JPS5980717A - 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造方法 - Google Patents
大入熱溶接継手靭性の優れた非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPS5980717A JPS5980717A JP18909882A JP18909882A JPS5980717A JP S5980717 A JPS5980717 A JP S5980717A JP 18909882 A JP18909882 A JP 18909882A JP 18909882 A JP18909882 A JP 18909882A JP S5980717 A JPS5980717 A JP S5980717A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- toughness
- heat input
- high heat
- less
- 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.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
質型低温用Ｎｉ鋼の製造方法の創案に係り、液化ガス貯
蔵用鋼材や 、寒冷地或いは氷海域での構造物などに
使用される鋼材において犬入熱溶接の熱影響部における
靭性に優れ、しかも脆性亀裂伝播特性の優れた低温用Ｎ
ｉ鋼を経済的に製造することのできる方法を提供しよう
とするものである。
蔵用鋼材や 、寒冷地或いは氷海域での構造物などに
使用される鋼材において犬入熱溶接の熱影響部における
靭性に優れ、しかも脆性亀裂伝播特性の優れた低温用Ｎ
ｉ鋼を経済的に製造することのできる方法を提供しよう
とするものである。
液化ガスの貯蔵、製造あるいは輸送用タンク材料として
従来低温靭性の優れたＮｉ添加鋼が使用されており、こ
れらは例えばＪＩＳ Ｇ３１２７或いはＡＳＴＭ Ａ２
０３ などに規格されており、又これらの製造条件と
して、規準あるいは焼入れ焼戻し熱処理を施すのが通例
である。一方、ラインパイプ材を対象として発展してき
た制御圧延技術は圧延まま材で高靭性を得るものとして
確立し℃いるが、さらに高靭化を目指すものとしてＮｉ
添加鋼を対象とした制御圧延技術も確立されてきている
（たとえば特開昭５２−１３１９１８、特公昭５４−１
１７７４、特公昭５６−１０９６６などである）。
従来低温靭性の優れたＮｉ添加鋼が使用されており、こ
れらは例えばＪＩＳ Ｇ３１２７或いはＡＳＴＭ Ａ２
０３ などに規格されており、又これらの製造条件と
して、規準あるいは焼入れ焼戻し熱処理を施すのが通例
である。一方、ラインパイプ材を対象として発展してき
た制御圧延技術は圧延まま材で高靭性を得るものとして
確立し℃いるが、さらに高靭化を目指すものとしてＮｉ
添加鋼を対象とした制御圧延技術も確立されてきている
（たとえば特開昭５２−１３１９１８、特公昭５４−１
１７７４、特公昭５６−１０９６６などである）。
ところで制御圧延による高靭化の基本である結晶粒の微
細化に対しては、Ｎｂの微量添加が極めて効果的である
ことは良く知られている。しかし、近年におけるタンク
材料の溶接は、大入熱化の傾向が強く押し進められ、こ
のような条件下では溶接熱影響部の脆化が顕著でありＮ
ｂは特に脆化を引き起こす元素として、大入熱溶接（単
厚当りの入熱量が４５ＫＴ／ｃＩｒＬ以上）での使用が
困難であった。従って大入熱溶接の条件下においてもＳ
ＬＡ ３７ 以上の引張り強さく５０〜／−以上）を有
しかつ５Ｌ３Ｎ４５ 以上の低温靭性（−１１０℃に
おいて２．８〜・ｍ以上のシャルピーの吸収エネルギー
）を有する非調質型低温用Ｎｉ鋼の出現が張く要望され
ている。
細化に対しては、Ｎｂの微量添加が極めて効果的である
ことは良く知られている。しかし、近年におけるタンク
材料の溶接は、大入熱化の傾向が強く押し進められ、こ
のような条件下では溶接熱影響部の脆化が顕著でありＮ
ｂは特に脆化を引き起こす元素として、大入熱溶接（単
厚当りの入熱量が４５ＫＴ／ｃＩｒＬ以上）での使用が
困難であった。従って大入熱溶接の条件下においてもＳ
ＬＡ ３７ 以上の引張り強さく５０〜／−以上）を有
