JPH11140584A - 低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼とその製造方法 - Google Patents
低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼とその製造方法Info
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- JPH11140584A JPH11140584A JP32716997A JP32716997A JPH11140584A JP H11140584 A JPH11140584 A JP H11140584A JP 32716997 A JP32716997 A JP 32716997A JP 32716997 A JP32716997 A JP 32716997A JP H11140584 A JPH11140584 A JP H11140584A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は鋼板の表裏層部における鋼組織を超
微細粒に改質する事によって、鋼の低温靱性及び破壊靱
性（脆性破壊き裂の発生特性及びアレスト性）を著しく
向上するとともに鋼の集合組織密度の増加により疲労特
性（疲労強度及び腐食疲労強度）に優れた鋼材とするこ
と。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下の成分を
有し残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼の組織が鋼
板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５％以上の領域にお
いて結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下の
セメンタイト相を有し、パーライト分率が５％以下で、
平均粒径が２．５μｍ以下のフェライト若しくはベーナ
イトを主体とする組織で構成される事を特徴とする低温
靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼。
微細粒に改質する事によって、鋼の低温靱性及び破壊靱
性（脆性破壊き裂の発生特性及びアレスト性）を著しく
向上するとともに鋼の集合組織密度の増加により疲労特
性（疲労強度及び腐食疲労強度）に優れた鋼材とするこ
と。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下の成分を
有し残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼の組織が鋼
板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５％以上の領域にお
いて結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下の
セメンタイト相を有し、パーライト分率が５％以下で、
平均粒径が２．５μｍ以下のフェライト若しくはベーナ
イトを主体とする組織で構成される事を特徴とする低温
靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は造船・建築・橋梁・
タンク及び圧力容器等の大型鋼構造物向けの低温靱性・
破壊靱性・疲労特性に優れた溶接用構造用鋼及びその製
造方法に関する。そして、本発明で得られた溶接用構造
用鋼は切断・加工部品又は鋼管やコラム等の二次加工品
にも適用可能である。
タンク及び圧力容器等の大型鋼構造物向けの低温靱性・
破壊靱性・疲労特性に優れた溶接用構造用鋼及びその製
造方法に関する。そして、本発明で得られた溶接用構造
用鋼は切断・加工部品又は鋼管やコラム等の二次加工品
にも適用可能である。
【０００２】
【従来の技術】近年の鋼構造物の軽量化又は鋼構造物の
大型化に伴って使用される鋼に対する要求は一段と厳し
くなっている。その為に低温靱性・破壊靱性及び疲労特
性の向上が望まれ、種々の従来技術が提案されているが
必ずしも期待に応えられていないのが実状である。
大型化に伴って使用される鋼に対する要求は一段と厳し
くなっている。その為に低温靱性・破壊靱性及び疲労特
性の向上が望まれ、種々の従来技術が提案されているが
必ずしも期待に応えられていないのが実状である。
【０００３】即ち、構造用鋼に係る従来技術としては鉄
鋼協会・材料とプロセス、Ｎｏ．６（１９９０）、Ｐ．
１７９６又は特公平６−４９０３号公報、特公平７−５
９６７号公報、特開平５−２７１８６１号公報等が提案
されている。
鋼協会・材料とプロセス、Ｎｏ．６（１９９０）、Ｐ．
１７９６又は特公平６−４９０３号公報、特公平７−５
９６７号公報、特開平５−２７１８６１号公報等が提案
されている。
【０００４】鉄鋼協会・材料とプロセス、Ｎｏ．６（１
９９０）、Ｐ．１７９６の技術は通常の加工熱処理の繰
り返しによって、冷却停止温度５００℃の場合に限って
３μｍ以下の超微細ポリゴナルフェライト粒を得たもの
であるが、少量のパーライトの影響及び粗大な粒界セメ
ンタイトの存在によって低温靱性の改善は全く認められ
ていない。
９９０）、Ｐ．１７９６の技術は通常の加工熱処理の繰
り返しによって、冷却停止温度５００℃の場合に限って
３μｍ以下の超微細ポリゴナルフェライト粒を得たもの
であるが、少量のパーライトの影響及び粗大な粒界セメ
ンタイトの存在によって低温靱性の改善は全く認められ
ていない。
【０００５】特公平６−４９０３号公報記載の厚鋼板と
その製造法は厚鋼板の両表面において１／８ｔ以上で５
μｍ以下のフェライト結晶粒が面積率で５０％以上存在
する事を特徴とする脆性き裂伝播停止特性（アレスト
性）の優れた厚鋼板及びその製造法であるが、炭化物の
フェライト粒成長の抑制（ピンニング）に及ぼす影響を
全く考慮していない為に、厚鋼板の両表面におけるフェ
ライト粒の微細粒化が必ずしも確保できていなかった。
又、厚鋼板の両表面の復熱時における圧延中又は圧延終
了後にＡｃ3を越える温度まで復熱させる事を技術思想
とする為に、γに再び逆変態させた事によってフェライ
トの微細粒化の効果が損なわれていた。更に、パーライ
トの影響についての記載が一切ないばかりか、復熱時に
微細析出したセメンタイトがγ粒に再固溶する結果、γ
のフェライト＋パーライト変態によってパーライト面積
率が著しく増加していたものと思料される。一方、Ｎｂ
・Ｔｉを含有する鋳片の再加熱においてＡｃ3以上に加
熱する規定及びＮｂ・Ｔｉはオーステナイト結晶粒の細
粒化に有効との一般的な記載はあるものの、厚鋼板の両
表面の細粒化時におけるＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの存在状態及
びそれら炭窒化物のフェライト粒のピンニングに及ぼす
影響についての技術思想のみならず、その開示は全くな
い。
その製造法は厚鋼板の両表面において１／８ｔ以上で５
μｍ以下のフェライト結晶粒が面積率で５０％以上存在
する事を特徴とする脆性き裂伝播停止特性（アレスト
性）の優れた厚鋼板及びその製造法であるが、炭化物の
フェライト粒成長の抑制（ピンニング）に及ぼす影響を
全く考慮していない為に、厚鋼板の両表面におけるフェ
ライト粒の微細粒化が必ずしも確保できていなかった。
又、厚鋼板の両表面の復熱時における圧延中又は圧延終
了後にＡｃ3を越える温度まで復熱させる事を技術思想
とする為に、γに再び逆変態させた事によってフェライ
トの微細粒化の効果が損なわれていた。更に、パーライ
トの影響についての記載が一切ないばかりか、復熱時に
微細析出したセメンタイトがγ粒に再固溶する結果、γ
のフェライト＋パーライト変態によってパーライト面積
率が著しく増加していたものと思料される。一方、Ｎｂ
・Ｔｉを含有する鋳片の再加熱においてＡｃ3以上に加
熱する規定及びＮｂ・Ｔｉはオーステナイト結晶粒の細
粒化に有効との一般的な記載はあるものの、厚鋼板の両
表面の細粒化時におけるＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの存在状態及
びそれら炭窒化物のフェライト粒のピンニングに及ぼす
影響についての技術思想のみならず、その開示は全くな
い。
【０００６】特公平７−５９６７号公報記載の製造方法
は鋳片のＡｃ3点以上の温度から水冷して鋳片の表裏面
１／３ｔ以上をＡｒ3以下に冷却した後に、復熱が完了
する迄に仕上げ圧延を開始してＡｃ3点以下で仕上げ圧
延完了した後に該表裏面を更にＡｃ3点以上に復熱する
事を特徴とする脆性亀裂伝播特性（アレスト性）に優れ
た鋼板の製造方法である。然し、該発明には粗圧延の思
想が全くなく、鋼材製造の寸法的自由度が限定され現実
性に欠けていた。更に、鋳片の表裏面の復熱時における
仕上げ圧延終了後にＡｃ3を越える温度まで復熱させる
事を技術思想とする為に、γに再び逆変態させた事によ
ってフェライトの細粒化の効果が損なわれるばかりか、
パーライト面積率をも著しく増加していた。況や、鋼板
の表裏面の微細粒化時におけるＣ又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａ
の存在状態の記載及びセメンタイト又はそれら炭窒化物
による微細粒フェライトのピンニングに及ぼす影響につ
いての技術思想のみならず、その記載は一切ない。
は鋳片のＡｃ3点以上の温度から水冷して鋳片の表裏面
１／３ｔ以上をＡｒ3以下に冷却した後に、復熱が完了
する迄に仕上げ圧延を開始してＡｃ3点以下で仕上げ圧
延完了した後に該表裏面を更にＡｃ3点以上に復熱する
事を特徴とする脆性亀裂伝播特性（アレスト性）に優れ
た鋼板の製造方法である。然し、該発明には粗圧延の思
想が全くなく、鋼材製造の寸法的自由度が限定され現実
性に欠けていた。更に、鋳片の表裏面の復熱時における
仕上げ圧延終了後にＡｃ3を越える温度まで復熱させる
事を技術思想とする為に、γに再び逆変態させた事によ
