JPS6050150A - 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼 - Google Patents
溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼Info
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- JPS6050150A JPS6050150A JP15502883A JP15502883A JPS6050150A JP S6050150 A JPS6050150 A JP S6050150A JP 15502883 A JP15502883 A JP 15502883A JP 15502883 A JP15502883 A JP 15502883A JP S6050150 A JPS6050150 A JP S6050150A
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- welding heat
- welding
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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】
本発明は、溶接熱影響部の低温靭性を改善せしめた鋼材
に関するものである。
に関するものである。
近年、北海などの極寒地域においても、多くの天然ガス
田あるいは油田が発見され、これらの地域から消費地ま
で天然ガスあるいは原油を経済的に輸送するためのライ
ンパイプの需要が増している。このようなラインパイプ
では効率的に天然ガス、あるいは原油を輸送するため、
大径高圧化する傾向にあり、これらに使用さＪＬる鋼材
には、高強度と優れた低温靭性が必要とされる。
田あるいは油田が発見され、これらの地域から消費地ま
で天然ガスあるいは原油を経済的に輸送するためのライ
ンパイプの需要が増している。このようなラインパイプ
では効率的に天然ガス、あるいは原油を輸送するため、
大径高圧化する傾向にあり、これらに使用さＪＬる鋼材
には、高強度と優れた低温靭性が必要とされる。
更に現地溶接の効率化のため、現地では小人熱自動溶接
法が採用されることが多く、鋼材の溶接性に対する要求
即ち素材の低炭素当、８を化（Ｃｅｑ：口要求が厳しい
。勿論ラインパイプに限らず溶接構造用鋼におい又も同
様の傾向であり、良好な溶接性即ち低ｅｅｑ 、低ＰＣ
Ｍが要求されている。
法が採用されることが多く、鋼材の溶接性に対する要求
即ち素材の低炭素当、８を化（Ｃｅｑ：口要求が厳しい
。勿論ラインパイプに限らず溶接構造用鋼におい又も同
様の傾向であり、良好な溶接性即ち低ｅｅｑ 、低ＰＣ
Ｍが要求されている。
高強度の低炭素当量素材に対しては例えば新日本製鉄■
より出願された特公昭５７−４６８８号にも示されるよ
うに低Ｃ化が有効である。
より出願された特公昭５７−４６８８号にも示されるよ
うに低Ｃ化が有効である。
然し低Ｃ鋼においては強度を高めるため、Ｎｂ 。
■あるいはＴＩを含有さぜた場合には以下の問題点が発
生ずる。
生ずる。
鋼材を例えば片面多Ｎ（２層以上）溶接する場合、ある
いは内外面１層溶接する（ラインパイプはこの方式が多
い。）場合、最初のパス（内外面１Ｎ溶接の場合内面溶
接）において、溶は込み線近傍の溶接熱影響部（）ＩＡ
Ｚ）ではＡｃ３点以上の高温に急速加熱され次いで冷Ｊ
：（＋ （一種のｑｕｅｎｃｈ）される。この際、これ
らの部分のＮｂＣＮ、 ＶＣＮ 。
いは内外面１層溶接する（ラインパイプはこの方式が多
い。）場合、最初のパス（内外面１Ｎ溶接の場合内面溶