しかつ５Ｌ３Ｎ４５ 以上の低温靭性（−１１０℃に
おいて２．８〜・ｍ以上のシャルピーの吸収エネルギー
）を有する非調質型低温用Ｎｉ鋼の出現が張く要望され
ている。
本発明は、以上のような実情に鑑み検討を重ねて創案さ
れたものであって、大入熱溶接の条件下においても浴接
熱形ｐＨｉ部の脆化が極めて小さく、かつ圧延ままにお
いて高靭性を得る低温用Ｎｌ鋼を化学成分および製造条
件の特殊な組み合わせによって製造可能としたものであ
る。
れたものであって、大入熱溶接の条件下においても浴接
熱形ｐＨｉ部の脆化が極めて小さく、かつ圧延ままにお
いて高靭性を得る低温用Ｎｌ鋼を化学成分および製造条
件の特殊な組み合わせによって製造可能としたものであ
る。
すなわち本発明によるものは、Ｃ：０．００５〜０．１
０％、Ｓｉ ： ０．０５〜０．９ＣＮ＆、Ｍｎ ：
０．３〜２．０％、Ｓ ： ０．０１０係以下、Ｎｉ：
０．２〜４．０係、Ｎｂ：０．００２〜０．０１０優、
ａ、 Ａｔ ： Ｏｓ １ ％以下、Ｎ ： ０．００
４％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼を、９００〜１１５０℃の温度範囲に加熱後、オー
ステナイトの未再結晶温度域での圧下率が３０１以上と
なるように熱間圧延するものであり、又上記必須成分に
必要に応じて任意成分として、Ｃｒ：Ｏｓ１〜１．０％
、Ｍｏ：０．０５〜０、５０４、Ｃｕ ： ０．１０〜
１．００１ 、Ｔｌ：０．００２〜０．０３０％ 、
Ｖ ： ０．００５〜０．１００％、Ｃａ ：０．００
１〜０．０１０１、Ｌａ十Ｃｅ ： ０．００１〜０．
０１０ ％の中から１種又は２種以上を添加し、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を前記したところと
同じ９００〜１１５０℃の温度範囲に加熱後、オーステ
ナイトの未再結晶域での圧下率が３０優以上となるよう
に熱間圧延することを提案するものである。
０％、Ｓｉ ： ０．０５〜０．９ＣＮ＆、Ｍｎ ：
０．３〜２．０％、Ｓ ： ０．０１０係以下、Ｎｉ：
０．２〜４．０係、Ｎｂ：０．００２〜０．０１０優、
ａ、 Ａｔ ： Ｏｓ １ ％以下、Ｎ ： ０．００
４％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
る鋼を、９００〜１１５０℃の温度範囲に加熱後、オー
ステナイトの未再結晶温度域での圧下率が３０１以上と
なるように熱間圧延するものであり、又上記必須成分に
必要に応じて任意成分として、Ｃｒ：Ｏｓ１〜１．０％
、Ｍｏ：０．０５〜０、５０４、Ｃｕ ： ０．１０〜
１．００１ 、Ｔｌ：０．００２〜０．０３０％ 、
Ｖ ： ０．００５〜０．１００％、Ｃａ ：０．００
１〜０．０１０１、Ｌａ十Ｃｅ ： ０．００１〜０．
０１０ ％の中から１種又は２種以上を添加し、残部が
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を前記したところと
同じ９００〜１１５０℃の温度範囲に加熱後、オーステ
ナイトの未再結晶域での圧下率が３０優以上となるよう
に熱間圧延することを提案するものである。
上記したような本発明の化学成分及び製造条件の限定理
由について説明すると以下の如くである。
由について説明すると以下の如くである。
Ｃは、必要強度を得る元素として重要であるが、 ０．
００５９ｂ未満では強度を得難く、製鋼上も困難を伴な
う。又、０．１０％を超えてＣを含有すると、強度の上
昇は得られるものの、靭性を損なうと共に炭素当量の増
加により溶接性を損なう。従って本発明においてＣの含
有率は０．００５〜Ｏ，Ｚｏｏ係の範囲とした。
００５９ｂ未満では強度を得難く、製鋼上も困難を伴な
う。又、０．１０％を超えてＣを含有すると、強度の上
昇は得られるものの、靭性を損なうと共に炭素当量の増
加により溶接性を損なう。従って本発明においてＣの含
有率は０．００５〜Ｏ，Ｚｏｏ係の範囲とした。
Ｓｉは、脱酸元素及び強化元素として有効であるが、（
Ｊ、０５％未満ではその効果が少なく、また０、９０％
を超えると靭性及び溶接性を損うので０．０５〜０．９
０％の範囲とした。
Ｊ、０５％未満ではその効果が少なく、また０、９０％
を超えると靭性及び溶接性を損うので０．０５〜０．９