ってフェライトの細粒化の効果が損なわれるばかりか、
パーライト面積率をも著しく増加していた。況や、鋼板
の表裏面の微細粒化時におけるＣ又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａ
の存在状態の記載及びセメンタイト又はそれら炭窒化物
による微細粒フェライトのピンニングに及ぼす影響につ
いての技術思想のみならず、その記載は一切ない。
【０００７】特開平５−２７１８６１号公報記載の溶接
用構造鋼とその製造方法は鋼板の表裏層部２％以上で平
均円相当粒径が３μｍ以下のフェライトもしくはベーナ
イト組織を主体として０．６μｍ以下の球状炭化物相よ
り構成される組織を特徴とする脆性破壊伝播停止特性
（アレスト性）の良い溶接用構造用鋼とその製造方法で
あるが、微細な球状炭化物の形成法とそのピンニングに
及ぼす影響が不明確な為に、その組織の超微細粒化の安
定性及び後続の熱履歴による結晶粒のバラツキが必ずし
も満足できるものではなかった。又、途中水冷前の制御
圧延の効果及びパーライトの影響についての開示も全く
ない。更に、鋼板の表裏層部の微細粒化時におけるＮｂ
・Ｔｉ・Ｔａの存在状態及びそれらの炭窒化物による超
微細粒フェライトのピンニングに及ぼす影響についての
技術思想ばかりかその記載は一切ない。
用構造鋼とその製造方法は鋼板の表裏層部２％以上で平
均円相当粒径が３μｍ以下のフェライトもしくはベーナ
イト組織を主体として０．６μｍ以下の球状炭化物相よ
り構成される組織を特徴とする脆性破壊伝播停止特性
（アレスト性）の良い溶接用構造用鋼とその製造方法で
あるが、微細な球状炭化物の形成法とそのピンニングに
及ぼす影響が不明確な為に、その組織の超微細粒化の安
定性及び後続の熱履歴による結晶粒のバラツキが必ずし
も満足できるものではなかった。又、途中水冷前の制御
圧延の効果及びパーライトの影響についての開示も全く
ない。更に、鋼板の表裏層部の微細粒化時におけるＮｂ
・Ｔｉ・Ｔａの存在状態及びそれらの炭窒化物による超
微細粒フェライトのピンニングに及ぼす影響についての
技術思想ばかりかその記載は一切ない。
【０００８】上記の従来技術では低温靱性の改善が不十
分であり、鋼の表層部又は鋼板の表裏層部の超微細粒化
が安定して達成できない結果、脆性亀裂破壊特性（アレ
スト性）の向上も不十分であるとともに疲労特性（溶接
部疲労強度・腐食疲労強度）の大幅な改善は不可能であ
った。
分であり、鋼の表層部又は鋼板の表裏層部の超微細粒化
が安定して達成できない結果、脆性亀裂破壊特性（アレ
スト性）の向上も不十分であるとともに疲労特性（溶接
部疲労強度・腐食疲労強度）の大幅な改善は不可能であ
った。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は鋼材の
低温靱性を抜本的に改善するとともに併せて古くて新し
い問題であった疲労特性の大幅な向上を目指すものであ
る。更に、鋼板の表裏層部における超微細粒化を安定し
て達成する事を目的とする。
低温靱性を抜本的に改善するとともに併せて古くて新し
い問題であった疲労特性の大幅な向上を目指すものであ
る。更に、鋼板の表裏層部における超微細粒化を安定し
て達成する事を目的とする。
【００１０】即ち、本発明は鋼板の表裏層部における鋼
組織を超微細粒に改質する事によって、従来技術の欠点
を効果的にを改善して、鋼の低温靱性及び破壊靱性（脆
性破壊き裂の発生特性及びアレスト性）を著しく向上す
るとともに鋼の集合組織密度の増加により疲労特性（疲
労強度及び腐食疲労強度）に優れた鋼材及びその製造方
法を提供する事を課題とする。
組織を超微細粒に改質する事によって、従来技術の欠点
を効果的にを改善して、鋼の低温靱性及び破壊靱性（脆
性破壊き裂の発生特性及びアレスト性）を著しく向上す
るとともに鋼の集合組織密度の増加により疲労特性（疲
労強度及び腐食疲労強度）に優れた鋼材及びその製造方
法を提供する事を課題とする。
【００１１】更に、製造コストを大きく上昇させる高価
なＮｉ等の元素の添加を減少せしめて、低温靱性及び破
壊靱性の良好な鋼材及びその製造方法を提供する事も併
せて課題とする。
なＮｉ等の元素の添加を減少せしめて、低温靱性及び破
壊靱性の良好な鋼材及びその製造方法を提供する事も併
せて課題とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者が溶接用構造用
鋼の低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に関して仔細に研
究したところ、パーライト分率の低減及び結晶粒の超微
細化は必要条件であって、必要十分条件ではない事を見
い出した。即ち、平均粒径が２．５μｍ以下のフェライ
ト若しくはベーナイトを主体とする組織を構成するに
は、図１に示す金属組織の顕微鏡写真の如く１で示され
るセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は
二種以上の炭窒化物相をそれらの結晶粒界２及び／又は
結晶亜粒界３に０．５μｍ以下に析出させる事が必要且
つ不可欠である事を知見した。
鋼の低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に関して仔細に研
究したところ、パーライト分率の低減及び結晶粒の超微
細化は必要条件であって、必要十分条件ではない事を見
い出した。即ち、平均粒径が２．５μｍ以下のフェライ
ト若しくはベーナイトを主体とする組織を構成するに
は、図１に示す金属組織の顕微鏡写真の如く１で示され
るセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は
二種以上の炭窒化物相をそれらの結晶粒界２及び／又は
結晶亜粒界３に０．５μｍ以下に析出させる事が必要且
つ不可欠である事を知見した。
【００１３】更に、フェライト結晶粒界及び／又は結晶
亜粒界にセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一
種又は二種以上の炭窒化物相を０．５μｍ以下に析出さ
せる為にはＣ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二
種以上を含有する鋼の素材又は鋼をＡｃ3点以上に加熱
してＣ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上
を固溶させた状態で、制御圧延等の熱間加工の前又は途
中でフェライト分率が５０％以上となる温度まで急冷し
て、Ｃ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上
を過飽和に固溶せしめたる後に該鋼を復熱させる事が必
須であり、更にその復熱過程において熱間加工を開始又
は再開してＡｃ3点以下で熱間加工を終了し、引き続い
てこれら炭窒化物を再固溶させない為にＡｃ3点以上に
復熱させないで冷却する事が平均粒径が２．５μｍ以下
のフェライト若しくはベーナイトを主体とする組織の効
果的な確保に不可欠であるとの知見を得た。
亜粒界にセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一
種又は二種以上の炭窒化物相を０．５μｍ以下に析出さ
せる為にはＣ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二
種以上を含有する鋼の素材又は鋼をＡｃ3点以上に加熱
してＣ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上
を固溶させた状態で、制御圧延等の熱間加工の前又は途
中でフェライト分率が５０％以上となる温度まで急冷し
て、Ｃ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上
を過飽和に固溶せしめたる後に該鋼を復熱させる事が必
須であり、更にその復熱過程において熱間加工を開始又
は再開してＡｃ3点以下で熱間加工を終了し、引き続い
てこれら炭窒化物を再固溶させない為にＡｃ3点以上に
復熱させないで冷却する事が平均粒径が２．５μｍ以下
のフェライト若しくはベーナイトを主体とする組織の効
果的な確保に不可欠であるとの知見を得た。
【００１４】本発明は上記知見に基づいて完成したもの
で、鋼成分を特定し、かつ鋼板の表裏層部における鋼組
織をフェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５
μｍ以下のセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの
炭窒化物を析出せしめ、フェライト又はベーナイトを主
体とする組織を平均粒径で２．５μｍ以下の超微細粒に
改質するとともにパーライト分率を５％以下とする事に
よって、低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接
用構造用鋼としたものである。
で、鋼成分を特定し、かつ鋼板の表裏層部における鋼組
織をフェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５
μｍ以下のセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの
炭窒化物を析出せしめ、フェライト又はベーナイトを主
体とする組織を平均粒径で２．５μｍ以下の超微細粒に
改質するとともにパーライト分率を５％以下とする事に
よって、低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接
用構造用鋼としたものである。
【００１５】本発明の要旨とするところは （１） 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下の成分を有し
残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼の組織が鋼板の