接）において、溶は込み線近傍の溶接熱影響部（）ＩＡ
Ｚ）ではＡｃ３点以上の高温に急速加熱され次いで冷Ｊ
：（＋ （一種のｑｕｅｎｃｈ）される。この際、これ
らの部分のＮｂＣＮ、 ＶＣＮ 。
Ｔ１ＣＮなどの炭窒化物（Ｊ１姶んど固溶さねる。更あ
るいはＴ１ＣＮなる炭窒化物を結晶粒界、粒内な問わず
析出する。
るいはＴ１ＣＮなる炭窒化物を結晶粒界、粒内な問わず
析出する。
ところで結晶粒内にあっては、これら炭（窒）化物の析
出により強度は向上するものの、ｌ’ｈ Ａ４面欠陥で
ある粒界にあっては、これらの析出によって強化はなさ
れず脆化のみが起る。加えてこれら炭（窒）化物の析出
に１゛トい粒界に偏析する固溶炭素量が低下するため粒
界破壊強度が粒内に比し相対的にかなり低下することと
なる。
出により強度は向上するものの、ｌ’ｈ Ａ４面欠陥で
ある粒界にあっては、これらの析出によって強化はなさ
れず脆化のみが起る。加えてこれら炭（窒）化物の析出
に１゛トい粒界に偏析する固溶炭素量が低下するため粒
界破壊強度が粒内に比し相対的にかなり低下することと
なる。
このため特にシーム溶接あるいは円周溶接におけるこの
種の熱サイクルを受ける溶接熱影響部においては第１図
に矢印にて示す部分は脆化し易く前記の粒界破壊強度の
低下に起因して１男性が著しく劣化する。
種の熱サイクルを受ける溶接熱影響部においては第１図
に矢印にて示す部分は脆化し易く前記の粒界破壊強度の
低下に起因して１男性が著しく劣化する。
本発明は分塊スラブあるいは連鋳スラブを用い熱間圧延
によって製造される溶接用鋼材において炭素量を０．０
８％（重量％で本明却１書巾の％は重量％をいう。）以
下に制限することＷより現地溶接性を向上させ、更に残
留炭素量をｏ：ｏｏ５．％以上とすることにより特に溶
接熱影響部罠おける靭性劣化を防止ｌ−適正な強度と高
靭性を得ることを目的としたものである。
によって製造される溶接用鋼材において炭素量を０．０
８％（重量％で本明却１書巾の％は重量％をいう。）以
下に制限することＷより現地溶接性を向上させ、更に残
留炭素量をｏ：ｏｏ５．％以上とすることにより特に溶
接熱影響部罠おける靭性劣化を防止ｌ−適正な強度と高
靭性を得ることを目的としたものである。
なお本願で残留炭素量とは鋼中Ｃ片から化学ｍ山的にＮ
１）Ｃ、ＶＣあるいはＴｉＣなる析出物となり析出した
Ｃ ｔｔを減じたものを天つ。即ち但しく Ｉｌｌ ｉ
％−６，４Ｎ％）＜Ｏの場合はＴＩ％−６，４Ｎ％＝Ｏ
と定義する。
１）Ｃ、ＶＣあるいはＴｉＣなる析出物となり析出した
Ｃ ｔｔを減じたものを天つ。即ち但しく Ｉｌｌ ｉ
％−６，４Ｎ％）＜Ｏの場合はＴＩ％−６，４Ｎ％＝Ｏ
と定義する。
本発明は分塊スラブ或は連鋳スラブをＪ目い熱間圧延に
よって製造される鋼材にして第１発明は、ｃ ｏ、 ｏ
ａ％以下、ただし残留炭素を０．００５％以上としＳ
ｉ０．８０％以下、Ｍｎ ０．８〜２．５％、ＭＯ，０
０５〜０．１％←叱訃−冨−１ 及び可避不純物からな
る鋼。
よって製造される鋼材にして第１発明は、ｃ ｏ、 ｏ
ａ％以下、ただし残留炭素を０．００５％以上としＳ
ｉ０．８０％以下、Ｍｎ ０．８〜２．５％、ＭＯ，０
０５〜０．１％←叱訃−冨−１ 及び可避不純物からな
る鋼。
更に第２の発明は、上記第１発明の基本成分にさらに、
Ｃｕ １．０％以下、Ｃｒ １．０％以下、Ｎｉ３．０
以下、Ｍｏ ｔ Ｃ） ％以下、Ｂ Ｏ，００３％以下
、Ｃａ０．０１％以下の一種または二種以上を含有［７
残部はＦｅと不可避不純物とから）よる泪である。
Ｃｕ １．０％以下、Ｃｒ １．０％以下、Ｎｉ３．０
以下、Ｍｏ ｔ Ｃ） ％以下、Ｂ Ｏ，００３％以下
、Ｃａ０．０１％以下の一種または二種以上を含有［７