０％の範囲とした。
Ｍｎは、強度及び靭性を確保する上に重要な元素である
が０．３％未満では必要な強度を得るに不充分であり、
又２％を超えて含有すると炭素当量の大幅な増加により
溶接性を著しく損うので０．３〜２．０％の範囲とする
。
が０．３％未満では必要な強度を得るに不充分であり、
又２％を超えて含有すると炭素当量の大幅な増加により
溶接性を著しく損うので０．３〜２．０％の範囲とする
。
Ｓは、靭性、延性にとって有害であり、できるだけ低く
抑えることが望ましい。即ち本発明の場合において、こ
のＳ量が０．０１０％未満であれば本発明の目的を損う
ことがないためにこのＳ量０，０１０’１未満とする。
抑えることが望ましい。即ち本発明の場合において、こ
のＳ量が０．０１０％未満であれば本発明の目的を損う
ことがないためにこのＳ量０，０１０’１未満とする。
Ｎｉは、強度及び靭性に対し、極めて有効であり低温用
鋼に不町決の元素である。しかしながら、Ｎｉの高靭化
効果の現われる下限は０．２チであり、それ未満では効
果は小はく、又４．０係を超えて含有すると大入熱溶接
による熱影響部の焼入れ性を増し、靭性な損うことにな
るため、その上限は４．０％である。従ってＮｌｉの範
囲は０．２〜４８０％とした。
鋼に不町決の元素である。しかしながら、Ｎｉの高靭化
効果の現われる下限は０．２チであり、それ未満では効
果は小はく、又４．０係を超えて含有すると大入熱溶接
による熱影響部の焼入れ性を増し、靭性な損うことにな
るため、その上限は４．０％である。従ってＮｌｉの範
囲は０．２〜４８０％とした。
Ｎｂは、非調質高張力鋼において、結晶粒の細粒化に極
めて有効な元素であり、微量の添加により高強厩及び高
靭性から得られるものであるカ、０．００２％未満の添
加では効果は小さく、又０．０１０％以上含有した場合
には、大入熱溶接における熱影響部の焼入れ性を増加烙
せ、靭性を著しく損うことから０．００２〜０．０１０
チの範囲とした。
めて有効な元素であり、微量の添加により高強厩及び高
靭性から得られるものであるカ、０．００２％未満の添
加では効果は小さく、又０．０１０％以上含有した場合
には、大入熱溶接における熱影響部の焼入れ性を増加烙
せ、靭性を著しく損うことから０．００２〜０．０１０
チの範囲とした。
Ａｔは、脱酸元素として不可欠の元素であるほかに、大
入熱溶接時の熱影響部の靭性を固溶Ｎを固定することに
よって向上させるものとして重要である。しかし、この
ｓｏｌ、、Ａｔが０．１係を超えて含有されると、過剰
のＡｔが残存し、むしろ靭性の低下を招くために、０．
１、 優未満という値を採用した。
入熱溶接時の熱影響部の靭性を固溶Ｎを固定することに
よって向上させるものとして重要である。しかし、この
ｓｏｌ、、Ａｔが０．１係を超えて含有されると、過剰
のＡｔが残存し、むしろ靭性の低下を招くために、０．
１、 優未満という値を採用した。
Ｎは、鋼の靭性に対し有害であるため、可能な限り低減
させることが望ましい元素である。しかしながら０．０
０４％未満の含有量では本発明の効果を損うことはない
。
させることが望ましい元素である。しかしながら０．０
０４％未満の含有量では本発明の効果を損うことはない
。
その他の合金元素であるＣｒ 、 Ｍｏ、 Ｃｕはいず
れも主として強度を上昇させるものとして有効であるが
、少なすぎると効果は小さく、多すぎると強度は上昇す
るに対し靭性を劣化させ、かつ炭素歯１量を増加させる
ため溶接熱影響部の靭性を損うのでそれぞれＣｒ、 Ｃ
ｕについては０．１〜１．０％、Ｍｏについては０．０
５〜０．５０係の範囲内とした。
れも主として強度を上昇させるものとして有効であるが
、少なすぎると効果は小さく、多すぎると強度は上昇す
るに対し靭性を劣化させ、かつ炭素歯１量を増加させる
ため溶接熱影響部の靭性を損うのでそれぞれＣｒ、 Ｃ
ｕについては０．１〜１．０％、Ｍｏについては０．０
５〜０．５０係の範囲内とした。
Ｔ１は、微量の添加で固溶ＮをＴＩＮの形で固定し、大
入熱溶接熱影響部の靭性の向上に有益な元素である。し
かし多すぎるとＴＩＮ量が増加し、鋼の清浄性を害し、
かえって靭性、延性を損５ため、その範囲を０．００２
〜０．０３０チとした。
入熱溶接熱影響部の靭性の向上に有益な元素である。し
かし多すぎるとＴＩＮ量が増加し、鋼の清浄性を害し、