表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５％以上の領域において
結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメ
ンタイト相を有し、パーライト分率が５％以下で、平均
粒径が２．５μｍ以下のフェライト若しくはベーナイト
を主体とする組織で構成される事を特徴とする低温靱性
・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼。
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下の成分を有し
残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼の組織が鋼板の
表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５％以上の領域において
結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメ
ンタイト相を有し、パーライト分率が５％以下で、平均
粒径が２．５μｍ以下のフェライト若しくはベーナイト
を主体とする組織で構成される事を特徴とする低温靱性
・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼。
【００１６】（２） 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２
％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．２％の成分を基本成分と
して、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０５％、Ｔａ：０．００５〜０．０５％の一種又
は二種以上を含有し残部鉄及び不可避的不純物からな
り、鋼の組織が鋼板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５
％以上の領域において結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に
０．５μｍ以下のセメンタイト及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの
一種又は二種以上の炭窒化物相を有し、パーライト分率
が５％以下で、平均粒径が２．５μｍ以下のフェライト
若しくはベーナイトを主体とする組織で構成される事を
特徴とする低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶
接用構造用鋼。
％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．２％の成分を基本成分と
して、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０５％、Ｔａ：０．００５〜０．０５％の一種又
は二種以上を含有し残部鉄及び不可避的不純物からな
り、鋼の組織が鋼板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５
％以上の領域において結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に
０．５μｍ以下のセメンタイト及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの
一種又は二種以上の炭窒化物相を有し、パーライト分率
が５％以下で、平均粒径が２．５μｍ以下のフェライト
若しくはベーナイトを主体とする組織で構成される事を
特徴とする低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶
接用構造用鋼。
【００１７】（３） 重量％で、さらに、Ｃｕ：０．０
５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．
０３〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．
０１〜０．４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％の一
種又は二種以上を含有せしめた事を特徴とする前記
（１）又は前記（２）記載の低温靱性・破壊靱性及び疲
労特性に優れた溶接用構造用鋼。
５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．
０３〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．
０１〜０．４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％の一
種又は二種以上を含有せしめた事を特徴とする前記
（１）又は前記（２）記載の低温靱性・破壊靱性及び疲
労特性に優れた溶接用構造用鋼。
【００１８】（４） 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２
％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下の成
分を有し残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼をＡｃ3
点以上に加熱してＣを固溶させた状態で、熱間加工の前
又は途中でその時点における表層から少なくとも鋼板厚
の５％以上の領域を３℃／秒以上の冷却速度でフェライ
ト分率が５０％以上となる温度まで急冷して、Ｃを過飽
和に固溶せしめたる後に、当該表層領域を復熱させる過
程においてＡｒ1点以上の温度から熱間加工を開始又は
再開して、（Ａｃ3点−１００℃）〜Ａｃ3点の範囲で熱
間加工を終了し、引き続いて当該表層領域をＡｃ3点以
上に復熱させる事なく冷却して、鋼板の表裏層部のそれ
ぞれで鋼板厚の５％以上の領域において結晶粒界及び／
又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下に析出させたセメンタ
イト相を有し、パーライト分率が５％以下で、平均粒径
が２．５μｍ以下のフェライト若しくはベーナイトを主
体とする組織で構成される事を特徴とする低温靱性・破
壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼の製造方
法。
％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下の成
分を有し残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼をＡｃ3
点以上に加熱してＣを固溶させた状態で、熱間加工の前
又は途中でその時点における表層から少なくとも鋼板厚
の５％以上の領域を３℃／秒以上の冷却速度でフェライ
ト分率が５０％以上となる温度まで急冷して、Ｃを過飽
和に固溶せしめたる後に、当該表層領域を復熱させる過
程においてＡｒ1点以上の温度から熱間加工を開始又は
再開して、（Ａｃ3点−１００℃）〜Ａｃ3点の範囲で熱
間加工を終了し、引き続いて当該表層領域をＡｃ3点以
上に復熱させる事なく冷却して、鋼板の表裏層部のそれ
ぞれで鋼板厚の５％以上の領域において結晶粒界及び／
又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下に析出させたセメンタ
イト相を有し、パーライト分率が５％以下で、平均粒径
が２．５μｍ以下のフェライト若しくはベーナイトを主
体とする組織で構成される事を特徴とする低温靱性・破
壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼の製造方
法。
【００１９】（５） 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２
％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．２％の成分を基本成分と
して、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０５％、Ｔａ：０．００５〜０．０５％の一種又
は二種以上を含有し残部鉄及び不可避的不純物からなる
鋼をＡｃ3点以上に加熱してＣ及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの
一種又は二種以上を固溶させた状態で、熱間加工の前又
は途中でその時点における表層から少なくとも鋼板厚の
５％以上の領域を３℃／秒以上の冷却速度でフェライト
分率が５０％以上となる温度まで急冷して、Ｃ及びＮｂ
・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上を過飽和に固溶せしめ
たる後に、当該表層領域を復熱させる過程においてＡｒ
1点以上の温度から熱間加工を開始又は再開して、（Ａ
ｃ3点−１００℃）〜Ａｃ3点の範囲で熱間加工を終了
し、引き続いて当該表層領域をＡｃ3点以上に復熱させ
る事なく冷却して、鋼板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚
の５％以上の領域において結晶粒界及び／又は結晶亜粒
界に０．５μｍ以下に析出させたセメンタイト及びＮｂ
・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上の炭窒化物相を有し、
パーライト分率が５％以下で、平均粒径が２．５μｍ以
下のフェライト若しくはベーナイトを主体とする組織で
構成される事を特徴とする低温靱性・破壊靱性及び疲労
特性に優れた溶接用構造用鋼の製造方法。
％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．２％の成分を基本成分と
