JPH0826395B2 - 溶接性の優れた８０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接性の優れた８０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級高張力鋼の製造法Info
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- JPH0826395B2 JPH0826395B2 JP63280312A JP28031288A JPH0826395B2 JP H0826395 B2 JPH0826395 B2 JP H0826395B2 JP 63280312 A JP63280312 A JP 63280312A JP 28031288 A JP28031288 A JP 28031288A JP H0826395 B2 JPH0826395 B2 JP H0826395B2
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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80kg f/mm2級高張力鋼の製造
法に関するもので、鉄鋼業においては厚板ミルに適用す
ることがもっとも好ましいが、ホットコイル、形鋼など
にも適用できる。また、この方法で製造した厚鋼板は圧
力容器、海洋構造物など厳しい環境下で使用される溶接
構造物に用いることができる。
法に関するもので、鉄鋼業においては厚板ミルに適用す
ることがもっとも好ましいが、ホットコイル、形鋼など
にも適用できる。また、この方法で製造した厚鋼板は圧
力容器、海洋構造物など厳しい環境下で使用される溶接
構造物に用いることができる。
（従来の技術） 従来、80kg f/mm2級高張力鋼（以下HT80と言う）はＢ
添加鋼を焼入焼戻処理することによって製造していた。
しかし、Ｂ添加HT80は溶接性の指標であるPcm＝Ｃ＋Si/
30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5Bが
低く抑えられるにもかかわらず、その溶接性はHT60に比
較して著しく劣っていた。
添加鋼を焼入焼戻処理することによって製造していた。
しかし、Ｂ添加HT80は溶接性の指標であるPcm＝Ｃ＋Si/
30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5Bが
低く抑えられるにもかかわらず、その溶接性はHT60に比
較して著しく劣っていた。
このため現場溶接施工時には溶接割れ防止、溶接部の
硬さ低減の観点から200℃以上の予熱が必要とされ、施
工能率の著しい低下を招いていた。これはHT80がＢ添加
による焼入性増大効果に大きく依存し、焼入焼戻組織
（焼戻マルテンサイトあるいは下部ベイナイト）によっ
て優れた強度、靱性を達成していることによる。
硬さ低減の観点から200℃以上の予熱が必要とされ、施
工能率の著しい低下を招いていた。これはHT80がＢ添加
による焼入性増大効果に大きく依存し、焼入焼戻組織
（焼戻マルテンサイトあるいは下部ベイナイト）によっ
て優れた強度、靱性を達成していることによる。
このため溶接時（とくに小入熱溶接時）に溶接熱影響
部（HAZ）の硬化が著しく、溶接割れを生じていた。さ
らにＢ添加HT80は予熱を行なっても溶接部の硬さ低下が
十分でなく、耐応力腐食割れ性（耐SSC性）についても
満足できるレベルでなかった。
部（HAZ）の硬化が著しく、溶接割れを生じていた。さ
らにＢ添加HT80は予熱を行なっても溶接部の硬さ低下が
十分でなく、耐応力腐食割れ性（耐SSC性）についても
満足できるレベルでなかった。
しかし従来のHT80の成分系、製造法では、Ｂを添加し
ないと焼入性が不足して良好な強度、靱性を得ることは
不可能である。このため溶接性、耐SSC性の優れたHT80
の研究開発が強く望まれていた。
ないと焼入性が不足して良好な強度、靱性を得ることは
不可能である。このため溶接性、耐SSC性の優れたHT80
の研究開発が強く望まれていた。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は溶接性、耐SSC性の優れたHT80の安価な製造
技術を提供するものである。本発明法に基づいて製造し