かえって靭性、延性を損５ため、その範囲を０．００２
〜０．０３０チとした。
■は、微量の添加により強度上昇に有効でめるが多すぎ
ると靭性を損い、かつ溶接熱影響部の靭性を損うので０
．００５〜０．１００ ’１の範囲とした。
ると靭性を損い、かつ溶接熱影響部の靭性を損うので０
．００５〜０．１００ ’１の範囲とした。
又、 Ｃａ、 Ｌａ＋Ｃｏは、いずれも硫化物系介在物
の形態制御元素として有効であり、シャルピー試験にお
ける吸収エネルギーの向上、板厚方向特性の向上に対し
有益である。しかしながら、どちらも多すぎると、効果
が飽和するか、逆に鋼の清浄性を害し、延性の低下を招
くため、その範囲はいずれも０．００１〜０．０１０憾
とした。
の形態制御元素として有効であり、シャルピー試験にお
ける吸収エネルギーの向上、板厚方向特性の向上に対し
有益である。しかしながら、どちらも多すぎると、効果
が飽和するか、逆に鋼の清浄性を害し、延性の低下を招
くため、その範囲はいずれも０．００１〜０．０１０憾
とした。
又、本発明は上記のような鋼の成分調整のみならず、適
当な圧延条件との組み合わせによって達成されるもので
ある。即ち％Ａｅｌ変態点以上の温度域でかつ加熱温度
が高すぎることのないように加熱し、圧延前のオーステ
ナイト粒度な細かくしておくことが重りであり、従って
加熱温度は９００〜１１５０℃の範囲とした。又、圧延
時においてはオーステナイトの未再結晶域である程度以
上の圧下を加え、変形帯を導入し、変態後の組織を細か
くしておくことが重要であるが、そのためにはオーステ
ナイトの未再結晶域での全圧下率ヲ３０嘔以上確保する
ことが重要である。
当な圧延条件との組み合わせによって達成されるもので
ある。即ち％Ａｅｌ変態点以上の温度域でかつ加熱温度
が高すぎることのないように加熱し、圧延前のオーステ
ナイト粒度な細かくしておくことが重りであり、従って
加熱温度は９００〜１１５０℃の範囲とした。又、圧延
時においてはオーステナイトの未再結晶域である程度以
上の圧下を加え、変形帯を導入し、変態後の組織を細か
くしておくことが重要であるが、そのためにはオーステ
ナイトの未再結晶域での全圧下率ヲ３０嘔以上確保する
ことが重要である。
本発明方法によるものの具体的な実施例について述べる
と以下の如くである。
と以下の如くである。
芙験室的に溶製した５０聯の鋼塊を用い、実験に供した
。その化学成分を次の第１表に示す。即ち、この第１表
の化学成分の内、鋼１〜１０は本発明範囲内の成分であ
り、Ｎｉその他の元素を変化させたものである。鋼１１
〜１９はいずれも本発明範囲外の比較鋼であり、それぞ
れＮ％ ０％ ８１．Ｍｎ、Ｎ１、ｓ、Ａ４゜Ｎｂ及び
ＮｂとＮの両者が範囲外のものである。
。その化学成分を次の第１表に示す。即ち、この第１表
の化学成分の内、鋼１〜１０は本発明範囲内の成分であ
り、Ｎｉその他の元素を変化させたものである。鋼１１
〜１９はいずれも本発明範囲外の比較鋼であり、それぞ
れＮ％ ０％ ８１．Ｍｎ、Ｎ１、ｓ、Ａ４゜Ｎｂ及び
ＮｂとＮの両者が範囲外のものである。
なお鋼２０．２１はそれぞれＣａ処理、ＲＥＭ（Ｃｅ十
Ｌａ）処理を施した本発明鋼である。
Ｌａ）処理を施した本発明鋼である。
前記した第１表の各供試材に対し、 １０５０℃で加
熱後、９００℃以下（未再結晶温度域）での圧下率が７
０％で、かつ７８０℃で１６胃に仕上げた母材の温夏及
びシャルピー試験における破面遷移温度（ＶＴＩＩ）及
び片ｒｆＪ１層のサブマージアーク浴接により、入熱が
７３ＫＪｌ硼のもとで溶接を行った継手のＨＡＺｌａｍ
の位置の一５０℃でのシャルピーの吸収エネルギー （
ｖｇ−５０）については次の第２表に併せて示す通りで
ある。
熱後、９００℃以下（未再結晶温度域）での圧下率が７
０％で、かつ７８０℃で１６胃に仕上げた母材の温夏及
びシャルピー試験における破面遷移温度（ＶＴＩＩ）及
び片ｒｆＪ１層のサブマージアーク浴接により、入熱が
７３ＫＪｌ硼のもとで溶接を行った継手のＨＡＺｌａｍ
の位置の一５０℃でのシャルピーの吸収エネルギー （
ｖｇ−５０）については次の第２表に併せて示す通りで
ある。
即ちＪＩＳ Ｇ３１２６における５ＬＡ３７の強度レベ
ル及び５Ｌ３Ｎ４５のシャルピー衝撃値を母材の下限性
能とすると、本発明鋼はいずれもこれを満足するもので