して、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０５％、Ｔａ：０．００５〜０．０５％の一種又
は二種以上を含有し残部鉄及び不可避的不純物からなる
鋼をＡｃ3点以上に加熱してＣ及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの
一種又は二種以上を固溶させた状態で、熱間加工の前又
は途中でその時点における表層から少なくとも鋼板厚の
５％以上の領域を３℃／秒以上の冷却速度でフェライト
分率が５０％以上となる温度まで急冷して、Ｃ及びＮｂ
・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上を過飽和に固溶せしめ
たる後に、当該表層領域を復熱させる過程においてＡｒ
1点以上の温度から熱間加工を開始又は再開して、（Ａ
ｃ3点−１００℃）〜Ａｃ3点の範囲で熱間加工を終了
し、引き続いて当該表層領域をＡｃ3点以上に復熱させ
る事なく冷却して、鋼板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚
の５％以上の領域において結晶粒界及び／又は結晶亜粒
界に０．５μｍ以下に析出させたセメンタイト及びＮｂ
・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上の炭窒化物相を有し、
パーライト分率が５％以下で、平均粒径が２．５μｍ以
下のフェライト若しくはベーナイトを主体とする組織で
構成される事を特徴とする低温靱性・破壊靱性及び疲労
特性に優れた溶接用構造用鋼の製造方法。
【００２０】（６） 熱間加工の終了後、引き続いて当
該表層領域をＡｃ3点以上に復熱させる事なく、冷却速
度が５℃／秒以上で加速冷却又は直接焼き入れする事を
特徴とする前記（４）又は前記（５）記載の低温靱性・
破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼の製造方
法。
該表層領域をＡｃ3点以上に復熱させる事なく、冷却速
度が５℃／秒以上で加速冷却又は直接焼き入れする事を
特徴とする前記（４）又は前記（５）記載の低温靱性・
破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼の製造方
法。
【００２１】（７） 加速冷却又は直接焼き入れ終了後
に引き続いて、焼戻しする事を特徴とする前記（６）記
載の低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構
造用鋼の製造方法。
に引き続いて、焼戻しする事を特徴とする前記（６）記
載の低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構
造用鋼の製造方法。
【００２２】（８） 重量％で、さらに、Ｃｕ：０．０
５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．
０３〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．
０１〜０．４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％の一
種又は二種以上を鋼中に含有せしめた事を特徴とする前
記（４）〜前記（７）のいずれか１つに記載の低温靱性
・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼の製造
方法。である。
５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．
０３〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．
０１〜０．４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％の一
種又は二種以上を鋼中に含有せしめた事を特徴とする前
記（４）〜前記（７）のいずれか１つに記載の低温靱性
・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼の製造
方法。である。
【００２３】
【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。
【００２４】Ｃは本発明では過飽和固溶状態から０．５
μｍ以下にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出さ
せたセメンタイトによって超微細粒フェライトをピンニ
ングする必須元素であり安価に強度を向上するのに最も
有効な元素であるが、０．２％を越えると溶接性（溶接
部靱性）を阻害し、０．０４％未満ではピンニングに必
要なセメンタイト量が不足する為に、０．０４〜０．２
％に限定する。
μｍ以下にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出さ
せたセメンタイトによって超微細粒フェライトをピンニ
ングする必須元素であり安価に強度を向上するのに最も
有効な元素であるが、０．２％を越えると溶接性（溶接
部靱性）を阻害し、０．０４％未満ではピンニングに必
要なセメンタイト量が不足する為に、０．０４〜０．２
％に限定する。
【００２５】Ｓｉは強度向上元素として有効であり安価
な溶鋼の脱酸元素としても有用であるが、１．０％を越
えると溶接性が劣化し、０．０１％未満では脱酸効果が
不十分でＴｉやＡｌ等の高価な脱酸元素を多用する必要
がある為に、０．０１〜１．０％に限定する。
な溶鋼の脱酸元素としても有用であるが、１．０％を越
えると溶接性が劣化し、０．０１％未満では脱酸効果が
不十分でＴｉやＡｌ等の高価な脱酸元素を多用する必要
がある為に、０．０１〜１．０％に限定する。
【００２６】Ｍｎは強度を向上する有用な元素であ
り、、その必要下限から０．３％以上として、２．０％
超の添加は母材靱性・溶接性を阻害する為に０．３〜
２．０％に限定した。
り、、その必要下限から０．３％以上として、２．０％
超の添加は母材靱性・溶接性を阻害する為に０．３〜
２．０％に限定した。
【００２７】Ｐは母材靱性の観点から０．０２５％以下
に限定した。尚、不純物としてのＰは出来るだけ低いほ
ど好ましいが、経済性も考慮する場合は溶接性の点から
０．０１５以下が好ましい。
に限定した。尚、不純物としてのＰは出来るだけ低いほ
ど好ましいが、経済性も考慮する場合は溶接性の点から
０．０１５以下が好ましい。
【００２８】Ｓは母材靱性の観点から０．０２５％以下
に限定した。尚、不純物としてのＳは出来るだけ低いほ
ど好ましいが、経済性も考慮する場合は溶接性・加工性
の点から０．００８％以下が好ましい。更に、大入熱溶
接性の観点からは０．０００８〜０．００４％が必要と
されている。
に限定した。尚、不純物としてのＳは出来るだけ低いほ
ど好ましいが、経済性も考慮する場合は溶接性・加工性
の点から０．００８％以下が好ましい。更に、大入熱溶
接性の観点からは０．０００８〜０．００４％が必要と
されている。
【００２９】Ｎｂは加工熱処理（ＴＭＣＰ）鋼において
Ｔｉとともに最も有用な元素であり、ＮｂＣ又はＮｂＣ
Ｎ（Ｃａｒｂｏ−ｎｉｔｒｉｄｅ）として鋼材の再加熱
時のγ粒成長の抑制・制御圧延時の未再結晶域温度域の
拡大・圧延時の変形帯における析出強化・大入熱溶接時
の溶接熱影響部（ＨＡＺ）におけるＨＡＺ軟化の防止の
効果が一般的に知られている。更に、本発明者の仔細な
検討からフェライト粒の成長抑制効果及び超微細析出さ
せたセメンタイトの熱的な安定性が著しく増加する事を
知見した。従って、０．００５％未満では過飽和固溶状
態から０．５μｍ以下にフェライト結晶粒界又は結晶亜
粒界に析出させるＮｂＣ又はＮｂＣＮ量が不足するとと
もに０．５μｍ以下に析出させたセメンタイトの熱的な
安定性が向上せず、０．１％以上では溶接性を損なう為
に、０．００５〜０．１％に限定する。
Ｔｉとともに最も有用な元素であり、ＮｂＣ又はＮｂＣ
Ｎ（Ｃａｒｂｏ−ｎｉｔｒｉｄｅ）として鋼材の再加熱
時のγ粒成長の抑制・制御圧延時の未再結晶域温度域の
拡大・圧延時の変形帯における析出強化・大入熱溶接時
の溶接熱影響部（ＨＡＺ）におけるＨＡＺ軟化の防止の
効果が一般的に知られている。更に、本発明者の仔細な
検討からフェライト粒の成長抑制効果及び超微細析出さ
せたセメンタイトの熱的な安定性が著しく増加する事を
知見した。従って、０．００５％未満では過飽和固溶状
態から０．５μｍ以下にフェライト結晶粒界又は結晶亜
粒界に析出させるＮｂＣ又はＮｂＣＮ量が不足するとと
もに０．５μｍ以下に析出させたセメンタイトの熱的な
安定性が向上せず、０．１％以上では溶接性を損なう為
に、０．００５〜０．１％に限定する。
【００３０】Ｔｉも又ＴＭＣＰ鋼においてＮｂとともに
最も有用な元素であり、ＴｉＣ又はＴｉＣＮ（Ｃａｒｂ
ｏ−Ｎｉｔｒｉｄｅ）として鋼材の再加熱時のγ粒成長
の抑制・制御圧延時の未再結晶域温度域の拡大・圧延時
の析出強化・大入熱溶接時のＨＡＺ靱性向上の効果が一
般的に知られている。更に、本発明者の仔細な検討から
Ｎｂと同様にフェライト粒の成長抑制効果及び超微細析
出させたセメンタイトの熱的な安定性が改善する事を見
出した。従って、０．００５％未満では過飽和固溶状態
から０．５μｍ以下にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒
界に析出させるＴｉＣ又はＴｉＣＮ量が不足するととも
に０．５μｍ以下に析出させたセメンタイトの熱的な安
定性も向上せず、０．０５％以上では溶接性を損なう為
に、０．００５〜０．０５％に限定する。
最も有用な元素であり、ＴｉＣ又はＴｉＣＮ（Ｃａｒｂ
ｏ−Ｎｉｔｒｉｄｅ）として鋼材の再加熱時のγ粒成長
の抑制・制御圧延時の未再結晶域温度域の拡大・圧延時
の析出強化・大入熱溶接時のＨＡＺ靱性向上の効果が一
般的に知られている。更に、本発明者の仔細な検討から
Ｎｂと同様にフェライト粒の成長抑制効果及び超微細析