たHT80は小入熱溶接においてもHAZの硬化が少なく、溶
接施工において予熱を軽減あるいは省略することが可能
である。
技術を提供するものである。本発明法に基づいて製造し
たHT80は小入熱溶接においてもHAZの硬化が少なく、溶
接施工において予熱を軽減あるいは省略することが可能
である。
（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、C:0.05〜0.11％、Si:0.5％以下、M
n:0.6〜1.4％、P:0.03％以下、S:0.01％以下、Cu:0.90
〜1.50％、Ni:0.30〜2.0％、Mo:0.20〜0.60％、Nb:0.01
0〜0.05％、Ti:0.005〜0.025％、Al:0.06％以下、N:0.0
03％以下に、必要に応じてV:0.01〜0.10％、Cr:0.05〜
0.7％、Ca:0.0005〜0.005％の一種、二種または三種を
含有し、かつPcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋C
r/20＋Mo/15＋V/10＋5B（％）が0.28％以下を満足し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含
有しない鋼を1000℃〜1250℃の温度範囲に加熱して、10
50℃以下の累積圧下量が30％以上になるように圧延を行
なった後、750℃以上の温度からただちに焼入れし、つ
いでAc1以下の温度に再加熱して焼戻処理することであ
る。
n:0.6〜1.4％、P:0.03％以下、S:0.01％以下、Cu:0.90
〜1.50％、Ni:0.30〜2.0％、Mo:0.20〜0.60％、Nb:0.01
0〜0.05％、Ti:0.005〜0.025％、Al:0.06％以下、N:0.0
03％以下に、必要に応じてV:0.01〜0.10％、Cr:0.05〜
0.7％、Ca:0.0005〜0.005％の一種、二種または三種を
含有し、かつPcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋C
r/20＋Mo/15＋V/10＋5B（％）が0.28％以下を満足し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含
有しない鋼を1000℃〜1250℃の温度範囲に加熱して、10
50℃以下の累積圧下量が30％以上になるように圧延を行
なった後、750℃以上の温度からただちに焼入れし、つ
いでAc1以下の温度に再加熱して焼戻処理することであ
る。
以下、本発明について詳細に説明する。
発明者らの研究によれば、HT80の溶接性、耐SSC性を
画期的に改善するには、Ｂ無添加が必須と考えられた。
そこで従来のHT80の強靱化機構（焼入性増大）とはまっ
たく異なった結晶粒の微細化と析出硬化によって良好な
強度、靱性を確保する新しい方法を発明した。
画期的に改善するには、Ｂ無添加が必須と考えられた。
そこで従来のHT80の強靱化機構（焼入性増大）とはまっ
たく異なった結晶粒の微細化と析出硬化によって良好な
強度、靱性を確保する新しい方法を発明した。
本発明の従来HT80との相違は、１）Ｂの無添加とCu,N
b析出硬化の同時利用、２）ミクロ組織の制御圧延によ
る微細化、３）以上によるＢ添加鋼なみのPcmの低減に
ある。
b析出硬化の同時利用、２）ミクロ組織の制御圧延によ
る微細化、３）以上によるＢ添加鋼なみのPcmの低減に
ある。
焼入性の低下にともなう強度確保のため、まずCuの析
出硬化を利用した。しかし、この析出硬化だけでは十分
な強度が得られないので、Nbの析出硬化も同時に利用し
た。
出硬化を利用した。しかし、この析出硬化だけでは十分
な強度が得られないので、Nbの析出硬化も同時に利用し
た。
一般にNb析出物はNb（CN）であるが、Cu析出物は純Cu
（ε−Cu）でC,Nを必要とせず、Nb,Cu析出硬化を効率よ
く同時に達成できることが明らかになった。また適度に
制御圧延を行ない、結晶粒が微細化した鋼では、Cu,Nb
による析出硬化を同時に行なっても低温靱性はほとんど
劣化せず、極めて優れた低温靱性を示すこともわかっ
た。
（ε−Cu）でC,Nを必要とせず、Nb,Cu析出硬化を効率よ
く同時に達成できることが明らかになった。また適度に
制御圧延を行ない、結晶粒が微細化した鋼では、Cu,Nb