ある。また微量のＮｂの添加により明瞭な強度上昇も認
められる（これは鋼１と鋼１６を比較したものである）
。
ル及び５Ｌ３Ｎ４５のシャルピー衝撃値を母材の下限性
能とすると、本発明鋼はいずれもこれを満足するもので
ある。また微量のＮｂの添加により明瞭な強度上昇も認
められる（これは鋼１と鋼１６を比較したものである）
。
なお鋼１４．１７は、いずれも充分な強度及び靭性を母
材において得ているものの、いずれも溶接熱影響部での
衝撃特性は著しく低下している。
材において得ているものの、いずれも溶接熱影響部での
衝撃特性は著しく低下している。
第１図は、前記した鋼２について、圧延条件が一定（９
００℃以下での圧下率が７０チ、圧延仕上り温度は７５
０℃）のもとで加熱温度を変化させた場合の結果を示す
ものであるが、１１５０℃を超える加熱条件では強度は
上昇するに対して靭性の劣化は著しく、又、９００℃未
満の加熱条件では強度の低化を招（と共に操業上の不安
定性を招いている。
００℃以下での圧下率が７０チ、圧延仕上り温度は７５
０℃）のもとで加熱温度を変化させた場合の結果を示す
ものであるが、１１５０℃を超える加熱条件では強度は
上昇するに対して靭性の劣化は著しく、又、９００℃未
満の加熱条件では強度の低化を招（と共に操業上の不安
定性を招いている。
一方第２図は、Ｍ３について、１１５０℃で加熱後に７
８０℃で圧延を仕上げる条件下で未再結晶温度域での圧
下率を変化させた場合の結果を示すものであるが、約３
０係以上の合計圧下率を未再結晶温に域で与えるときに
強度及び靭性の両者がバランス良く向上することは明か
である。
８０℃で圧延を仕上げる条件下で未再結晶温度域での圧
下率を変化させた場合の結果を示すものであるが、約３
０係以上の合計圧下率を未再結晶温に域で与えるときに
強度及び靭性の両者がバランス良く向上することは明か
である。
以上説明したような本発明によるときは、化学成分の調
整と圧延条件の適切な組み合わせによって大入熱溶接に
適した経済的な非調質型の低温用Ｎｉ鋼を適切に製造し
得るものであって工業的にその効果の大きい発明である
。
整と圧延条件の適切な組み合わせによって大入熱溶接に
適した経済的な非調質型の低温用Ｎｉ鋼を適切に製造し
得るものであって工業的にその効果の大きい発明である
。
図面は本発明の技術的内容を示すもので、第１図は機械
的性質に及ぼす加熱温度の影響を示した図表、第２図は
機械的性質に及ぼす未再結晶温度以下での圧下率の影響
を示した図表である。 第 １ 国 ＃寮届崖（τ） 第 ２１）１ 逮みＭＡ温度ｙ久下でσ１享（％）
的性質に及ぼす加熱温度の影響を示した図表、第２図は
機械的性質に及ぼす未再結晶温度以下での圧下率の影響
を示した図表である。 第 １ 国 ＃寮届崖（τ） 第 ２１）１ 逮みＭＡ温度ｙ久下でσ１享（％）
Claims (2)
- （１） Ｃ： ０．００５〜０．１Ｏ１，８１：０．
０５〜０．９％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｓ：０．０
１０ Ｓ以下、 Ｎｂ：０．００２〜ｏ、ｏｉｏ壬、Ｎ
ｉ：０．２〜４．０係、Ｎ二０．００４係以下を含有し
、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼片を９００〜
１１５０℃の温度範囲に加熱してからオーステナイト未
再結晶温度域での全圧下率を３０俤以上とする熱間圧延
を行うことを特徴とする大入熱溶接継手靭性の優れた非
調質型低温用Ｎｉ＃！の製造方法。 - （２） Ｃ： ０．０５〜０．１０１．８１ ：０．
０５〜０．９０％、Ｍｎ：０．３〜２．０係、Ｓ： ０
．０１０憾以下、 Ｎｂ：０．００２〜０．０１０係、
Ｎｉ：０．２〜４．０優、Ｎ： ０．００４係以下を含
有すると共にＣｒ：０．１〜１． Ｏ４、ＭＯ二０、０
５〜０．５０％、Ｃｕ： ０．１〜１．０係、Ｔｉ ：
０．００２刈、０３０％、Ｖ ：０−００５〜０−１０
０４ ％ Ｃａ ： ０−００１〜０、 ｏｌｏｚ、
Ｌａ＋Ｃｅ ： ０．００１〜０．０１０ ％の何れか
１種又は２種以上を含有し、残部が鉄および不可避不純
物からなる鋼片を９００〜１１５０℃の温度範囲に加熱
してからオーステナイト未再結晶温度域での全圧下率を
３０％以上とする熱間圧延を行うことを特徴とする大入
