有効であるが、２％を超すとHAZの硬化性を高
め割れ感受性を高めるので上限を２％とした。
Niは、母材の靭性及び強度を向上させるために添加され
るが、５％を超すと、HAZの硬化性を高めるため上限を
５％とした。
るが、５％を超すと、HAZの硬化性を高めるため上限を
５％とした。
Moも焼入性の増加による母材の強度向上、組織の微細化
に有効であるが、0.5％を超すとHAZの硬化性を高めるの
で上限を0.5％とした。
に有効であるが、0.5％を超すとHAZの硬化性を高めるの
で上限を0.5％とした。
Ｖは炭、窒化物を形成して母材の強度向上、γ粒微細化
に有効であるが、0.15％を超すとHAZの靭性劣化をひき
おこすので上限を0.15％とした。
に有効であるが、0.15％を超すとHAZの靭性劣化をひき
おこすので上限を0.15％とした。
NbについてもＶと効果は同じであるが、0.15％を超すと
HAZの靭性劣化をひきおこすので上限を0.15％とした。
HAZの靭性劣化をひきおこすので上限を0.15％とした。
Ｂは母材の焼入性の増加による強度を向上させ、HAZ粗
粒域の初析フェライト低減のために添加されるが、0.00
3％を超すと、HAZの割れ感受性を高めるので上限を0.00
3％とした。
粒域の初析フェライト低減のために添加されるが、0.00
3％を超すと、HAZの割れ感受性を高めるので上限を0.00
3％とした。
Cuは母材の強度を向上するため添加されるが２％を超す
とHAZの割れ感受性を高める傾向があるため、上限を２
％とした。
とHAZの割れ感受性を高める傾向があるため、上限を２
％とした。
また本発明においては、粗粒域の外側のHAZの結晶粒粗
大化防止のため、すなわち酸化物、硫化物、もしくは窒
化物、およびこれらの混合微小析出物形成元素としての
役割を果たさせるため、原子番号57-71番のランタノイ
ド系元素およびＹの１種以上からなる希土類元素、Ca,M
g,Zrの１種又は２種以上を添加することができる。
大化防止のため、すなわち酸化物、硫化物、もしくは窒
化物、およびこれらの混合微小析出物形成元素としての
役割を果たさせるため、原子番号57-71番のランタノイ
ド系元素およびＹの１種以上からなる希土類元素、Ca,M
g,Zrの１種又は２種以上を添加することができる。
希土類元素は酸化物、硫化物、もしくは酸・硫化物を形
成させ、粗粒化域の外側のHAZの結晶粒粗大化防止をは
かるために、また母材中の介在物の方向性の解消のため
に添加される。
成させ、粗粒化域の外側のHAZの結晶粒粗大化防止をは
かるために、また母材中の介在物の方向性の解消のため
に添加される。
Caは硫化物の形状制御のため添加される。
MgはCaと同様に硫化物の形状制御に有効である。
Zrは窒化物を形成してHAZの結晶粒粗大化防止に有効で
ある。
ある。
しかしてこれら元素の１種又は２種以上の合計が0.0050
％超となると、フェライト核生成に効果のあるTi酸化物
が生成し難くなるとともにTiNが単独に生成し易くなっ
て大入熱溶接時のボンド靭性を劣化させるので上限を0.
0050％とした。
％超となると、フェライト核生成に効果のあるTi酸化物
が生成し難くなるとともにTiNが単独に生成し易くなっ
て大入熱溶接時のボンド靭性を劣化させるので上限を0.