による析出硬化を同時に行なっても低温靱性はほとんど
劣化せず、極めて優れた低温靱性を示すこともわかっ
た。
HT80としての特性を得るために必要な最低のCu,Nb量
はそれぞれ0.90％,0.010％である。しかし、これらの元
素を過剰に添加すると溶接性を害するため、Cu,Nb量の
上限はそれぞれ1.50％,0.05％である。
はそれぞれ0.90％,0.010％である。しかし、これらの元
素を過剰に添加すると溶接性を害するため、Cu,Nb量の
上限はそれぞれ1.50％,0.05％である。
つぎに前述のようなCu,Nbの効果を十分に発揮させる
には、製造法が適切でなければならない。このため鋼
（スラブ）の再加熱、圧延、冷却条件を限定する必要が
ある。
には、製造法が適切でなければならない。このため鋼
（スラブ）の再加熱、圧延、冷却条件を限定する必要が
ある。
まず再加熱温度を1000〜1250℃の範囲に限定する。再
加熱温度はNb,Vなどの析出物を固溶させ、かつ圧延終了
温度を確保するために1000℃以上（望ましくは1050℃以
上）としなければならない。この温度以下では、Nbがほ
とんど固溶せず十分な強度が得られない。しかし再加熱
温度が1250℃超では、オーステナイト粒（γ粒）が著し
く粗大化し、圧延によっても完全に微細化できないた
め、優れた低温靱性が得られない。したがって再加熱温
度は1250℃以下とする必要がある。
加熱温度はNb,Vなどの析出物を固溶させ、かつ圧延終了
温度を確保するために1000℃以上（望ましくは1050℃以
上）としなければならない。この温度以下では、Nbがほ
とんど固溶せず十分な強度が得られない。しかし再加熱
温度が1250℃超では、オーステナイト粒（γ粒）が著し
く粗大化し、圧延によっても完全に微細化できないた
め、優れた低温靱性が得られない。したがって再加熱温
度は1250℃以下とする必要がある。
つぎに1050℃以下の累積圧下量を30％以上としなけれ
ばならない。これはγ粒を微細化して低温靱性を改善す
るためである。
ばならない。これはγ粒を微細化して低温靱性を改善す
るためである。
さらに、HT80の強度と優れた低温靱性を得るために
は、750℃以上の温度から焼入を行ない、Ac1点以下の温
度で焼戻処理する必要がある。焼入は必ずしもAc3点以
上から行なう必要はないが、750℃以下では変態が進む
ためにHT80の強度が得られなくなる。焼入はできるだけ
Ac3点以上から実施することが望ましい。
は、750℃以上の温度から焼入を行ない、Ac1点以下の温
度で焼戻処理する必要がある。焼入は必ずしもAc3点以
上から行なう必要はないが、750℃以下では変態が進む
ためにHT80の強度が得られなくなる。焼入はできるだけ
Ac3点以上から実施することが望ましい。
焼戻処理は鋼の靱性改善と溶接、応力除去処理などに
よる軟化を防止するために必須である。しかし、その温
度がAc1点を超えると強度が著しく低下するので、Ac1点
以下としなければならない。
よる軟化を防止するために必須である。しかし、その温
度がAc1点を超えると強度が著しく低下するので、Ac1点
以下としなければならない。
しかし、たとえNb,Cuの添加量や製造法が適切であっ
て基本成分が適当でないとHT80としての優れた特性が得
られない。
て基本成分が適当でないとHT80としての優れた特性が得
られない。
以下、この点について説明する。
Ｃの下限0.05％は、母材および溶接部の強度確保なら
びにNb,Vなどの添加時に、これらの効果を発揮させるた
めの最小量である。しかしＣ量が多過ぎると溶接性の著
しい劣化を招くので、上限を0.11とした。
びにNb,Vなどの添加時に、これらの効果を発揮させるた
めの最小量である。しかしＣ量が多過ぎると溶接性の著
しい劣化を招くので、上限を0.11とした。
Siは多く添加すると溶接性、HAZ靱性を劣化させるた
め、上限を0.5％とした。鋼の脱酸はAl,Tiのみでも十分
であり、Siはかならずしも添加する必要はない。
め、上限を0.5％とした。鋼の脱酸はAl,Tiのみでも十分
であり、Siはかならずしも添加する必要はない。
Mnは強度、靱性を確保する上で不可欠な元素であり、
その下限は0.6％である。しかしMn量が多過ぎると焼入
性が増加して溶接性、HAZ靱性を劣化させるだけでな
く、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を1.