熱溶接継手靭性の優れた非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18909882A JPS5980717A (ja) | 1982-10-29 | 1982-10-29 | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18909882A JPS5980717A (ja) | 1982-10-29 | 1982-10-29 | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5980717A true JPS5980717A (ja) | 1984-05-10 |
Family
ID=16235311
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18909882A Pending JPS5980717A (ja) | 1982-10-29 | 1982-10-29 | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5980717A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02250917A (ja) * | 1989-03-24 | 1990-10-08 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造方法 |
| KR100957961B1 (ko) | 2007-12-26 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 용접부 인성이 우수한 고강도 라인파이프 강재 및 그제조방법 |
| CN110066967A (zh) * | 2019-05-31 | 2019-07-30 | 东北大学 | 一种高强度和表面质量的非调质钢的制备方法 |
| CN112126849A (zh) * | 2020-08-21 | 2020-12-25 | 中国科学院金属研究所 | 一种具有高强韧性的含稀土La和Ce元素的X90管线钢及其轧制方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5792129A (en) * | 1980-11-27 | 1982-06-08 | Nippon Steel Corp | Production of nonrefined high toughness steel |
| JPS5845320A (ja) * | 1981-09-14 | 1983-03-16 | Nippon Steel Corp | 細粒析出硬化型鋼材の製造法 |
| JPS5877529A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 厚肉高張力鋼の製造法 |
| JPS5877527A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 高強度高靭性鋼の製造法 |
-
1982
- 1982-10-29 JP JP18909882A patent/JPS5980717A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5792129A (en) * | 1980-11-27 | 1982-06-08 | Nippon Steel Corp | Production of nonrefined high toughness steel |
| JPS5845320A (ja) * | 1981-09-14 | 1983-03-16 | Nippon Steel Corp | 細粒析出硬化型鋼材の製造法 |
| JPS5877529A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 厚肉高張力鋼の製造法 |
| JPS5877527A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 高強度高靭性鋼の製造法 |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02250917A (ja) * | 1989-03-24 | 1990-10-08 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造方法 |