残部はＦｅと不可避不純物とから）よる泪である。
本願発明は次の２点が考え方の古１本となっているもの
である。
である。
（１）炭素量を少なく抑えることにより炭素当垣Ｃｅｑ
を低下しく前記ロイドのＣｅｑ≦０．４２）、現地溶接
性の向上、耐硬化性および耐割れ性を改養する。
を低下しく前記ロイドのＣｅｑ≦０．４２）、現地溶接
性の向上、耐硬化性および耐割れ性を改養する。
（２）残留炭素量を０．０ Ｏ５％以上とすることによ
り、結晶粒界に偏析する炭素計を充分確保し、充分な粒
界破壊強度を付ｌｊ、することにより′「′ｔに溶接影
響部において低温靭性を向上する。
り、結晶粒界に偏析する炭素計を充分確保し、充分な粒
界破壊強度を付ｌｊ、することにより′「′ｔに溶接影
響部において低温靭性を向上する。
上記（１）については、例えば前記背公昭５７−４６８
８号に示される如く周知の事実であるので（２）につい
て実験の結果得られた知見に基づい°Ｃ以下本願発明に
ついて述べる。
８号に示される如く周知の事実であるので（２）につい
て実験の結果得られた知見に基づい°Ｃ以下本願発明に
ついて述べる。
先ず本発明者等は後述の実施例第６図に示す如＜ＣＭを
一定にしＮｂ添加坦を変化させたもの、或は第４図に示
す如＜Ｎｂ量を一定にしＣ含有量を変化させた材料につ
いてシャルピー遣移濡度に及ぼす影響を実験した結果Ｃ
景一定の場合Ｎ１４が増加する程、Ｎｂ量一定の場合Ｃ
ｆｆ１が減少する程靭性が劣化すること、また第５図よ
りへｂ添加量が多い程、Ｃ含有に１が少なくなる程粒界
（ｖ（面が生じ易くなること、を知見し更に第６〜第７
図の走査電子顕微鏡による金属組織の写真より前記知見
を確認した。
一定にしＮｂ添加坦を変化させたもの、或は第４図に示
す如＜Ｎｂ量を一定にしＣ含有量を変化させた材料につ
いてシャルピー遣移濡度に及ぼす影響を実験した結果Ｃ
景一定の場合Ｎ１４が増加する程、Ｎｂ量一定の場合Ｃ
ｆｆ１が減少する程靭性が劣化すること、また第５図よ
りへｂ添加量が多い程、Ｃ含有に１が少なくなる程粒界
（ｖ（面が生じ易くなること、を知見し更に第６〜第７
図の走査電子顕微鏡による金属組織の写真より前記知見
を確認した。
次に以上の材料試験に基づいて鋼板を作製し溶接試験し
た結果残留Ｃ景が０．００５％以下に減少すると急激に
破面遷移温度が上昇し、著しく靭性が劣化し残留Ｃ量０
．００５％以上では良好な靭性即ち現地溶接性を向上す
るためにはｃｉｔの低下が必須であり溶接熱影響部にお
ける靭性劣化を防止するためには残留ｃ（？ｌｌ≧０．
００５重量％が必須条件となる。
た結果残留Ｃ景が０．００５％以下に減少すると急激に
破面遷移温度が上昇し、著しく靭性が劣化し残留Ｃ量０
．００５％以上では良好な靭性即ち現地溶接性を向上す
るためにはｃｉｔの低下が必須であり溶接熱影響部にお
ける靭性劣化を防止するためには残留ｃ（？ｌｌ≧０．
００５重量％が必須条件となる。
なお以上述べたような低Ｃｆ４ｎにおける脆化は、その
メカニズムから考えて残留ＣＪＱが０．００５％未満で
あって、かつＡｃ３点以上に加熱急冷され、その＠ Ａ
ｃ１直下でテンパーされるような熱サイクルが、斯る鋼
材においても問題であることは云う迄もない。即ち対象
が溶接部のＨ，Ａ Ｚでなくても極低Ｃ系の調質型（Ｑ
Ｔ）鋼、或は直接焼入＋焼戻し型の濡においても本発明
の成分範囲は適用される。
メカニズムから考えて残留ＣＪＱが０．００５％未満で
あって、かつＡｃ３点以上に加熱急冷され、その＠ Ａ
ｃ１直下でテンパーされるような熱サイクルが、斯る鋼
材においても問題であることは云う迄もない。即ち対象
が溶接部のＨ，Ａ Ｚでなくても極低Ｃ系の調質型（Ｑ
Ｔ）鋼、或は直接焼入＋焼戻し型の濡においても本発明
の成分範囲は適用される。