4％とした。
その下限は0.6％である。しかしMn量が多過ぎると焼入
性が増加して溶接性、HAZ靱性を劣化させるだけでな
く、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を1.
4％とした。
本発明鋼において不純物であるP,Sをそれぞれ0.03％,
0.01％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靱性をよ
り一層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破壊を防
止し、Ｓ量の低減はMnSによる靱性の劣化を防止する。
好ましいP,S量はそれぞれ0.01〜0.005％以下である。
0.01％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靱性をよ
り一層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破壊を防
止し、Ｓ量の低減はMnSによる靱性の劣化を防止する。
好ましいP,S量はそれぞれ0.01〜0.005％以下である。
Niは溶接性に悪影響をおよぼすことなく、強度、靱性
を向上させるほか、Cu−クラックの防止にも効果があ
る。しかし2.0％を超えると溶接性に好ましくないため
上限を2.0％とした。
を向上させるほか、Cu−クラックの防止にも効果があ
る。しかし2.0％を超えると溶接性に好ましくないため
上限を2.0％とした。
Moは強度、靱性をともに向上させる元素で、HT80には
0.20％以上が必須である。しかし多過ぎると溶接性、HA
Z靱性上好ましくない。その上限は0.60％、もっとも好
ましいMo添加量は0.3％以上である。
0.20％以上が必須である。しかし多過ぎると溶接性、HA
Z靱性上好ましくない。その上限は0.60％、もっとも好
ましいMo添加量は0.3％以上である。
TiはAl量が少ないとき（たとえば0.003％以下）、Ｏ
と結合してTi2O3を主成分とする酸化物を形成してHAZ靱
性を向上させる。またＮと結合してTiNを形成し、再加
熱時のγ粒粗大化を抑制、圧延後の組織を微細化する。
と結合してTi2O3を主成分とする酸化物を形成してHAZ靱
性を向上させる。またＮと結合してTiNを形成し、再加
熱時のγ粒粗大化を抑制、圧延後の組織を微細化する。
このため鋼板表面の硬さの上昇（たとえば280Hv以
下）が抑制され、耐SSC性が向上する。これらの効果を
得るためにはTiは最低0.005％必要である。しかし多過
ぎるとTiCを形成し低温靱性や溶接性を劣化させるの
で、その上限は0.025％である。
下）が抑制され、耐SSC性が向上する。これらの効果を
得るためにはTiは最低0.005％必要である。しかし多過
ぎるとTiCを形成し低温靱性や溶接性を劣化させるの
で、その上限は0.025％である。
Alは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸
はSiまたはTiだけでも十分であり、本発明鋼において
は、その下限は限定しない。しかしAl量が多くなると鋼
の清浄度が悪くなるのみでなく、溶接金属の靱性が劣化
するので上限を0.06％とした。
はSiまたはTiだけでも十分であり、本発明鋼において
は、その下限は限定しない。しかしAl量が多くなると鋼
の清浄度が悪くなるのみでなく、溶接金属の靱性が劣化
するので上限を0.06％とした。
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれるものである
が、Nbと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、
またTiNを形成して前述のようにHT80の性質を高める。
このためのＮ量として最低0.001％必要である。しかし
ながらＮ量の増加はHAZ靱性、溶接性に極めて有害であ
り、この影響は高強度鋼ほど著しい。HT80の場合、その
上限は0.003％である。
が、Nbと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、
またTiNを形成して前述のようにHT80の性質を高める。
このためのＮ量として最低0.001％必要である。しかし
ながらＮ量の増加はHAZ靱性、溶接性に極めて有害であ
り、この影響は高強度鋼ほど著しい。HT80の場合、その
上限は0.003％である。
つぎにV,Cr,Caを添加する理由について説明する。
基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主た