出させたセメンタイトの熱的な安定性が改善する事を見
出した。従って、０．００５％未満では過飽和固溶状態
から０．５μｍ以下にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒
界に析出させるＴｉＣ又はＴｉＣＮ量が不足するととも
に０．５μｍ以下に析出させたセメンタイトの熱的な安
定性も向上せず、０．０５％以上では溶接性を損なう為
に、０．００５〜０．０５％に限定する。
【００３１】ＴａはＴａＣ又はＴａＣＮ（Ｃａｒｂｏ−
Ｎｉｔｒｉｄｅ）として鋼材の再加熱時のγ粒成長の抑
制・大入熱時のＨＡＺ靱性向上の効果が知られている
が、高価な為にそれ程一般的に使われてはいない。然
し、本発明者の仔細な検討からＮｂ・Ｔｉと同様にフェ
ライト粒の成長抑制効果及び超微細析出させたセメンタ
イトの熱的な安定性が改善する事を見出した。従って、
０．００５％未満では過飽和固溶状態から０．５μｍ以
下にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出させるＴ
ａＣ又はＴａＣＮ量が不足するとともに０．５μｍ以下
に析出させたセメンタイトの熱的な安定性も向上せず、
０．０５％以上では溶接性を損なう為に、０．００５〜
０．０５％に限定する。
Ｎｉｔｒｉｄｅ）として鋼材の再加熱時のγ粒成長の抑
制・大入熱時のＨＡＺ靱性向上の効果が知られている
が、高価な為にそれ程一般的に使われてはいない。然
し、本発明者の仔細な検討からＮｂ・Ｔｉと同様にフェ
ライト粒の成長抑制効果及び超微細析出させたセメンタ
イトの熱的な安定性が改善する事を見出した。従って、
０．００５％未満では過飽和固溶状態から０．５μｍ以
下にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出させるＴ
ａＣ又はＴａＣＮ量が不足するとともに０．５μｍ以下
に析出させたセメンタイトの熱的な安定性も向上せず、
０．０５％以上では溶接性を損なう為に、０．００５〜
０．０５％に限定する。
【００３２】ＡｌはＳｉ同様に脱酸上必要な元素であ
り、本発明の技術思想からＴｉ・Ｔａ又はＮｂを微量添
加する時にはその酸化を防止するのにＳｉ単独の脱酸で
は不十分な為に０．００５％以上として、０．２％以上
の過度の添加はＨＡＺ靱性を損なう為に、０．００５〜
０．２％に限定した。
り、本発明の技術思想からＴｉ・Ｔａ又はＮｂを微量添
加する時にはその酸化を防止するのにＳｉ単独の脱酸で
は不十分な為に０．００５％以上として、０．２％以上
の過度の添加はＨＡＺ靱性を損なう為に、０．００５〜
０．２％に限定した。
【００３３】以上が本発明が対象とする鋼の基本成分で
あるが、母材強度の向上や低温靱性・溶接性の改善を目
的とした低炭素等量化の為に、鋼材の大きさ・鋼板厚に
応じて本発明で規定する合金元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、
Ｍｏ、Ｖ、Ｂ）を強度・低温靱性・溶接性を向上する観
点から一種又は二種以上添加しても本発明の効果は何ら
損なわれる事はない。その添加量の範囲は、Ｃｕ：０．
０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０３〜１．０％、Ｍｏ：
０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．４％、Ｂ：
０．０００２〜０．００２％とする。然し、二相域圧延
の変形抵抗を増加して熱間加工を困難にしない為には、
その添加量は少ない方が好ましく合計で５％以下にする
事が好ましいが、圧延反力の大きな圧延機のような場合
にはこの限りでない。更に、これ以外の元素（Ｃａ、Ｒ
ＥＭ、Ｍｇ等）はＯやＳとの親和力が強く、その形態制
御によって低温靱性・溶接性・加工性を向上する為に、
０．０００５〜０．０１％の範囲で添加する場合でも本
発明の効果が損なわれる事はない。
あるが、母材強度の向上や低温靱性・溶接性の改善を目
的とした低炭素等量化の為に、鋼材の大きさ・鋼板厚に
応じて本発明で規定する合金元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、
Ｍｏ、Ｖ、Ｂ）を強度・低温靱性・溶接性を向上する観
点から一種又は二種以上添加しても本発明の効果は何ら
損なわれる事はない。その添加量の範囲は、Ｃｕ：０．
０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０３〜１．０％、Ｍｏ：
０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．４％、Ｂ：
０．０００２〜０．００２％とする。然し、二相域圧延
の変形抵抗を増加して熱間加工を困難にしない為には、
その添加量は少ない方が好ましく合計で５％以下にする
事が好ましいが、圧延反力の大きな圧延機のような場合
にはこの限りでない。更に、これ以外の元素（Ｃａ、Ｒ
ＥＭ、Ｍｇ等）はＯやＳとの親和力が強く、その形態制
御によって低温靱性・溶接性・加工性を向上する為に、
０．０００５〜０．０１％の範囲で添加する場合でも本
発明の効果が損なわれる事はない。
【００３４】次に、本発明の技術思想である結晶組織を
規定する理由について述べる。
規定する理由について述べる。
【００３５】ベイナイトを含むフェライト・パーライト
鋼ではフェライト粒径を５μｍ以下にしても低温靱性・
破壊靱性は必ずしも改善しない。本発明者の仔細な調査
によりフェライト粒径が５μｍ以下の組織における脆性
破壊・疲労破壊は微細なパーライトコロニーを起点とし
ている事が判明した。更に、粗大なセメンタイトを含ん
でパーライト分率を５％以下にした場合にのみ、低温靱
性・破壊靱性・疲労強度はフェライト粒径の細粒化とと
もに改善して、２．５μｍ以下で効果が大きい事を知見
した。
鋼ではフェライト粒径を５μｍ以下にしても低温靱性・
破壊靱性は必ずしも改善しない。本発明者の仔細な調査
によりフェライト粒径が５μｍ以下の組織における脆性
破壊・疲労破壊は微細なパーライトコロニーを起点とし
ている事が判明した。更に、粗大なセメンタイトを含ん
でパーライト分率を５％以下にした場合にのみ、低温靱
性・破壊靱性・疲労強度はフェライト粒径の細粒化とと
もに改善して、２．５μｍ以下で効果が大きい事を知見
した。
【００３６】又、この技術思想からパーライト分率は低
いほど好ましい。
いほど好ましい。
【００３７】一方、単に微細なセメンタイト又は炭窒化
物相から構成される組織だけでは、フェライト若しくは
ベーナイトを主体とする組織の平均粒径を３μｍ以下に
安定して達成できず、フェライト結晶粒の成長抑制が必
要不可欠である事も見い出した。即ち、フェライト結晶
粒界又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイトを
析出させる事によって初めてフェライト若しくはベーナ
イトをピンニングしてその成長を効果的に抑制できる。
又、０．５μｍ以下のＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの炭窒化物をフ
ェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出させるとセメン
タイトと同様のピンニング効果が認められるとともに、
更にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に超微細に析出
させたセメンタイト自体の熱的な安定性が増す事も分か
った。
物相から構成される組織だけでは、フェライト若しくは
ベーナイトを主体とする組織の平均粒径を３μｍ以下に
安定して達成できず、フェライト結晶粒の成長抑制が必
要不可欠である事も見い出した。即ち、フェライト結晶
粒界又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイトを
析出させる事によって初めてフェライト若しくはベーナ
イトをピンニングしてその成長を効果的に抑制できる。
又、０．５μｍ以下のＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの炭窒化物をフ
ェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出させるとセメン
タイトと同様のピンニング効果が認められるとともに、
更にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に超微細に析出
させたセメンタイト自体の熱的な安定性が増す事も分か
った。
【００３８】他方、鋼板の表裏層部のそれぞれで超細粒
組織の割合が鋼板厚の５％未満では鋼板全体の低温靱性
・破壊靱性が顕著に改善しない為に５％以上に限定し
た。超細粒組織の占める割合が大きいほど低温靱性・破
壊靱性が向上して好ましくその上限は規定しないが、製
造コスト上からは過度の増加は好ましくない。
組織の割合が鋼板厚の５％未満では鋼板全体の低温靱性
・破壊靱性が顕著に改善しない為に５％以上に限定し
た。超細粒組織の占める割合が大きいほど低温靱性・破
壊靱性が向上して好ましくその上限は規定しないが、製
造コスト上からは過度の増加は好ましくない。
【００３９】次に、本発明で鋼板の表裏層部における超
微細粒組織を実現する製造方法を規定する理由について
述べる。
微細粒組織を実現する製造方法を規定する理由について
述べる。
【００４０】鋼の素材又は鋼板の再加熱時においてＣ及
び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上を固溶さ
せる加熱温度はＡｃ3点以上に限定される。Ｎｂ・Ｔｉ
・Ｔａの一種又は二種以上を充分に固溶させる加熱温度
としては１１００℃以上が好ましく、加熱時におけるγ
粒の粗大化を防止する為には加熱温度を１２００℃以下
とする事が好ましい。
び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上を固溶さ