本発明鋼の成分組成を限定した理由について後述の実施
例に基づいて説明する。
例に基づいて説明する。
全炭素Ｃ量を０．０８％以下としたのは、Ｃは０．０８
％を越えると高張力鋼の場合炭素当量が上昇し、現地溶
接性を横５場合があるため０．０８％を上限とした。
％を越えると高張力鋼の場合炭素当量が上昇し、現地溶
接性を横５場合があるため０．０８％を上限とした。
残留炭素は０．００５％未満では溶接熱影響部の靭性が
著しく劣化するため０．００５％を下限とした。
著しく劣化するため０．００５％を下限とした。
Ｓｉ は脱酸上必要な元素であり、しかも強度靭性に効
果があるが０．８０％を越えると靭性が急激に劣化する
ため上限を０．８０％とした。
果があるが０．８０％を越えると靭性が急激に劣化する
ため上限を０．８０％とした。
Ｍｎは強度、靭性を確保するため、０．８０％以上必要
である。一方２．５０％を越えると強度的には上昇する
としても、靭性が劣化し、更に炭素当量Ｃｅｑも増大す
ることとなるので２．５０％を上限とする。
である。一方２．５０％を越えると強度的には上昇する
としても、靭性が劣化し、更に炭素当量Ｃｅｑも増大す
ることとなるので２．５０％を上限とする。
Ｐについては、あえて不可避不純物ということで規定は
しないが、固溶強化程度を減らして靭性を改善する意味
で少ない程良い。
しないが、固溶強化程度を減らして靭性を改善する意味
で少ない程良い。
Ｓについても限定しないがＳが少ない程介在物が少な（
南の清浄性が増して例えば衝撃値が上昇するので、少な
い方が好ましい。
南の清浄性が増して例えば衝撃値が上昇するので、少な
い方が好ましい。
Ｎｂを０．１２％以下に、■及びＬ貞を０．１５％以下
としたのは、これらの元素は鋼の靭性あるいは強度を向
上させる元素であるが添加する場合は残留ＣＪＩが０．
００５％以上となるように添加しなければならない。上
限は夫々靭性に劣化させるため、前記の値とした。
としたのは、これらの元素は鋼の靭性あるいは強度を向
上させる元素であるが添加する場合は残留ＣＪＩが０．
００５％以上となるように添加しなければならない。上
限は夫々靭性に劣化させるため、前記の値とした。
Ｍについて、０，１％以下、ｏ、ｏｏｓ％以上としたの
は、Ｍは脱酸剤として有効な元素であり、少なくともＯ
，ＯＯ５％以上添加する必要がある。一方０．１％を越
えると鋼塊に表面疵が発生するので上限は０．１％に限
定する。
は、Ｍは脱酸剤として有効な元素であり、少なくともＯ
，ＯＯ５％以上添加する必要がある。一方０．１％を越
えると鋼塊に表面疵が発生するので上限は０．１％に限
定する。
Ｃｕについては、強度確保、耐水素誘起割れ性の点から
添加してもよいが１．０％を越えると熱間加工性が悪く
なるのでこれを上限とした。
添加してもよいが１．０％を越えると熱間加工性が悪く
なるのでこれを上限とした。
Ｎｉは強度、靭性ともに向上させるに４効な元素であり
、しかもＣｕ疵を防止させる作用もあるが、６．０％を
越えると溶接高温割れの感受性が増すため６．０％以下
とする。
、しかもＣｕ疵を防止させる作用もあるが、６．０％を
越えると溶接高温割れの感受性が増すため６．０％以下
とする。
Ｃｒは強度改善には効果があるが１．０％を越えると靭
拙を劣化させるのでこれを上限とした。
拙を劣化させるのでこれを上限とした。
ＭＯは鋼の強度上昇、組織のベイナイト化に寄与するが
、比較的高価であり、かつ０．８％を越えるとかえって
溶接性を損なうため０．８％を上限とした。
、比較的高価であり、かつ０．８％を越えるとかえって
溶接性を損なうため０．８％を上限とした。
Ｂは極低Ｃ領域での強度低下を補うものとして添加して
もよいが０１００３％を越えるとかえって靭性に有害な