0050％とした。
次に本発明の最大の特徴とするところは、溶接ボンド
部、HAZの粗粒化域においてその冷却時γ→α変態を制
御して粒内フェライトを生成させるため、Ti酸化物もし
くはTi酸化物とTi窒化物との複合体のいずれか１種、あ
るいは２種を含有することである。
部、HAZの粗粒化域においてその冷却時γ→α変態を制
御して粒内フェライトを生成させるため、Ti酸化物もし
くはTi酸化物とTi窒化物との複合体のいずれか１種、あ
るいは２種を含有することである。
而して、本発明者らの知見によれば該粒子径は0.1〜3.0
μの範囲にないと有効な核生成個所となり得ない。0.1
μ未満の径では核生成効果は極めて弱くなる。また3.0
μ超になるフェライト核生成能はあるが、形成されるフ
ェライト径自体が大きくなると共にそれ自身が破壊の発
生個所となり易くなりHAZ靭性が低下する。
μの範囲にないと有効な核生成個所となり得ない。0.1
μ未満の径では核生成効果は極めて弱くなる。また3.0
μ超になるフェライト核生成能はあるが、形成されるフ
ェライト径自体が大きくなると共にそれ自身が破壊の発
生個所となり易くなりHAZ靭性が低下する。
さらに、該化合物粒子数が５×103ケ／mm3未満では、大
入熱溶接時に十分なフェライト核生成能が得られないの
で、５×103ケ／mm3以上の該粒子を存在させる必要があ
る。粒子数が増加するに従って、得られるフェライトは
微細化して溶接ボンド部、HAZ粗粒域の靭性が向上する
が１×107ケ／mm3超となると母材の延性が低下する傾向
があるので、粒子数の上限は１×107ケ／mm3でなければ
ならない。
入熱溶接時に十分なフェライト核生成能が得られないの
で、５×103ケ／mm3以上の該粒子を存在させる必要があ
る。粒子数が増加するに従って、得られるフェライトは
微細化して溶接ボンド部、HAZ粗粒域の靭性が向上する
が１×107ケ／mm3超となると母材の延性が低下する傾向
があるので、粒子数の上限は１×107ケ／mm3でなければ
ならない。
なお、Ti酸化物、もしくはTi酸化物とTi窒化物との複合
体の含有量については特に定めないが、Ti量に換算して
鋼中に0.003〜0.05％存在すれば十分な効果が期待され
る。この場合Ti量が0.003％未満ではフェライトの核生
成を促進させるに足る上記化合物を十分に生成すること
がむずかしい。また0.05％超では清浄度が低下して母材
の靭性を低下させるおそれがあり望ましくない。
体の含有量については特に定めないが、Ti量に換算して
鋼中に0.003〜0.05％存在すれば十分な効果が期待され
る。この場合Ti量が0.003％未満ではフェライトの核生
成を促進させるに足る上記化合物を十分に生成すること
がむずかしい。また0.05％超では清浄度が低下して母材
の靭性を低下させるおそれがあり望ましくない。
上記酸化物は溶鋼中にて既に生成しており、鋼が再び溶
けて酸化物が消失あるいは凝集しない限り、それ以降の
いかなる製造工程を経ても微細フェライト生成能は失わ
れない。
けて酸化物が消失あるいは凝集しない限り、それ以降の
いかなる製造工程を経ても微細フェライト生成能は失わ
れない。
ＯはTi酸化物を形成させるために不可欠の元素であり、
0.001％未満ではTi酸化物の粒子数が不足し、粒内フェ
ライト生成が不十分となる。また、0.005％を超えると
粗大な酸化物を形成するようになり靭性低下の原因とな
る。
0.001％未満ではTi酸化物の粒子数が不足し、粒内フェ
ライト生成が不十分となる。また、0.005％を超えると
粗大な酸化物を形成するようになり靭性低下の原因とな
る。
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。
る。
第１表は試作鋼の化学成分であつて、40から80キロ級鋼
まで試作した。ここで第１−１表、第１−２表、第１−
３表および第１−４表は、それぞれ請求項（１）、請求
項（２）、請求項（３）および請求項（４）に関する本
発明例とその比較例の化学成分である。
まで試作した。ここで第１−１表、第１−２表、第１−