せる加熱温度はＡｃ3点以上に限定される。Ｎｂ・Ｔｉ
・Ｔａの一種又は二種以上を充分に固溶させる加熱温度
としては１１００℃以上が好ましく、加熱時におけるγ
粒の粗大化を防止する為には加熱温度を１２００℃以下
とする事が好ましい。
【００４１】鋼板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５％
以上の領域において、フェライト結晶粒界及び／又は結
晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイト及び／又はＮ
ｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上の炭窒化物を析出さ
せるには、Ｃ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二
種以上を鋼中に固溶させた状態で、当該表層領域を３℃
／秒以上の冷却速度で冷却する事によって該成分を鋼中
に過飽和に固溶せしめたる後に、この冷却によっても温
度低下の少ない鋼の中心部の顕熱を利用して復熱させる
過程で超微細に析出させるものである。
以上の領域において、フェライト結晶粒界及び／又は結
晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイト及び／又はＮ
ｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上の炭窒化物を析出さ
せるには、Ｃ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種又は二
種以上を鋼中に固溶させた状態で、当該表層領域を３℃
／秒以上の冷却速度で冷却する事によって該成分を鋼中
に過飽和に固溶せしめたる後に、この冷却によっても温
度低下の少ない鋼の中心部の顕熱を利用して復熱させる
過程で超微細に析出させるものである。
【００４２】鋼板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５％
以上の領域において、フェライト又はベーナイトを主体
とする組織の平均粒径を２．５μｍ以下となすには、鋼
板又は鋼の素材をＡｃ3点以上に加熱してから熱間加工
の前又は途中で当該表層領域を３℃／秒以上の冷却速度
でフェライト分率が５０％以上となる温度まで急冷した
る後に、この冷却によっても温度低下の少ない鋼の中心
部の顕熱を利用して復熱させる過程でＡｒ1点以上の温
度から熱間加工を開始又は再開して、（Ａｃ3点−１０
０℃）〜Ａｃ3点の範囲で熱間加工を終了する事によっ
てフェライトの回復・再結晶を惹起せしめて超微細粒化
し且つＡｃ3点以上に復熱する事なく冷却するととも
に、フェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に析出さ
せた０．５μｍ以下のセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔ
ｉ・Ｔａの一種又は二種以上の炭窒化物によるピンニン
グを効果的に活用してその超微細粒組織の成長を防止す
るものである。
以上の領域において、フェライト又はベーナイトを主体
とする組織の平均粒径を２．５μｍ以下となすには、鋼
板又は鋼の素材をＡｃ3点以上に加熱してから熱間加工
の前又は途中で当該表層領域を３℃／秒以上の冷却速度
でフェライト分率が５０％以上となる温度まで急冷した
る後に、この冷却によっても温度低下の少ない鋼の中心
部の顕熱を利用して復熱させる過程でＡｒ1点以上の温
度から熱間加工を開始又は再開して、（Ａｃ3点−１０
０℃）〜Ａｃ3点の範囲で熱間加工を終了する事によっ
てフェライトの回復・再結晶を惹起せしめて超微細粒化
し且つＡｃ3点以上に復熱する事なく冷却するととも
に、フェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に析出さ
せた０．５μｍ以下のセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔ
ｉ・Ｔａの一種又は二種以上の炭窒化物によるピンニン
グを効果的に活用してその超微細粒組織の成長を防止す
るものである。
【００４３】更に、一次加工後に前記する表層部をＡｒ
3点以下に冷却した後に、鋼内部の顕熱による復熱時に
二次加工を実施すると、鋼の中心部では未再結晶温度域
での熱間加工となって、鋼の低温靱性は著しく向上す
る。
3点以下に冷却した後に、鋼内部の顕熱による復熱時に
二次加工を実施すると、鋼の中心部では未再結晶温度域
での熱間加工となって、鋼の低温靱性は著しく向上す
る。
【００４４】熱間加工としては圧延等の一般的な熱間加
工を対象とする。又、鋼の素材寸法が大きくて加熱温度
が１２００℃以上に高い場合や更に低温靱性の要求が厳
しい場合には鋼板の表裏層部を冷却する前の初期γ粒を
細かくしておく為に、Ｎｂ・Ｔｉ・Ｔａの添加及び制御
圧延等の熱間加工を行う事が好ましい。更に、鋼の加熱
に引き続く冷却前に熱間加工を行わない場合には鋼の初
期γ粒を細かくしておく為に１１５０℃以下の低温加熱
及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの添加又は初期γ粒の細かな鋼板
等の熱間加工半製品の使用が好ましい。
工を対象とする。又、鋼の素材寸法が大きくて加熱温度
が１２００℃以上に高い場合や更に低温靱性の要求が厳
しい場合には鋼板の表裏層部を冷却する前の初期γ粒を
細かくしておく為に、Ｎｂ・Ｔｉ・Ｔａの添加及び制御
圧延等の熱間加工を行う事が好ましい。更に、鋼の加熱
に引き続く冷却前に熱間加工を行わない場合には鋼の初
期γ粒を細かくしておく為に１１５０℃以下の低温加熱
及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの添加又は初期γ粒の細かな鋼板
等の熱間加工半製品の使用が好ましい。
【００４５】鋼板の表裏層部を超微細粒化した後に、鋼
板中心部の顕熱によってＡｃ3点以上に復熱すると当該
表層部を超微細粒化した効果が損なわれるばかりでな
く、フェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に微細析出させ
たセメンタイトがγに再固溶する為にピンニング効果が
失われるとともパーライト分率も増加してしまう。従っ
て、当該表層部がＡｃ3点以上に復熱する事なく冷却す
るには、鋼板厚が１８ｍｍ未満の場合には空冷で充分で
あり、それ以上の場合には２℃／秒以上の冷却速度とな
るように加速冷却する事が好ましい。
板中心部の顕熱によってＡｃ3点以上に復熱すると当該
表層部を超微細粒化した効果が損なわれるばかりでな
く、フェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に微細析出させ
たセメンタイトがγに再固溶する為にピンニング効果が
失われるとともパーライト分率も増加してしまう。従っ
て、当該表層部がＡｃ3点以上に復熱する事なく冷却す
るには、鋼板厚が１８ｍｍ未満の場合には空冷で充分で
あり、それ以上の場合には２℃／秒以上の冷却速度とな
るように加速冷却する事が好ましい。
【００４６】鋼板を高強度化する為には要求強度レベル
に応じて添加成分を調整するとともに、熱間加工の終了
後に引き続いてＡｃ3点以上に復熱させる事なく５℃／
秒以上の冷却速度でＴＭＣＰ設備による加速冷却又はＤ
Ｑ設備による直接焼き入れを実施すればよい。
に応じて添加成分を調整するとともに、熱間加工の終了
後に引き続いてＡｃ3点以上に復熱させる事なく５℃／
秒以上の冷却速度でＴＭＣＰ設備による加速冷却又はＤ
Ｑ設備による直接焼き入れを実施すればよい。
【００４７】加速冷却又は直接焼き入れに引き続いて、
鋼板を焼戻しするには通常の熱処理設備による焼戻しを
行う。尚、ＴＭＣＰ設備による加速冷却やＤＱ設備によ
る直接焼き入れの場合には加速冷却又は直接焼き入れ時
の水冷を途中停止するオートテンパーで代替しても構わ
ない。
鋼板を焼戻しするには通常の熱処理設備による焼戻しを
行う。尚、ＴＭＣＰ設備による加速冷却やＤＱ設備によ
る直接焼き入れの場合には加速冷却又は直接焼き入れ時
の水冷を途中停止するオートテンパーで代替しても構わ
ない。
【００４８】
【実施例】本発明の実施例を表１に示す。鋼Ａ〜鋼Ｃが
本発明例であり、鋼Ｄ及び鋼ＥはＣが本発明の範囲外と
なる比較例である。
本発明例であり、鋼Ｄ及び鋼ＥはＣが本発明の範囲外と
なる比較例である。
【００４９】
【表１】 本発明の実施例における製造条件を表２に示す。鋼Ａ−
１、Ａ−２、鋼Ｂ−１、Ｂ−２、鋼Ｃ−１が本発明にお
ける溶接用構造用鋼板の本発明例であり、特に鋼Ｂ−２
は１００ｍｍ鋼板を再加熱して２５ｍｍ鋼板を仕上げ圧
延した本発明例である。
１、Ａ−２、鋼Ｂ−１、Ｂ−２、鋼Ｃ−１が本発明にお
ける溶接用構造用鋼板の本発明例であり、特に鋼Ｂ−２
は１００ｍｍ鋼板を再加熱して２５ｍｍ鋼板を仕上げ圧
延した本発明例である。
【００５０】一方、鋼Ａ−３は鋼板の途中冷却における
表層領域の冷却後、その冷却速度が遅く鋼板内部の温度
が高かった為にＡｃ3点以上に復熱してしまった比較例
である。又、鋼Ｂ−３は十分な冷却速度はあったが、途
中冷却時間が短くα分率が５０％以上となる表層領域の
厚さが鋼板の５％未満と小さかった比較例である。更
に、鋼Ｃ−２は途中冷却を実施しなかった鋼板の比較例
である。又、鋼Ｄ−１はＣの範囲が上限に外れ且つ途中
冷却をしなかった鋼板の比較例である。最後に鋼Ｅ−１
は本発明例の鋼Ａ−２と概ね同じ製造条件であるが、そ
の主要な成分であるＣが本発明の範囲から低めに外れた
比較例である。
表層領域の冷却後、その冷却速度が遅く鋼板内部の温度
が高かった為にＡｃ3点以上に復熱してしまった比較例
である。又、鋼Ｂ−３は十分な冷却速度はあったが、途
中冷却時間が短くα分率が５０％以上となる表層領域の
厚さが鋼板の５％未満と小さかった比較例である。更
に、鋼Ｃ−２は途中冷却を実施しなかった鋼板の比較例
である。又、鋼Ｄ−１はＣの範囲が上限に外れ且つ途中