ので０．００３％以下とした。
もよいが０１００３％を越えるとかえって靭性に有害な
ので０．００３％以下とした。
Ｃａは耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）の改善のために
添加しても０．０１％を越えるとカルシウムオキシサル
ファイドカルシウム、アルミネートなどの介在物クラス
ターを形成し、むしろ耐ＨＩＣ性に有害なので上限は０
．０１％とする。
添加しても０．０１％を越えるとカルシウムオキシサル
ファイドカルシウム、アルミネートなどの介在物クラス
ターを形成し、むしろ耐ＨＩＣ性に有害なので上限は０
．０１％とする。
窒素Ｎについては特に規定する必要はないが、表面疵あ
るいは溶接部の靭性劣化の防止のため０．０１％以下と
することが好ましい。
るいは溶接部の靭性劣化の防止のため０．０１％以下と
することが好ましい。
以下、本発明を実施例に基づいて説明する。
試験に用いた実験室溶解材（５０ｋｇ鋼塊）の成分組成
および製造条件を表１に示す。
および製造条件を表１に示す。
表１において実験Ａ１シリーズはｃＨｌを０．０２５重
Ｍ％と一定にし、Ｎｂ添加量をｏ−ｏ、ｉｓｏ％の間で
変化させたものであり、実験Ａ２シリーズはＮｂ添加量
を０．０５０重量％と一定にし、Ｃ含有量を０〜０．０
８９重量％の間で変化させたものである。
Ｍ％と一定にし、Ｎｂ添加量をｏ−ｏ、ｉｓｏ％の間で
変化させたものであり、実験Ａ２シリーズはＮｂ添加量
を０．０５０重量％と一定にし、Ｃ含有量を０〜０．０
８９重量％の間で変化させたものである。
これら溶解材料（板厚：２（ｌｌｎｉ）を第２図に示す
ような溶接をシミュレートした熱処理を行ない試験に供
した。
ような溶接をシミュレートした熱処理を行ない試験に供
した。
第６図は、Ｃ景； ０． Ｏ２５重ｉｔ％と一定である
時のＮｂ添加量のシャルピー遷移温度に及ぼす影響を示
したものでＣ量が減少するに従い靭性が劣化することが
示されている。また第４図はＮｂ量：０、０５０重量％
と一定である時のＣシのシャルピー遷移温度に及ぼす影
響を示したもので、ｃ Ｊ＃ｔが減少するに従い靭性が
劣化することが示されている。なお第６図及び第４図に
おいて各材料の引張強度は４０に９／−から８０ｋｇ／
−の範囲であった。
時のＮｂ添加量のシャルピー遷移温度に及ぼす影響を示
したものでＣ量が減少するに従い靭性が劣化することが
示されている。また第４図はＮｂ量：０、０５０重量％
と一定である時のＣシのシャルピー遷移温度に及ぼす影
響を示したもので、ｃ Ｊ＃ｔが減少するに従い靭性が
劣化することが示されている。なお第６図及び第４図に
おいて各材料の引張強度は４０に９／−から８０ｋｇ／
−の範囲であった。
第５図は以上の材料を用いＣ含有ｊ４ｉＮｂ添加量のシ
ャルピー破面に及ぼす影響をまとめたものである。第５
図においてＯ印は粒界破面率１０％以下のグループをの
印は１０〜６０％のグループな０印は６０％を越えるグ
ループを示すものである。
ャルピー破面に及ぼす影響をまとめたものである。第５
図においてＯ印は粒界破面率１０％以下のグループをの
印は１０〜６０％のグループな０印は６０％を越えるグ
ループを示すものである。
第５図からＮ唾加景が多い程Ｃ含有量が少な（なる程粒
界破面を生じ晶くなることが判る。
界破面を生じ晶くなることが判る。
第６図及び第７図はこれら粒界破面率の変化を走査電子
顕微鏡写真をもって示したものである。
顕微鏡写真をもって示したものである。
第６図（＋ ） 〜＜ ｒｒｒ ＞ハｃ量ヲｏ、ｃ＋
２ ｓ％と一定とし、Ｎｂ量を（Ｉｎ２は０．０２７％
（１１）図は０、０５２％（１１１）図は０．１５０％
と変化さぜた場合を示し一１第７図（１）〜（ｍ ）は