３表および第１−４表は、それぞれ請求項（１）、請求
項（２）、請求項（３）および請求項（４）に関する本
発明例とその比較例の化学成分である。
これらの中、第１表の内１−ｈを除く鋼、2-a,2-b,2-g,
2-h,2-i,2-j及び２−ｋは40キロ級鋼、1-h,2-c,2-f,第
１−３表の鋼及び４−ｄは50キロ級鋼、2-l,4-a,4-b,4-
f及び４−ｇは60キロ級鋼、2-m,4-h,4-iは70キロ級鋼、
2-d,2-e,4-c,4-e,4-jは80キロ級鋼である。
2-h,2-i,2-j及び２−ｋは40キロ級鋼、1-h,2-c,2-f,第
１−３表の鋼及び４−ｄは50キロ級鋼、2-l,4-a,4-b,4-
f及び４−ｇは60キロ級鋼、2-m,4-h,4-iは70キロ級鋼、
2-d,2-e,4-c,4-e,4-jは80キロ級鋼である。
いずれの試作材も圧延により20および30mmの鋼板とし、
それぞれＸ開先による両面一層溶接を行った。20mm材に
対しては電流700A、電圧32V、溶接速度30cm/分、入熱量
45kJ/cmの１電極潜弧溶接、30mm材に対しては、電流100
0A（Ｌ極）,950（Ｔ極），電圧36V（Ｌ極）,40V（Ｔ
極），溶接速度44cm/分、入熱100kj/cmの２電極潜弧溶
接を行い、第１図に示す如く鋼材5,5′を溶接して溶接
金属１を形成せしめた後、切欠位置４を溶接ボンド部６
からHAZ側へ1mm入った所としてシャルピー衝撃試験片３
を採取し、試験を行った。
それぞれＸ開先による両面一層溶接を行った。20mm材に
対しては電流700A、電圧32V、溶接速度30cm/分、入熱量
45kJ/cmの１電極潜弧溶接、30mm材に対しては、電流100
0A（Ｌ極）,950（Ｔ極），電圧36V（Ｌ極）,40V（Ｔ
極），溶接速度44cm/分、入熱100kj/cmの２電極潜弧溶
接を行い、第１図に示す如く鋼材5,5′を溶接して溶接
金属１を形成せしめた後、切欠位置４を溶接ボンド部６
からHAZ側へ1mm入った所としてシャルピー衝撃試験片３
を採取し、試験を行った。
溶接材料は試験結果の統一解析のため、対応する40〜80
キロ級溶接材料によった。
キロ級溶接材料によった。
第２−１表、第２−２表、第２−３表および第２−４表
には本発明の特徴であるTi酸化物、Ti窒化物の有無、同
化合物の平均粒径、粒子数を示す。
には本発明の特徴であるTi酸化物、Ti窒化物の有無、同
化合物の平均粒径、粒子数を示す。
第３−１表、第３−２表、第３−３表および第３−４表
にはHAZの靭性を示す。同表から明らかなように本発明
はいずれも比較例に比し高いHAZ靭性を有することが明
らかである。
にはHAZの靭性を示す。同表から明らかなように本発明
はいずれも比較例に比し高いHAZ靭性を有することが明
らかである。
すなわち、40キロ級鋼1-a,1-b,1-c,1-d,1-e,1-f,1-g,1-
i,2-a,2-b,2-g,2-h,2-i,2-j,2-kのうち発明例1-a,1-b,1
-c,1-g,2-a,2-b,2-g,2-h,2-i,2-j,2-kは平均0.15〜1.2
μのTi酸化物、もしくはTi酸化物とTi窒化物との複合体
を含み、粒子数も6.0×103〜6.6×106ケ／mm3であっ
て、入熱100kj/cmの溶接時、−40℃の靭性も平均が8.2
〜11.6kg・ｍと良好であって最小値も3.5kg・ｍ以上と
安定している。
i,2-a,2-b,2-g,2-h,2-i,2-j,2-kのうち発明例1-a,1-b,1
-c,1-g,2-a,2-b,2-g,2-h,2-i,2-j,2-kは平均0.15〜1.2
μのTi酸化物、もしくはTi酸化物とTi窒化物との複合体
を含み、粒子数も6.0×103〜6.6×106ケ／mm3であっ
て、入熱100kj/cmの溶接時、−40℃の靭性も平均が8.2
〜11.6kg・ｍと良好であって最小値も3.5kg・ｍ以上と
安定している。
一方比較例において、１−ｄ鋼はTi酸化物を含有する
が、３μ超のものも同時に存在し、−40℃の靭性が平均
値ではかろうじて3.5kg・ｍ以上であるが、最小値は1.0