る目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強
度、靱性などの特性向上をはかるためである。したがっ
て、その添加量は自ら制限される性質のものである。
る目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強
度、靱性などの特性向上をはかるためである。したがっ
て、その添加量は自ら制限される性質のものである。
ＶはNbとほぼ同じ効果をもつ元素であるが、Nbに比較
して析出硬化能はやや劣る。0.005％以下では効果が少
なく、上限は0.10％まで許容できる。
して析出硬化能はやや劣る。0.005％以下では効果が少
なく、上限は0.10％まで許容できる。
Crは母材、溶接部の強度をたかめるが、多過ぎると溶
接性やHAZ靱性を著しく劣化させる。通常HT80にCrは多
く添加されるが、本発明では材質が確保できるならば、
少ないほど好ましい。Cr添加量の下限は、0.05％で、上
限は0.7％である。
接性やHAZ靱性を著しく劣化させる。通常HT80にCrは多
く添加されるが、本発明では材質が確保できるならば、
少ないほど好ましい。Cr添加量の下限は、0.05％で、上
限は0.7％である。
Caは硫化物の形態を制御し、低温靱性（シャルピー吸
収エネルギー）向上させるほか、耐水素誘起割れ性の改
善にも効果を発揮する。しかしCa量0.0005％以下では実
用上の効果がなく、また0.005％を超えて添加すると、C
aO,CaSが多量に生成して大型介在物となり、鋼の清浄度
を害して延靱性を低下させる。また溶接性にも悪影響を
与える。このため添加量の範囲を0.0005〜0.005％に制
限した。
収エネルギー）向上させるほか、耐水素誘起割れ性の改
善にも効果を発揮する。しかしCa量0.0005％以下では実
用上の効果がなく、また0.005％を超えて添加すると、C
aO,CaSが多量に生成して大型介在物となり、鋼の清浄度
を害して延靱性を低下させる。また溶接性にも悪影響を
与える。このため添加量の範囲を0.0005〜0.005％に制
限した。
鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でな
いと優れた特性は得られない。このためPcm値を0.28％
以下に限定する。Pcmは溶接性を表す指標である。Ｂ添
加鋼と本発明のようにＢを含有しない鋼とでは、同じPc
mでも、その硬化性に大きな違いが生じる。Ｂ無添加鋼
では、Pcmが0.28％以下であれば、優れた耐SSC性、溶接
性の達成が可能である。
いと優れた特性は得られない。このためPcm値を0.28％
以下に限定する。Pcmは溶接性を表す指標である。Ｂ添
加鋼と本発明のようにＢを含有しない鋼とでは、同じPc
mでも、その硬化性に大きな違いが生じる。Ｂ無添加鋼
では、Pcmが0.28％以下であれば、優れた耐SSC性、溶接
性の達成が可能である。
（実施例） 転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚
み30〜50mm）を製造し、その強度、靱性、溶接性（硬
さ）などを調査した。
み30〜50mm）を製造し、その強度、靱性、溶接性（硬
さ）などを調査した。
第１表に本発明鋼ならびに比較鋼の化学成分を、第２
表にその製造条件と母材特性、HAZ硬さを示す。
表にその製造条件と母材特性、HAZ硬さを示す。
本発明鋼においては母材の強度・靱性ならびにHAZ硬
さをバランスよく達成できている。これに対し、比較鋼
11ではＢが添加されているため、HAZ硬さが極めて高い
値となっている。また、鋼12では直接焼入れ（DQ）に代
え、オフラインの再加熱焼入れ（Ｑ）を適用しているた
めNbの活用が計れず、強度不足となっている。
さをバランスよく達成できている。これに対し、比較鋼
11ではＢが添加されているため、HAZ硬さが極めて高い
値となっている。また、鋼12では直接焼入れ（DQ）に代
え、オフラインの再加熱焼入れ（Ｑ）を適用しているた
めNbの活用が計れず、強度不足となっている。
一方、鋼13では焼入れ開始温度が730℃と低くなり、
フェライトが析出したため強度が不足している。鋼14で
は1050℃以下の累積圧下量が20％と小さく結晶粒の微細
化が不十分なため母材の靱性が悪い。鋼15では再加熱温
度が1300℃と高く結晶粒の微細化が十分に行なえないた
め母材靱性が不良である。鋼16では逆に再加熱温度が低
いためNbが固溶せず、強度向上効果が得られないため母
材強度が不足となっている。鋼17では各成分は所要の範
囲に入っているがPcmが0.30％と高いため、HAZ硬さを満
足しない。鋼18ではＣが0.04％と低すぎるため強度不足