Ｎｂ騒をｏ、 ０５０％ト一定とし、Ｃｉｔヲ（１）ｌ
ｆｆｌハｏ、００８％、（Ｉｎ１図は０゜０６２％、＜
＋ｎ ）図は０．０５１％と変化させたものである。
２ ｓ％と一定とし、Ｎｂ量を（Ｉｎ２は０．０２７％
（１１）図は０、０５２％（１１１）図は０．１５０％
と変化さぜた場合を示し一１第７図（１）〜（ｍ ）は
Ｎｂ騒をｏ、 ０５０％ト一定とし、Ｃｉｔヲ（１）ｌ
ｆｆｌハｏ、００８％、（Ｉｎ１図は０゜０６２％、＜
＋ｎ ）図は０．０５１％と変化させたものである。
１これら顕微鏡写真からもＮｂ量が増加する程、或はＣ
川が減少する程粒界破面が現れ易くなることが判る。こ
の粒界破面が生じ易くなる原因としては、詳細は不明で
あるが高Ｎｂ 化に伴ってＮｂＣＮの粒内析出による粒
内強化とＮｂＣＮの粒界析出及び残留Ｃの減少による粒
界の脆化の相互作用即ち粒界強度が粒界強度に比べ相対
的に弱くなったことが考えら第１る。これは第６図及び
第４図においてみられる脆化を裏付けるものである。
川が減少する程粒界破面が現れ易くなることが判る。こ
の粒界破面が生じ易くなる原因としては、詳細は不明で
あるが高Ｎｂ 化に伴ってＮｂＣＮの粒内析出による粒
内強化とＮｂＣＮの粒界析出及び残留Ｃの減少による粒
界の脆化の相互作用即ち粒界強度が粒界強度に比べ相対
的に弱くなったことが考えら第１る。これは第６図及び
第４図においてみられる脆化を裏付けるものである。
以上の実験で得られた知見をもとＫｍ板を作製し実験に
供した。用いたスラブの代表的な成分組成、溶接条件を
夫々表２、表６に示す。
供した。用いたスラブの代表的な成分組成、溶接条件を
夫々表２、表６に示す。
表６から、残留０分が−０，００５％以下に減少すると
急激に破面遷移温度が上昇し著しく靭性が劣化すること
が示されているが、残留Ｃｍが０．［１０５％以上の本
発明鋼では良好な靭性が得られることを示している。
急激に破面遷移温度が上昇し著しく靭性が劣化すること
が示されているが、残留Ｃｍが０．［１０５％以上の本
発明鋼では良好な靭性が得られることを示している。
以上の実施例から明らかなように本発明による鋼は低温
地域に於ける現地溶接に於て、溶接熱影響部の低温靭性
の優れた特性なイｊするものである。
地域に於ける現地溶接に於て、溶接熱影響部の低温靭性
の優れた特性なイｊするものである。
第１図は、溶接熱動Ｖ部の説明図、第２図は溶接熱処理
のシミュレート図、第５図はＣ量を一定とした詩のＮｂ
添加量とシャルピーｊ（ｌｊ＋移温度との関係を示すグ
ラフ、＠４図はＮｂｆＡを一定とした時のＣ含有足とシ
ャルピー遷′＃温度との関係を示すグラフ、第５図はＮ
ｂ量とＣＭのシャルピー破面に及ぼす影響を示すグラフ
、第６図は粒界破面率の変化をＣ鼠を一定としＮｂＪｌ
を変化し請求めた金属組織の走査電子顕微鏡７）−真、
第７図は粒界破面率の変化をＮｂ量を一定としＣＪｉＬ
を変化しめた金属組織の走査電子顕微鯨Ｖ真である。 第１図 ぶ ２図 第５図 第３図 Ｎｌ）捧如量（ｗ？％） 第４ 図 Ｃ＠つ’ｉ’ｌｉ丁（Ｗ言“シイ−） −２８゛ 一
のシミュレート図、第５図はＣ量を一定とした詩のＮｂ
添加量とシャルピーｊ（ｌｊ＋移温度との関係を示すグ
ラフ、＠４図はＮｂｆＡを一定とした時のＣ含有足とシ
ャルピー遷′＃温度との関係を示すグラフ、第５図はＮ
ｂ量とＣＭのシャルピー破面に及ぼす影響を示すグラフ
、第６図は粒界破面率の変化をＣ鼠を一定としＮｂＪｌ
を変化し請求めた金属組織の走査電子顕微鏡７）−真、
第７図は粒界破面率の変化をＮｂ量を一定としＣＪｉＬ
を変化しめた金属組織の走査電子顕微鯨Ｖ真である。 第１図 ぶ ２図 第５図 第３図 Ｎｌ）捧如量（ｗ？％） 第４ 図 Ｃ＠つ’ｉ’ｌｉ丁（Ｗ言“シイ−） −２８゛ 一