冷却をしなかった鋼板の比較例である。最後に鋼Ｅ−１
は本発明例の鋼Ａ−２と概ね同じ製造条件であるが、そ
の主要な成分であるＣが本発明の範囲から低めに外れた
比較例である。
【００５１】
【表２】 本発明例の実施例における機械的性質及び低温靱性・ア
レスト特性・疲労強度・腐食疲労強度を纏めて表３に示
す。本発明例である溶接用構造用４１０ＭＰａ級鋼Ａ−
１、Ａ−２、４９０ＭＰＡ級鋼Ｂ−１、Ｂ−２、５７０
ＭＰａ級鋼Ｃ−１は表層の組織の状態が本発明の要件を
満足する結果、機械的性質が比較例よりも優れ、特に板
厚中心部の低温靱性・脆性亀裂伝播停止性能であるアレ
スト特性・廻し溶接部の疲労強度及び腐食疲労強度が比
較例よりも格段に優れている。更に、Ｎｂ・Ｔｉ・Ｔａ
を添加した鋼Ｂ−１、Ｂ−２、Ｃ−１ではフェライト結
晶粒界及び結晶亜粒界にセメンタイト又は炭窒化物が極
めて微細に析出してフェライト若しくは一部ベーナイト
の成長を効果的に抑制する結果、その平均粒径も本発明
例である鋼Ａ−１、Ａ−２に比べても極めて安定してお
り、機械的性質及びその他特性も優れている。
レスト特性・疲労強度・腐食疲労強度を纏めて表３に示
す。本発明例である溶接用構造用４１０ＭＰａ級鋼Ａ−
１、Ａ−２、４９０ＭＰＡ級鋼Ｂ−１、Ｂ−２、５７０
ＭＰａ級鋼Ｃ−１は表層の組織の状態が本発明の要件を
満足する結果、機械的性質が比較例よりも優れ、特に板
厚中心部の低温靱性・脆性亀裂伝播停止性能であるアレ
スト特性・廻し溶接部の疲労強度及び腐食疲労強度が比
較例よりも格段に優れている。更に、Ｎｂ・Ｔｉ・Ｔａ
を添加した鋼Ｂ−１、Ｂ−２、Ｃ−１ではフェライト結
晶粒界及び結晶亜粒界にセメンタイト又は炭窒化物が極
めて微細に析出してフェライト若しくは一部ベーナイト
の成長を効果的に抑制する結果、その平均粒径も本発明
例である鋼Ａ−１、Ａ−２に比べても極めて安定してお
り、機械的性質及びその他特性も優れている。
【００５２】一方、比較例の鋼Ａ−３はＡｃ3点以上に
復熱した事によって微細化したα粒がγに逆変態すると
ともに超微細析出したセメンタイトもγに再固溶する結
果、表層部のα粒・セメンタイトも粗大化するとともに
パーライト分率が５％以上となって、その低温靱性・ア
レスト特性・疲労強度・腐食疲労強度が本発明例に比べ
て劣っている。比較例の鋼Ｂー３は仕上げ圧延前の途中
冷却条件が不十分で細粒層の厚さが５％未満と本発明に
不足する為に、α粒径・析出物寸法が本発明を満足せず
その機械的性質・その他特性の全てが本発明例よりも劣
っている。途中冷却を実施しなかった比較例である鋼板
Ｃー２及び鋼板Ｄー１は当然の事ながら本発明例よりも
その特性が劣り、Ｃが上限を外れた鋼板Ｄー１は組織の
構成が大幅に悪化する結果その特性は他の比較例よりも
格段に劣っている。最後に、本発明例の鋼Ａ−２と概ね
製造条件が同じでありながらＣが本発明例の低め側に外
れている比較例の鋼Ｅ−１は細粒層厚及びセメンタイト
寸法も本発明の条件を満足しているが、微細化したα粒
の成長を抑制するにはセメンタイト量が不足する結果、
α粒が大きくなって機械的性質やその他特性が本発明例
よりも劣っている。
復熱した事によって微細化したα粒がγに逆変態すると
ともに超微細析出したセメンタイトもγに再固溶する結
果、表層部のα粒・セメンタイトも粗大化するとともに
パーライト分率が５％以上となって、その低温靱性・ア
レスト特性・疲労強度・腐食疲労強度が本発明例に比べ
て劣っている。比較例の鋼Ｂー３は仕上げ圧延前の途中
冷却条件が不十分で細粒層の厚さが５％未満と本発明に
不足する為に、α粒径・析出物寸法が本発明を満足せず
その機械的性質・その他特性の全てが本発明例よりも劣
っている。途中冷却を実施しなかった比較例である鋼板
Ｃー２及び鋼板Ｄー１は当然の事ながら本発明例よりも
その特性が劣り、Ｃが上限を外れた鋼板Ｄー１は組織の
構成が大幅に悪化する結果その特性は他の比較例よりも
格段に劣っている。最後に、本発明例の鋼Ａ−２と概ね
製造条件が同じでありながらＣが本発明例の低め側に外
れている比較例の鋼Ｅ−１は細粒層厚及びセメンタイト
寸法も本発明の条件を満足しているが、微細化したα粒
の成長を抑制するにはセメンタイト量が不足する結果、
α粒が大きくなって機械的性質やその他特性が本発明例
よりも劣っている。
【００５３】
【表３】
【００５４】
【発明の効果】本発明は鋼の鋼板の表裏層部の５％以上
の領域におけるフェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒
界に０．５μｍ以下のセメンタイト又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔ
ａの炭窒化物相を析出させて、当該領域の平均粒径が安
定して２．５μｍ以下のフェライト又はベーナイトを主
体とする組織で構成させる事によって、溶接用構造用鋼
の低温靱性・アレスト特性・疲労特性（疲労強度・腐食
疲労強度）を大幅に向上可能ならしめた。これにより大
型鋼構造物の安全設計を施工面だけでなく、鋼材面から
も可能とするものである。更に、Ｎｉ等の高価な元素の
多量添加を必要としなくてすむ本発明により安全設計と
経済設計の両立が可能となって、産業界が享受可能な経
済的利益は多大なものがあると思料される。更に、本発
明は新しい鋼材開発のアイディアをも提供するものであ
る。
の領域におけるフェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒
界に０．５μｍ以下のセメンタイト又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔ
ａの炭窒化物相を析出させて、当該領域の平均粒径が安
定して２．５μｍ以下のフェライト又はベーナイトを主
体とする組織で構成させる事によって、溶接用構造用鋼
の低温靱性・アレスト特性・疲労特性（疲労強度・腐食
疲労強度）を大幅に向上可能ならしめた。これにより大
型鋼構造物の安全設計を施工面だけでなく、鋼材面から
も可能とするものである。更に、Ｎｉ等の高価な元素の
多量添加を必要としなくてすむ本発明により安全設計と
経済設計の両立が可能となって、産業界が享受可能な経
済的利益は多大なものがあると思料される。更に、本発
明は新しい鋼材開発のアイディアをも提供するものであ
る。
【図１】本発明例における鋼Ａ−１のフェライト結晶粒
界及び結晶亜粒界に析出した０．５μｍ以下のセメンタ
イトを示す金属組織の顕微鏡写真である。
界及び結晶亜粒界に析出した０．５μｍ以下のセメンタ
イトを示す金属組織の顕微鏡写真である。
１ セメンタイト ２ 結晶粒界 ３ 結晶亜粒界
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下の成分を
有し残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼の組織が鋼
板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５％以上の領域にお
いて結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下の
セメンタイト相を有し、パーライト分率が５％以下で、
平均粒径が２．５μｍ以下のフェライト若しくはベーナ
イトを主体とする組織で構成される事を特徴とする低温
靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．２％の成分を基本成分とし
て、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０５％、Ｔａ：０．００５〜０．０５％の一種又は
二種以上を含有し残部鉄及び不可避的不純物からなり、
鋼の組織が鋼板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５％以
上の領域において結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．
５μｍ以下のセメンタイト及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一種
又は二種以上の炭窒化物相を有し、パーライト分率が５
％以下で、平均粒径が２．５μｍ以下のフェライト若し
くはベーナイトを主体とする組織で構成される事を特徴
とする低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用
構造用鋼。 - 【請求項３】 重量％で、さらに、Ｃｕ：０．０５〜
１．０％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．０３
〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１
〜０．４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％の一種又
は二種以上を含有せしめた事を特徴とする請求項１又は
請求項２記載の低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れ
た溶接用構造用鋼。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下の成分を
有し残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼をＡｃ3点以
上に加熱してＣを固溶させた状態で、熱間加工の前又は
途中でその時点における表層から少なくとも鋼板厚の５
％以上の領域を３℃／秒以上の冷却速度でフェライト分
率が５０％以上となる温度まで急冷して、Ｃを過飽和に
固溶せしめたる後に、当該表層領域を復熱させる過程に
おいてＡｒ1点以上の温度から熱間加工を開始又は再開
して、（Ａｃ3点−１００℃）〜Ａｃ3点の範囲で熱間加
工を終了し、引き続いて当該表層領域をＡｃ3点以上に
復熱させる事なく冷却して、鋼板の表裏層部のそれぞれ