kg・ｍと低値を示した。
が、３μ超のものも同時に存在し、−40℃の靭性が平均
値ではかろうじて3.5kg・ｍ以上であるが、最小値は1.0
kg・ｍと低値を示した。
１−ｅ鋼はTiを全く含有しないためフェライトの核生成
能が得られず、HAZのフェライトが粗粒となり、靭性は
極めて低かった。
能が得られず、HAZのフェライトが粗粒となり、靭性は
極めて低かった。
１−ｆ鋼は、Alが多いことと関連してTi酸化物が存在し
ないためフェライトが粗粒となり、−40℃の靭性の平均
値はともかくも最低値で3.5kg・ｍを下まわるものが出
た。また１−ｉ鋼Ｎの含有量が0.0070％と高いため、含
Ti酸化物が存在するにもかかわらず、最低値に1.9kg・
ｍと低いものがあった。
ないためフェライトが粗粒となり、−40℃の靭性の平均
値はともかくも最低値で3.5kg・ｍを下まわるものが出
た。また１−ｉ鋼Ｎの含有量が0.0070％と高いため、含
Ti酸化物が存在するにもかかわらず、最低値に1.9kg・
ｍと低いものがあった。
次に50キロ級鋼1-h,2-c,2-f,3-a,3-b,3-c,3-d,3-e,3-f,
3-g,3-k,3-iのうち、本発明例2-c,2-f,3-a,3-b,3-c,3-
d,3-g,3-iは、それぞれ適した粒径、粒子数のTi酸化物
もしくはTi酸化物とTi窒化物の複合体を含み、その結果
フェライトが微細化して靭性も良好である。すなわち平
均粒径は0.12〜0.80μ、粒子数は6.4×104〜8.5×106ケ
／mm3の範囲にありvE-40も最低値も含めすべて3.5kg・
ｍ以上となっている。
3-g,3-k,3-iのうち、本発明例2-c,2-f,3-a,3-b,3-c,3-
d,3-g,3-iは、それぞれ適した粒径、粒子数のTi酸化物
もしくはTi酸化物とTi窒化物の複合体を含み、その結果
フェライトが微細化して靭性も良好である。すなわち平
均粒径は0.12〜0.80μ、粒子数は6.4×104〜8.5×106ケ
／mm3の範囲にありvE-40も最低値も含めすべて3.5kg・
ｍ以上となっている。
一方比較例１−ｈはＣが0.24％と高いためvE-40の最低
値が2.4kg・ｍと低い値を示した。比較例３−ｅはRENの
添加量が0.007％と高かったため含Ti酸化物の粒子数が
2.5×102ケ／mm3と十分に存在せずフェライトの細粒化
が不十分でvE-40値が3.5kg・ｍ以下となつた。Alの添加
量が多い（0.026％）４−ｄは、含Ti酸化物が皆無とな
り、これも十分な靭性が得られなかった。
値が2.4kg・ｍと低い値を示した。比較例３−ｅはRENの
添加量が0.007％と高かったため含Ti酸化物の粒子数が
2.5×102ケ／mm3と十分に存在せずフェライトの細粒化
が不十分でvE-40値が3.5kg・ｍ以下となつた。Alの添加
量が多い（0.026％）４−ｄは、含Ti酸化物が皆無とな
り、これも十分な靭性が得られなかった。
60キロ級鋼2-l,4-a,4-b,4-f,4-gの内、本発明4-a,4-b,4
-f,4-gはTi酸化物を適量含有し、入熱45kJ/cmのvE-60値
も平均値が10kg・ｍ以上と優れた靭性を示した。2-lはM
oが0.55％と高く脆化が生じ、十分な靭性が得られなか
った。
-f,4-gはTi酸化物を適量含有し、入熱45kJ/cmのvE-60値
も平均値が10kg・ｍ以上と優れた靭性を示した。2-lはM
oが0.55％と高く脆化が生じ、十分な靭性が得られなか
った。
70キロ級鋼及び80キロ級鋼2-d,2-l,2-m,4-c,4-e,4-h,4-
i,4-jのうち本発明2-d,4-c,4-h,4-iはそれぞれ適した粒
径、粒子数のTi酸化物、もしくはTi酸化物とTi窒化物の
複合体を含み、その結果フェライトが微細化し、靭性も
良好である。
i,4-jのうち本発明2-d,4-c,4-h,4-iはそれぞれ適した粒
径、粒子数のTi酸化物、もしくはTi酸化物とTi窒化物の
複合体を含み、その結果フェライトが微細化し、靭性も
良好である。
しかしながら比較例２−ｅおよびMgとZrを過剰添加した