Claims (2)
- （１）Ｃ０，０８％以下、８ｉ０．８０％以下、Ｍｎ０
．８〜２．５％、Ｍ Ｏ，００５〜０．１％及びＮｂ
Ｏ，１２％以下、Ｔｉ ０．１５ ％以下、Ｖ ｏ、
１５ ％ ［Ｆ）一種又は二種以上を含有し残部は鉄及
び不可避不純物からなり、しかも次式で示される残留炭
素ｉｔ （Ｃ）を但しＮは窒素％で（Ｔｉ％−６，４Ｎ
％〕く０の場合は０とする。 ０、００５％以上とすることを特徴とする溶接熱影響部
の低温靭性に優れた鋼。 - （２） ＣＯ，０８％以下、１ｌｌｌｉＯ，８０％以下
、 Ｍｎ ０．８〜２．５％、ＭＯ１００５〜６．１％
及びＮｂ ０．１２％以下、Ｔｉ ０．１５％以下、Ｖ
ｏ、１５％以下の一献は二種以上とさらに、Ｃｕ１．０
％以下、Ｃｒ１．０％以下、ＮｉＳ、Ｏ％％以下Ｍｏ１
．Ｑ％以下、Ｂ Ｏ，００３％以下、Ｃａ０．０１％以
下の一種または二種以上を含有し残部はＦｅと不可避不
純物とからなり、しかも次式で示される残留炭素量（Ｃ
）を 但しくＴｉ％−６，４Ｎ％〕〈０の場合は０とする。 ０、００５％以上とすることを特徴とする溶接熱影響部
の低温靭性に優れた鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15502883A JPS6050150A (ja) | 1983-08-26 | 1983-08-26 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15502883A JPS6050150A (ja) | 1983-08-26 | 1983-08-26 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6050150A true JPS6050150A (ja) | 1985-03-19 |
Family
ID=15597086
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15502883A Pending JPS6050150A (ja) | 1983-08-26 | 1983-08-26 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6050150A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5364684A (en) * | 1991-07-10 | 1994-11-15 | Diafoil Hoechst Company, Limited | Magnetic recording medium comprising a polyethylene-2,6-naphthalate multilayered film coated on both sides by a coating layer |
-
1983
- 1983-08-26 JP JP15502883A patent/JPS6050150A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5364684A (en) * | 1991-07-10 | 1994-11-15 | Diafoil Hoechst Company, Limited | Magnetic recording medium comprising a polyethylene-2,6-naphthalate multilayered film coated on both sides by a coating layer |
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