で鋼板厚の５％以上の領域において結晶粒界及び／又は
結晶亜粒界に０．５μｍ以下に析出させたセメンタイト
相を有し、パーライト分率が５％以下で、平均粒径が
２．５μｍ以下のフェライト若しくはベーナイトを主体
とする組織で構成される事を特徴とする低温靱性・破壊
靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼の製造方法。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．２％の成分を基本成分とし
て、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０５％、Ｔａ：０．００５〜０．０５％の一種又は
二種以上を含有し残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼
をＡｃ3点以上に加熱してＣ及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの一
種又は二種以上を固溶させた状態で、熱間加工の前又は
途中でその時点における表層から少なくとも鋼板厚の５
％以上の領域を３℃／秒以上の冷却速度でフェライト分
率が５０％以上となる温度まで急冷して、Ｃ及びＮｂ・
Ｔｉ・Ｔａの一種又は二種以上を過飽和に固溶せしめた
る後に、当該表層領域を復熱させる過程においてＡｒ1
点以上の温度から熱間加工を開始又は再開して、（Ａｃ
3点−１００℃）〜Ａｃ3点の範囲で熱間加工を終了し、
引き続いて当該表層領域をＡｃ3点以上に復熱させる事
なく冷却して、鋼板の表裏層部のそれぞれで鋼板厚の５
％以上の領域において結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に
０．５μｍ以下に析出させたセメンタイト及びＮｂ・Ｔ
ｉ・Ｔａの一種又は二種以上の炭窒化物相を有し、パー
ライト分率が５％以下で、平均粒径が２．５μｍ以下の
フェライト若しくはベーナイトを主体とする組織で構成
される事を特徴とする低温靱性・破壊靱性及び疲労特性
に優れた溶接用構造用鋼の製造方法。 - 【請求項６】 熱間加工の終了後、引き続いて当該表層
領域をＡｃ3点以上に復熱させる事なく、冷却速度が５
℃／秒以上で加速冷却又は直接焼き入れする事を特徴と
する請求項４又は請求項５記載の低温靱性・破壊靱性及
び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼の製造方法。 - 【請求項７】 加速冷却又は直接焼き入れ終了後に引き
続いて、焼戻しする事を特徴とする請求項６記載の低温
靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼の
製造方法。 - 【請求項８】 重量％で、さらに、Ｃｕ：０．０５〜
１．０％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．０３
〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１
〜０．４％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％の一種又
は二種以上を鋼中に含有せしめた事を特徴とする請求項
４〜請求項７のいずれか１つに記載の低温靱性・破壊靱
性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32716997A JPH11140584A (ja) | 1997-11-13 | 1997-11-13 | 低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32716997A JPH11140584A (ja) | 1997-11-13 | 1997-11-13 | 低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11140584A true JPH11140584A (ja) | 1999-05-25 |
Family
ID=18196086
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32716997A Withdrawn JPH11140584A (ja) | 1997-11-13 | 1997-11-13 | 低温靱性・破壊靱性及び疲労特性に優れた溶接用構造用鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11140584A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005329461A (ja) * | 2004-04-21 | 2005-12-02 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止特性に優れた溶接鋼構造物およびその製造方法 |
| EP1932934A1 (en) * | 2006-12-15 | 2008-06-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strenght steel plate resistant to strenght reduction resulting from stress relief annealing and excellent in weldability |
| JP2009115493A (ja) * | 2007-11-02 | 2009-05-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼板のアレスト特性評価方法およびアレスト特性評価用鋼板 |
| WO2018030737A1 (ko) * | 2016-08-08 | 2018-02-15 | 주식회사 포스코 | 취성균열전파 저항성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 |
| CN113073262A (zh) * | 2021-03-24 | 2021-07-06 | 东北大学 | 具有优异超低温韧性的双梯度超细晶钢板及其制备方法 |
-
1997
- 1997-11-13 JP JP32716997A patent/JPH11140584A/ja not_active Withdrawn
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005329461A (ja) * | 2004-04-21 | 2005-12-02 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止特性に優れた溶接鋼構造物およびその製造方法 |
| JP4505368B2 (ja) * | 2004-04-21 | 2010-07-21 | 新日本製鐵株式会社 | 脆性き裂伝播停止特性に優れた溶接鋼構造物およびその製造方法 |
| EP1932934A1 (en) * | 2006-12-15 | 2008-06-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strenght steel plate resistant to strenght reduction resulting from stress relief annealing and excellent in weldability |
| US20080145263A1 (en) * | 2006-12-15 | 2008-06-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength steel plate resistant to strength reduction resulting from stress relief annealing and excellent in weldability |
| US8361249B2 (en) * | 2006-12-15 | 2013-01-29 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel plate resistant to strength reduction resulting from stress relief annealing and excellent in weldability |
| JP2009115493A (ja) * | 2007-11-02 | 2009-05-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼板のアレスト特性評価方法およびアレスト特性評価用鋼板 |
| WO2018030737A1 (ko) * | 2016-08-08 | 2018-02-15 | 주식회사 포스코 | 취성균열전파 저항성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 |
| CN109563599A (zh) * | 2016-08-08 | 2019-04-02 | 株式会社Posco | 耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材及其制造方法 |
| CN109563599B (zh) * | 2016-08-08 | 2021-01-26 | 株式会社Posco | 耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材及其制造方法 |
| CN113073262A (zh) * | 2021-03-24 | 2021-07-06 | 东北大学 | 具有优异超低温韧性的双梯度超细晶钢板及其制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20050201 |