となった。鋼19ではTiが無添加であり、またＮが37ppm
と高すぎるため母材靱性ならびに溶接部靱性が不良であ
る。さらに、鋼20ではCuならびにNb量が不足しているた
め強度不足となっている。
フェライトが析出したため強度が不足している。鋼14で
は1050℃以下の累積圧下量が20％と小さく結晶粒の微細
化が不十分なため母材の靱性が悪い。鋼15では再加熱温
度が1300℃と高く結晶粒の微細化が十分に行なえないた
め母材靱性が不良である。鋼16では逆に再加熱温度が低
いためNbが固溶せず、強度向上効果が得られないため母
材強度が不足となっている。鋼17では各成分は所要の範
囲に入っているがPcmが0.30％と高いため、HAZ硬さを満
足しない。鋼18ではＣが0.04％と低すぎるため強度不足
となった。鋼19ではTiが無添加であり、またＮが37ppm
と高すぎるため母材靱性ならびに溶接部靱性が不良であ
る。さらに、鋼20ではCuならびにNb量が不足しているた
め強度不足となっている。
（発明の効果） 本発明により、溶接性、耐SSC性の優れたHT80の製造
が可能となった。その結果、現場での溶接施工能率や安
全性が著しく向上した。
が可能となった。その結果、現場での溶接施工能率や安
全性が著しく向上した。
Claims (2)
- 【請求項１】重量比で C :0.05〜0.11％、 Si:0.5％以下、 Mn:0.6〜1.4％、 P :0.03％以下、 S :0.01％以下、 Cu:0.90〜1.50％、 Ni:0.30〜2.0％、 Mo:0.20〜0.60％、 Nb:0.010〜0.05％、 Ti:0.005〜0.025％、 Al:0.06％以下、 N :0.003％以下 を含有し、かつPcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60
＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B（％）が0.28％以下を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢ
を含有しない鋼を1000℃〜1250℃の温度範囲に加熱し
て、1050℃以下の累積圧下量が30％以上になるように圧
延を行なった後、750℃以上の温度からただちに焼入れ
し、ついでAc1以下の温度に再加熱して焼戻処理するこ
とを特徴とする溶接性の優れた80kgf/mm2級高張力鋼の
製造方法。 - 【請求項２】重量比で C :0.05〜0.11％、 Si:0.5％以下、 Mn:0.6〜1.4％、 P :0.03％以下、 S :0.01％以下、 Cu:0.90〜1.50％、 Ni:0.30〜2.0％、 Mo:0.20〜0.60％、 Nb:0.010〜0.05％、 Ti:0.005〜0.025％、 Al:0.06％以下、 N :0.003％以下 にさらに V :0.005〜0.10％、 Cr:0.05〜0.7％、 Ca:0.0005〜0.005％、 の一種，二種または三種を含有し、かつPcm＝Ｃ＋Si/30
＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B
（％）が0.28％以下を満足し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を1000℃〜12
50℃の温度範囲に加熱して、1050℃以下の累積圧下量が
30％以上になるように圧延を行なった後、750℃以上の
温度からただちに焼入れし、ついでAc1以下の温度に再
加熱して焼戻処理することを特徴とする溶接性の優れた
80kgf/mm2級高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63280312A JPH0826395B2 (ja) | 1988-11-08 | 1988-11-08 | 溶接性の優れた８０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63280312A JPH0826395B2 (ja) | 1988-11-08 | 1988-11-08 | 溶接性の優れた８０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級高張力鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02129317A JPH02129317A (ja) | 1990-05-17 |
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