| KR100957961B1 (ko) | 2007-12-26 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 용접부 인성이 우수한 고강도 라인파이프 강재 및 그제조방법 |
| CN110066967A (zh) * | 2019-05-31 | 2019-07-30 | 东北大学 | 一种高强度和表面质量的非调质钢的制备方法 |
| CN112126849A (zh) * | 2020-08-21 | 2020-12-25 | 中国科学院金属研究所 | 一种具有高强韧性的含稀土La和Ce元素的X90管线钢及其轧制方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4655670B2 (ja) | 低降伏比且つ溶接部靭性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法 | |
| JP5028761B2 (ja) | 高強度溶接鋼管の製造方法 | |
| JP2000256777A (ja) | 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JPS626730B2 (ja) | ||
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2007191785A (ja) | 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JPS5980717A (ja) | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造方法 | |
| JP3220406B2 (ja) | 耐割れ性に優れた高強度溶接継手の作製方法 | |
| JPH11189840A (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002129288A (ja) | 高強度ベンド管およびその製造法 | |
| JPS62174323A (ja) | 溶接性に優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法 | |
| JP5552967B2 (ja) | 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000096187A (ja) | 高強度溶接鋼管 | |
| JPH05245657A (ja) | 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れた高ニッケル合金クラッド鋼板の製造方法 | |
| JPH08199236A (ja) | ラインパイプ用マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPS6293312A (ja) | 応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法 | |
| JPS6256518A (ja) | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS5953653A (ja) | 溶接部靭性のすぐれた極厚低温用鋼 | |
| JPH05112823A (ja) | 大入熱溶接継手靱性の優れた建築用４９０Ｎ／ｍｍ２級耐火鋼材の製造方法 | |
| JP3598600B2 (ja) | 高強度高靱性を有する溶接金属とその形成方法 | |
| JPS58157594A (ja) | 高強度鋼材の溶接方法 | |
| JPH0247525B2 (ja) | ||
| JPH07268457A (ja) | 高強度高靱性ラインパイプ用厚鋼板の製造方法 | |
| JPH0673447A (ja) | 溶接性と低温靱性に優れたＣｕ添加厚鋼板の製造法 | |
| JP2002371336A (ja) | 高張力鋼材および鋼板 |