４−ｅには含Ti窒化物しか存在せず、十分な靭性が得ら
れなかった。
４−ｅには含Ti窒化物しか存在せず、十分な靭性が得ら
れなかった。
またCr量の高い４−ｊは十分な靭性が得られていない。
本発明の鋼は以上のとおり、溶接熱サイクル時、高温で
安定に存在し、かつγ−α変態時に粒内フェライトの核
生成を促進してフェライトの微細化能を持つ化合物を含
有し、溶接熱影響部における切欠靭性に優れ、最近の大
型鋼構造物の材質特性に対する要求値を充分満足するも
のでその工業的価値は極めて大である。
安定に存在し、かつγ−α変態時に粒内フェライトの核
生成を促進してフェライトの微細化能を持つ化合物を含
有し、溶接熱影響部における切欠靭性に優れ、最近の大
型鋼構造物の材質特性に対する要求値を充分満足するも
のでその工業的価値は極めて大である。
第１図はシヤルピー衝撃試験片の採取位置を示す断面説
明図である。 1:溶接金属、2:HAZ、3:シャルピー衝撃試験片、4:同切
欠位置、5,5′：被溶接鋼材、6:溶接ボンド部。
明図である。 1:溶接金属、2:HAZ、3:シャルピー衝撃試験片、4:同切
欠位置、5,5′：被溶接鋼材、6:溶接ボンド部。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松田 昭一 神奈川県相模原市淵野辺５−10―１ 新日 本製鐵株式会社第２技術研究所内 (72)発明者 向井 俊夫 神奈川県川崎市中原区井田1618 新日本製 鐵株式会社第１技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭55−47366（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−185760（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−51243（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で C 0.18％以下 Si 0.80％以下 Mn 0.40〜2.0％ P 0.020％以下 S 0.020％以下 Ti 0.003〜0.05％ O 0.001〜0.005％ Al 0.0060％以下 N 0.0050％以下 を基本成分とし、残部はFe及び不可避的不純物からな
り、且つ粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×103〜１×1
07ケ／mm3のTi酸化物、あるいはTi酸化物とTi窒化物と
の複合体のいずれか１種あるいは２種を含有することを
特徴とする溶接用高靭性鋼。 - 【請求項２】重量％で C 0.18％以下 Si 0.80％以下 Mn 0.40〜2.0％ P 0.020％以下 S 0.020％以下 Ti 0.003〜0.05％ O 0.001〜0.005％ Al 0.0060％以下 N 0.0050％以下 を基本成分とし、さらに鋼の強度を調整するために Cr ２％以下 Ni ５％以下 Mo 0.5％以下 V 0.15％以下 Nb 0.15％以下 B 0.003％以下 Cu ２％以下 １種又は２種以上を含有し、残部はFe及び不可避的不純
物からなり、且つ粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×10
3〜１×107ケ／mm3のTi酸化物、あるいはTi酸化物とTi
窒化物との複合体のいずれか１種あるいは２種を含有す
ることを特徴とする溶接用高靭性鋼。 - 【請求項３】重量％で C 0.18％以下 Si 0.80％以下 Mn 0.40〜2.0％ P 0.020％以下 S 0.020％以下 Ti 0.003〜0.05％ O 0.001〜0.005％ Al 0.0060％以下 N 0.0050％以下 を基本成分とし、さらにTiよりも酸化力が強く、介在物
の形態制御などのために添加される、希土類元素、Ca,M
g,Zrの１種又は２種以上を合計で0.0050％以下含有し、
残部はFe及び不可避的不純物からなり、且つ粒子径が0.
1〜3.0μ、粒子数が５×103〜１×107ケ／mm3のTi酸化
物、あるいはTi酸化物とTi窒化物との複合体のいずれか
１種あるいは２種を含有することを特徴とする溶接用高
靭性鋼。 - 【請求項４】重量％で C 0.18％以下 Si 0.80％以下 Mn 0.40〜2.0％ P 0.020％以下 S 0.020％以下 Ti 0.003〜0.05％ O 0.001〜0.005％ Al 0.0060％以下 N 0.0050％以下 を基本成分とし、さらに鋼の強度を調整するために Cr ２％以下 Ni ５％以下 Mo 0.5％以下 V 0.15％以下 Nb 0.15％以下 B 0.003％以下 Cu ２％以下 １種又は２種以上を含有し、又はさらにTiよりも酸化力
が強く、介在物の形態制御などのために添加される、希
土類元素、Ca,Mg,Zrの１種又は２種以上を合計で0.0050
％以下含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなり、
且つ粒子径が0.1〜3.0μ、粒子数が５×103〜１×107ケ
／mm3のTi酸化物、あるいはTi酸化物とTi窒化物との複
合体のいずれか１種あるいは２種を含有することを特徴
とする溶接用高靭性鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59101732A JPH07824B2 (ja) | 1984-05-22 | 1984-05-22 | 溶接用高靭性鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59101732A JPH07824B2 (ja) | 1984-05-22 | 1984-05-22 | 溶接用高靭性鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60245768A JPS60245768A (ja) | 1985-12-05 |
| JPH07824B2 true JPH07824B2 (ja) | 1995-01-11 |
Family
ID=14308437
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59101732A Expired - Lifetime JPH07824B2 (ja) | 1984-05-22 | 1984-05-22 | 溶接用高靭性鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07824B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111926244A (zh) * | 2020-07-09 | 2020-11-13 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 低温冲击韧性良好的15CrMoR钢板及其生产方法 |
Families Citing this family (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61270354A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性溶接用鋼 |
| JPS62146247A (ja) * | 1985-12-20 | 1987-06-30 | Kobe Steel Ltd | 多層容器用Ｃｒ−Ｍｏ鋼板 |
| JPS62161494A (ja) * | 1986-01-13 | 1987-07-17 | Nippon Steel Corp | 低温高靭性鋼用潜弧溶接ワイヤ |
| JPH0643605B2 (ja) * | 1986-03-10 | 1994-06-08 | 住友金属工業株式会社 | 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法 |
| JPH01180948A (ja) * | 1988-01-12 | 1989-07-18 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼 |
| JPH01191765A (ja) * | 1988-01-26 | 1989-08-01 | Nippon Steel Corp | 微細粒チタン酸化物、硫化物を分散した溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼 |
| JPH0642979B2 (ja) * | 1989-02-20 | 1994-06-08 | 新日本製鐵株式会社 | チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法 |
| US5236521A (en) * | 1990-06-06 | 1993-08-17 | Nkk Corporation | Abrasion resistant steel |
| US5403410A (en) * | 1990-06-06 | 1995-04-04 | Nkk Corporation | Abrasion-resistant steel |
| JPH0448048A (ja) * | 1990-06-15 | 1992-02-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材及びその製法 |
| US5292384A (en) * | 1992-07-17 | 1994-03-08 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Cr-W-V bainitic/ferritic steel with improved strength and toughness and method of making |
| JP3408385B2 (ja) * | 1996-04-17 | 2003-05-19 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼 |
| JP2000319750A (ja) * | 1999-05-10 | 2000-11-21 | Kawasaki Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた大入熱溶接用高張力鋼材 |
| CN1147613C (zh) | 2000-04-12 | 2004-04-28 | Posco公司 | 用于焊接结构的具有TiN+MnS析出相的钢板及其制造方法和使用该钢板的焊接结构 |
| KR100482208B1 (ko) | 2000-11-17 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
| US6966955B2 (en) | 2000-12-14 | 2005-11-22 | Posco | Steel plate having TiN+ZrN precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom |
| WO2003042420A1 (en) | 2001-11-16 | 2003-05-22 | Posco | Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and method for manufacturing the same, welding fabric using the same |
| JP4733955B2 (ja) | 2003-10-08 | 2011-07-27 | 新日本製鐵株式会社 | 耐脆性き裂伝播性に優れた溶接構造体の溶接方法 |
| KR100957982B1 (ko) * | 2007-12-24 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | Ｃｔｏｄ 특성이 우수한 용접이음부를 포함하는용접구조용강 |
| JP5213517B2 (ja) * | 2008-05-13 | 2013-06-19 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材 |
| KR101724413B1 (ko) | 2015-12-21 | 2017-04-10 | 주식회사 포스코 | 취성균열 전파 정지 성능이 우수한 용접구조물 및 그 제조방법 |
| CN109219670B (zh) | 2016-08-09 | 2020-09-04 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度厚钢板及其制造方法 |
| KR20210009934A (ko) | 2019-07-18 | 2021-01-27 | 주식회사 포스코 | 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 구조용강재 및 그 제조방법 |
| CN113278868A (zh) * | 2021-05-07 | 2021-08-20 | 石横特钢集团有限公司 | 一种耐氯离子腐蚀钢筋用坯冶炼工艺及其生产方法 |
| CN113444975B (zh) * | 2021-07-02 | 2022-05-17 | 东北大学 | 一种可焊前免预热低碳当量600MPa级高强水电钢及其制造方法 |
| CN114196881B (zh) * | 2021-12-08 | 2022-08-09 | 东北大学 | 一种兼具低温焊接和高热输入焊接性能的高强度钢及其生产方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5547366A (en) * | 1978-09-30 | 1980-04-03 | Nippon Steel Corp | Steel for weld construction having high fracture toughness weld zone |
| JPS5751243A (en) * | 1980-09-12 | 1982-03-26 | Nippon Steel Corp | Steel products for welding |
| JPS59185760A (ja) * | 1983-04-07 | 1984-10-22 | Nippon Steel Corp | 溶接用高靭性鋼 |
-
1984
- 1984-05-22 JP JP59101732A patent/JPH07824B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111926244A (zh) * | 2020-07-09 | 2020-11-13 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 低温冲击韧性良好的15CrMoR钢板及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60245768A (ja) | 1985-12-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH07824B2 (ja) | 溶接用高靭性鋼 | |
| KR101846759B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| TW201041683A (en) | Steel material for high heat input welding | |
| WO1997032684A9 (en) | Consumable electrodes for gma welding of hsla steels | |
| JP3256118B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 | |
| EP3533891A1 (en) | Steel for high heat input welding | |
| JPS59185760A (ja) | 溶接用高靭性鋼 | |
| JPH0577740B2 (ja) | ||
| JP2003342675A (ja) | 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材 | |
| WO2007020683A1 (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| JPH0359134B2 (ja) | ||
| JP3852118B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた鋼材 | |
| WO2015151521A1 (ja) | 溶接継手 | |
| JP2005232515A (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| JPS61117213A (ja) | 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 | |
| JP2940647B2 (ja) | 溶接用低温高靱性鋼の製造方法 | |
| JPH08325635A (ja) | 耐ｈｉｃ性の優れた高強度高靱性鋼の製造法 | |
| WO2021054345A1 (ja) | 厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002224835A (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた高靱性高張力鋼の溶接方法 | |
| JPH0569902B2 (ja) | ||
| JP3502805B2 (ja) | 溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JP7243916B2 (ja) | 鋼板および鋼板の製造方法 | |
| KR102508128B1 (ko) | 용접 열영향부 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 | |
| JP7272471B2 (ja) | 鋼板 | |
| JP7127751B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |