JPS6357741A - 大入熱溶接用高強度低温用鋼 - Google Patents
大入熱溶接用高強度低温用鋼Info
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- JPS6357741A JPS6357741A JP20229386A JP20229386A JPS6357741A JP S6357741 A JPS6357741 A JP S6357741A JP 20229386 A JP20229386 A JP 20229386A JP 20229386 A JP20229386 A JP 20229386A JP S6357741 A JPS6357741 A JP S6357741A
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Landscapes
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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】
童栗上二肌朋分顆
本発明は、溶接継手強度の高い大入熱溶接用高強度低温
用鋼に関し、詳しくは、入熱150KJ/cm以上の大
入熱溶接を施しても、−40°C以下の溶接継手靭性を
満足し、且つ、軟化が小さく、引張強さ54kgf/m
m”以上の強度を有する大入熱溶接用高強度低温用網に
関する。
用鋼に関し、詳しくは、入熱150KJ/cm以上の大
入熱溶接を施しても、−40°C以下の溶接継手靭性を
満足し、且つ、軟化が小さく、引張強さ54kgf/m
m”以上の強度を有する大入熱溶接用高強度低温用網に
関する。
丈米□□□執玉
造船や海洋構造物等には、大入熱溶接を行なった場合で
も、すぐれたHAZ (溶接熱影古部)靭性を有する高
強度鋼板が要求される。一般に、HAZ靭性を向上させ
るには、炭素当量を低減させることが有効であり、他方
、近年、加速冷却法や直接焼入れ法等の製造技術が進歩
するにつれて、低炭素当量での母材の高強度化も可能と
なっている。、二のようにして、低炭素当量で母材強度
の高強度化を図った鋼板は、HA Z靭性にすぐれるこ
とが知られているが、しかし、大入熱溶接を行なった場
合は、IT A Zが大幅に軟化し、溶接継手部の引張
強さが所要の強度を満足しなくなる問題を有している。
も、すぐれたHAZ (溶接熱影古部)靭性を有する高
強度鋼板が要求される。一般に、HAZ靭性を向上させ
るには、炭素当量を低減させることが有効であり、他方
、近年、加速冷却法や直接焼入れ法等の製造技術が進歩
するにつれて、低炭素当量での母材の高強度化も可能と
なっている。、二のようにして、低炭素当量で母材強度
の高強度化を図った鋼板は、HA Z靭性にすぐれるこ
とが知られているが、しかし、大入熱溶接を行なった場
合は、IT A Zが大幅に軟化し、溶接継手部の引張
強さが所要の強度を満足しなくなる問題を有している。
かかる問題を解決するために、特開昭59−6355号
公報は、N b 0.02〜0.05%及び■0゜03
〜0.07%を添加することによって、HA Zの軟化
を小さくする方法が提案されている。この方法によれば
、強度は確保することができても、−40℃以下の大入
熱溶接継手靭性を満足することはできない。
公報は、N b 0.02〜0.05%及び■0゜03
〜0.07%を添加することによって、HA Zの軟化
を小さくする方法が提案されている。この方法によれば
、強度は確保することができても、−40℃以下の大入
熱溶接継手靭性を満足することはできない。
また、特開昭59−13022号公報や特開昭60−6
7621号公報には、多量のNbの添加は、HAZ靭性
を劣化させるとの見地に基づいて、Nb添加量を微量に
規制している。従って、この方法によれば、HAZ靭性
はすぐれるが、Nbの強度上昇効果を活用することがで
きず、その結果、溶接継手部が54kgf/mm”以上
の引張強さをもたない。そこで、強度を確保するために
は、結局、炭素当量を増加させなければならなくなって
、HAZ靭性に劣ることとなる。
7621号公報には、多量のNbの添加は、HAZ靭性
を劣化させるとの見地に基づいて、Nb添加量を微量に
規制している。従って、この方法によれば、HAZ靭性
はすぐれるが、Nbの強度上昇効果を活用することがで
きず、その結果、溶接継手部が54kgf/mm”以上
の引張強さをもたない。そこで、強度を確保するために
は、結局、炭素当量を増加させなければならなくなって
、HAZ靭性に劣ることとなる。
発田麦邂決しようとする間回点
本発明者らは、上記したように、溶接継手部の引張強さ
とHA Z靭性という相反する特性に同時にすぐれる大
入熱溶接用高強度低温用鋼を得るべく鋭意研究した結果
、C量を比較的低減させ、且つ、Ti及びN量を@適に
規ill L、て含有させつつ、N +)を多量に含有
させることによって、Nbを溶接継手部の強度」−昇に
有効に活用すると同時に、1−i A Z靭性を向上さ
せることに成功して、本発明に至ったものである。
とHA Z靭性という相反する特性に同時にすぐれる大
入熱溶接用高強度低温用鋼を得るべく鋭意研究した結果
、C量を比較的低減させ、且つ、Ti及びN量を@適に
規ill L、て含有させつつ、N +)を多量に含有
させることによって、Nbを溶接継手部の強度」−昇に
有効に活用すると同時に、1−i A Z靭性を向上さ
せることに成功して、本発明に至ったものである。
従って、本発明は、母材が高強度高靭性であり、]つ、
溶接311手部も高強度高靭性である高Nb量大人熱溶
接用低温用鋼を提供することを目的とする。
溶接311手部も高強度高靭性である高Nb量大人熱溶
接用低温用鋼を提供することを目的とする。
凹】−痣(葭夾tケな一及匁王月一
本発明による大入熱溶接用高強度低温用鋼は、重量%で
C0,005〜0.05%、
Si0.05〜0.50%、
%4n 1.20〜2.00%、
4八 No、01 〜0.1 0 %、sbo、o3へ
−0,10%、 Ti 0.005〜0.020%、 N 0.0040〜0.0080o石、残部鉄及び
不可避的不純物よりなり、母材組織がアシキュラーフェ
ライト組織であることを特徴とする。
−0,10%、 Ti 0.005〜0.020%、 N 0.0040〜0.0080o石、残部鉄及び
不可避的不純物よりなり、母材組織がアシキュラーフェ
ライト組織であることを特徴とする。
前述したように、従来、Nbの多量添加は、−般に、高
強度化には有効であるが、HAZ GA性を劣化させる
ことが知られている。このHA Z靭性の劣化は5、上
部ベイナイhaの増大に伴う島状マルテンサイト量の増
大に起因する。
強度化には有効であるが、HAZ GA性を劣化させる
ことが知られている。このHA Z靭性の劣化は5、上
部ベイナイhaの増大に伴う島状マルテンサイト量の増
大に起因する。
本発明者らは、高Nbmにおいて、Ti及びNを添加す
るとき、これらは鋼中にT i N粒子として微細に分
散析出し、これらTiN粒子は、溶接加熱時にオーステ
ナイト粒の粗大化を防止し、冷却時にフェライト変態の
核となるため、上部へイナイト量を減少させ、微細なフ
ェライト粒の生成を促進する結果として、HAZ靭性を
向上させることを見出した。
るとき、これらは鋼中にT i N粒子として微細に分
散析出し、これらTiN粒子は、溶接加熱時にオーステ
ナイト粒の粗大化を防止し、冷却時にフェライト変態の
核となるため、上部へイナイト量を減少させ、微細なフ
ェライト粒の生成を促進する結果として、HAZ靭性を
向上させることを見出した。
しかし、このようなT i N粒子の効果のみによって
は、高Nb鋼において、−40°Cの大入熱溶接継手靭
性を確保することは、尚困難であるので、本発明者らは
、島状マルテンサイトfflを低減させることに着目し
た。即ち、島状マルテンサイトを低減させるためには、
Ti及びNの上記効果に加えて、C量を0.OO5〜0
.05%なる範囲に極低C化することが有効であって、
更に、かかる極低C鋼は、高Nbfiの添加によっても
、すぐれたHAZ靭性を保持することを見出したのであ
る。
は、高Nb鋼において、−40°Cの大入熱溶接継手靭
性を確保することは、尚困難であるので、本発明者らは
、島状マルテンサイトfflを低減させることに着目し
た。即ち、島状マルテンサイトを低減させるためには、
Ti及びNの上記効果に加えて、C量を0.OO5〜0
.05%なる範囲に極低C化することが有効であって、
更に、かかる極低C鋼は、高Nbfiの添加によっても
、すぐれたHAZ靭性を保持することを見出したのであ
る。
他方、Cは、強度上昇に有効な元素であるため、極低C
化は、HAZ靭性の向上には有効であるが、一方、大入
熱溶接継手強度が低下する。そこで、本発明者らは、C
及びNblと溶接継平部強度とHAZ靭性との関係につ
いて、より詳細に研究した結果、第1図に示すように、
極低C鋼において、Nb1lを0.03%以上とするこ
とによって、Nbの炭窒化物の析出が増大する結果、大
人熱溶接継手強度を確保することができ、同時にHAZ
靭性も極めてすぐれていることを見出したものである。
化は、HAZ靭性の向上には有効であるが、一方、大入
熱溶接継手強度が低下する。そこで、本発明者らは、C
及びNblと溶接継平部強度とHAZ靭性との関係につ
いて、より詳細に研究した結果、第1図に示すように、
極低C鋼において、Nb1lを0.03%以上とするこ
とによって、Nbの炭窒化物の析出が増大する結果、大
人熱溶接継手強度を確保することができ、同時にHAZ
靭性も極めてすぐれていることを見出したものである。
しかし、上記したような化学成分の調整のみによっては
、尚、大入熱溶接継手強度を確保することは困難である
。本発明によれば、溶接継手部の強度を確保するために
は、母材強度も高めておくことが必要である。ここに、
母材を高強度高靭性とするためには、m 織をアシキュ
ラーフェライトとすることが必要である。
、尚、大入熱溶接継手強度を確保することは困難である
。本発明によれば、溶接継手部の強度を確保するために
は、母材強度も高めておくことが必要である。ここに、
母材を高強度高靭性とするためには、m 織をアシキュ
ラーフェライトとすることが必要である。
この組織は、従来、薄板において、Mn、Mo5Ni等
の合金元素を多量に添加し、圧延後、空冷することによ
って製造されているが、本発明によれば、極低C−高N
b−Ti−N系泪を加速冷却又は直接焼入れすることに
よって、低炭素当量鋼にて、アシキュラーフェライト組
織を得ることができ、かくして、母材も溶接継手部も共
に高強度高靭性を有する大入熱溶接用高強度低温用鋼を
得ることができる。
の合金元素を多量に添加し、圧延後、空冷することによ
って製造されているが、本発明によれば、極低C−高N
b−Ti−N系泪を加速冷却又は直接焼入れすることに
よって、低炭素当量鋼にて、アシキュラーフェライト組
織を得ることができ、かくして、母材も溶接継手部も共
に高強度高靭性を有する大入熱溶接用高強度低温用鋼を
得ることができる。
次に、本発明による大入熱溶接構造用鋼における成分の
限定理由について説明する。
限定理由について説明する。
Cは、高Nb鋼のHA Z靭性を向上させると共に、母
材Ni織をアシキュラーフェライトMi織とするために
、本発明においては、添加量を0.05%以下とするこ
と必要である。しかし、C量を余りに少なくするときは
、所要の強度を確保することができないので、clは0
.005%以上とする。
材Ni織をアシキュラーフェライトMi織とするために
、本発明においては、添加量を0.05%以下とするこ
と必要である。しかし、C量を余りに少なくするときは
、所要の強度を確保することができないので、clは0
.005%以上とする。
Siは、鋼の脱酸及び強度の上昇のために必要であり、
これら効果を有効に得るためには、少なくとも0.05
%添加することが必要である。しかし、過多に添加する
ときは、溶接性を劣化させるので、添加量の上限は0.
50%とする。
これら効果を有効に得るためには、少なくとも0.05
%添加することが必要である。しかし、過多に添加する
ときは、溶接性を劣化させるので、添加量の上限は0.
50%とする。
Mnは、鋼の強度の上昇のために必要であり、この効果
を有効に得るためには、1.20%以上を添加すること
が必要である。しかし、過多に添加するときは、溶接性
を劣化させるので、添加量の上限は2.00%とする。
を有効に得るためには、1.20%以上を添加すること
が必要である。しかし、過多に添加するときは、溶接性
を劣化させるので、添加量の上限は2.00%とする。
/lは、鋼の脱酸と共に、AINとして結晶粒の細粒化
に効果を有する。この効果を有効に得るためには、0.
01%以上を添加することが必要である。しかし、過多
量の添加は靭性を阻害するので、上限は0.10%とす
る。
に効果を有する。この効果を有効に得るためには、0.
01%以上を添加することが必要である。しかし、過多
量の添加は靭性を阻害するので、上限は0.10%とす
る。
Nbは、前述したように、本発明における必須の元素で
あって、変態強化及び析出強化に有効に作用し、母材強
度及び溶接継手強度を顕著に向上させるが、本発明にお
けるような極低C鋼においては、Nbを多量に添加して
も、HA Z靭性の劣化が極めて小さい。即ち、本発明
によれば、Nb量を0.03%以上としても、HAZ靭
性の劣化が殆どなく、大入熱溶接継手強度を確保するこ
とができる。同時に、Nb4iを0.03%以上とする
ことによって、母材組織をアシキュラーフェライトMi
織とすることができる。しかしながら、0.10%を越
えて過多に添加するときは、溶接性を劣化させることと
なるので、添加量の上限は0.10%とする。
あって、変態強化及び析出強化に有効に作用し、母材強
度及び溶接継手強度を顕著に向上させるが、本発明にお
けるような極低C鋼においては、Nbを多量に添加して
も、HA Z靭性の劣化が極めて小さい。即ち、本発明
によれば、Nb量を0.03%以上としても、HAZ靭
性の劣化が殆どなく、大入熱溶接継手強度を確保するこ
とができる。同時に、Nb4iを0.03%以上とする
ことによって、母材組織をアシキュラーフェライトMi
織とすることができる。しかしながら、0.10%を越
えて過多に添加するときは、溶接性を劣化させることと
なるので、添加量の上限は0.10%とする。
Tiもまた、前述したように、TiN粒子として微細に
分散析出して、HAZ靭性を向上させる。
分散析出して、HAZ靭性を向上させる。
この効果を有効に得るために、本発明においては、Ti
添加量を0.005%以上とする。しかし、0゜02%
を越えて多量に添加するときは、溶接性を劣化させる。
添加量を0.005%以上とする。しかし、0゜02%
を越えて多量に添加するときは、溶接性を劣化させる。
Nは、上記したように、T i Nを生成して、I]A
Z靭性を向上させるので、この観点からはiu’1MN
1は少ない方が好ましい。しかし、そのためにNiを余
りに少なくするときは、T i N粒子の数が減少し、
フェライト変態が抑制されて、ヘイナイト変態が助長さ
れるため、HAZ靭性が劣化する。
Z靭性を向上させるので、この観点からはiu’1MN
1は少ない方が好ましい。しかし、そのためにNiを余
りに少なくするときは、T i N粒子の数が減少し、
フェライト変態が抑制されて、ヘイナイト変態が助長さ
れるため、HAZ靭性が劣化する。
特に、高強度鋼においては、ベイナイト変態が起こりや
すいため、フェライト変態を助長するように、Nlを比
較的多く含有させ、フェライト変態の核となるTiN粒
子を多数分散させることによって、HA Z靭性を改善
する必要がある。第2図に示すように、N量は、0.O
O40〜0.0080%が最適であって、この範囲から
はずれるときは、HAZ靭性が劣化する。
すいため、フェライト変態を助長するように、Nlを比
較的多く含有させ、フェライト変態の核となるTiN粒
子を多数分散させることによって、HA Z靭性を改善
する必要がある。第2図に示すように、N量は、0.O
O40〜0.0080%が最適であって、この範囲から
はずれるときは、HAZ靭性が劣化する。
本発明による大入熱溶接高強度低温用鋼は、上記した元
素に加えて、 Cu 0.05〜1.0%、 Nio、05〜2.0%、 Cr 0.05〜0.5%、 Mo0.05〜0.5%、 V 0.01〜0.10%、 B 0.0003〜0. OO30%、Ca 0
.0005〜0.0040%、REM 0.005〜
0.030%、よりなる群から選ばれる少なくとも1種
の元素を含有することができる。
素に加えて、 Cu 0.05〜1.0%、 Nio、05〜2.0%、 Cr 0.05〜0.5%、 Mo0.05〜0.5%、 V 0.01〜0.10%、 B 0.0003〜0. OO30%、Ca 0
.0005〜0.0040%、REM 0.005〜
0.030%、よりなる群から選ばれる少なくとも1種
の元素を含有することができる。
Cuは、HA Z靭性を劣化させることなく、強度を上
昇させる効果を有し、かかる効果を有効に発現させるた
めには、0.05%以上を添加する。
昇させる効果を有し、かかる効果を有効に発現させるた
めには、0.05%以上を添加する。
しかし、1.0%を越えて添加するときは、熱間割れを
生じやすくなる。
生じやすくなる。
Niも、Cuと同様に、HA Z靭性を劣化させること
な(、強度を上昇させる効果を有する。この効果を有効
に得るためには、0.05%以上を添加することが必要
であるが、2.0%を越えて添加しても、上記効果が飽
和すると共に、N1は高価な元素であるので、添加量は
2.0%以下とする。
な(、強度を上昇させる効果を有する。この効果を有効
に得るためには、0.05%以上を添加することが必要
であるが、2.0%を越えて添加しても、上記効果が飽
和すると共に、N1は高価な元素であるので、添加量は
2.0%以下とする。
Cr及びMoは、いずれも鋼の強度を高める元素である
が、添加量がそれぞれ0.05%よりも少ないときは、
上記効果が不十分である。しかし、いずれの元素も0.
5%を越えて添加するときは、溶接性の劣化を招く。従
って、Cr及びNiのいずれについても、その添加量の
範囲は、0.05〜0.5%とする。
が、添加量がそれぞれ0.05%よりも少ないときは、
上記効果が不十分である。しかし、いずれの元素も0.
5%を越えて添加するときは、溶接性の劣化を招く。従
って、Cr及びNiのいずれについても、その添加量の
範囲は、0.05〜0.5%とする。
■は、強度の上昇を目的として添加されるが、0.01
%よりも少ないときはこの効果に乏しく、他方、0.1
0%を越えて添加するときは、溶接性を阻害する。
%よりも少ないときはこの効果に乏しく、他方、0.1
0%を越えて添加するときは、溶接性を阻害する。
Bは、微量の添加によって、強度を著しく上昇させる効
果を有するが、添加量が0.0003%よりも少ないと
きは、その効果が乏しい。しかし、過多に添加するとき
は溶接性を劣化させるので、添加量は0.0030%以
下とする。
果を有するが、添加量が0.0003%よりも少ないと
きは、その効果が乏しい。しかし、過多に添加するとき
は溶接性を劣化させるので、添加量は0.0030%以
下とする。
Caは、異方性の改善及び耐ラメラティア特性の向上に
効果を有するが、0.0005%よりも少ない添加量で
はこの効果に乏しく、他方、0.0040%を越えて過
多に添加しても、その効果が飽和する。
効果を有するが、0.0005%よりも少ない添加量で
はこの効果に乏しく、他方、0.0040%を越えて過
多に添加しても、その効果が飽和する。
REMは、Caと同様の効果を有し、0.005%以上
の添加が有効である。しかし、0.030%を越えて多
量に添加するときは、大型の非金属介在物が生成し、鋼
の内部清浄度を劣化させるので、添加量の上限は0.0
30%とする。
の添加が有効である。しかし、0.030%を越えて多
量に添加するときは、大型の非金属介在物が生成し、鋼
の内部清浄度を劣化させるので、添加量の上限は0.0
30%とする。
本発明による大入熱溶接高強度低温用鋼は、その組織が
アシキュラーフェライトであることを必要し、本発明に
従ってかかる組織を有せしめることによって、高強度高
靭性とすることができる。
アシキュラーフェライトであることを必要し、本発明に
従ってかかる組織を有せしめることによって、高強度高
靭性とすることができる。
圧延後、空冷する方法によっては、アシキュラーフェラ
イト組織を生成させることはできないので、本発明によ
れば、圧延後、加速冷却又は直接焼入れを行なう。特に
好ましい方法は、鋼スラブを温度1100℃以上に加熱
して熱間圧延した後、冷却速度5℃/秒以上にて加速冷
却することによって、アシキュラーフェライト組織を得
ることができる。また、直接焼入れによる場合は、例え
ば、熱間圧延した後、Ar3点以上の温度から300°
C以下まで直接焼入れするのがよい。
イト組織を生成させることはできないので、本発明によ
れば、圧延後、加速冷却又は直接焼入れを行なう。特に
好ましい方法は、鋼スラブを温度1100℃以上に加熱
して熱間圧延した後、冷却速度5℃/秒以上にて加速冷
却することによって、アシキュラーフェライト組織を得
ることができる。また、直接焼入れによる場合は、例え
ば、熱間圧延した後、Ar3点以上の温度から300°
C以下まで直接焼入れするのがよい。
衾夙■四玉
以上のように、本発明によれば、鋼中のClを低減させ
る一方、Nbを多量に添加し、更にTi及びNlを最適
に組み合わせ、このように、化学成分を調整した鋼を加
速冷却又は直接焼入れし、かくして、鋼組織をアシキュ
ラーフェライトとすることによって、母材を高強度高靭
性とし、更に、溶接継手部も高強度高靭性である大入熱
溶接用高強度低温用鋼を得ることができる。
る一方、Nbを多量に添加し、更にTi及びNlを最適
に組み合わせ、このように、化学成分を調整した鋼を加
速冷却又は直接焼入れし、かくして、鋼組織をアシキュ
ラーフェライトとすることによって、母材を高強度高靭
性とし、更に、溶接継手部も高強度高靭性である大入熱
溶接用高強度低温用鋼を得ることができる。
即ち、本発明による鋼は、母材引張強さが54kgf/
n+m2以上と高く、靭性もすぐれており、且つ、入熱
ff1150KJ/cm以上の大入熱)3接を行なった
場合でも、軟化が小さく、引張強さ54kgf/mmz
以上を有し、更に、−40℃以下の大入熱溶接継手靭性
をもち、耐溶接割れ性にもすぐれる。従って、本発明に
よる鋼は、特に、氷海域海洋構造物や砕氷船等に好適に
用いることができる。
n+m2以上と高く、靭性もすぐれており、且つ、入熱
ff1150KJ/cm以上の大入熱)3接を行なった
場合でも、軟化が小さく、引張強さ54kgf/mmz
以上を有し、更に、−40℃以下の大入熱溶接継手靭性
をもち、耐溶接割れ性にもすぐれる。従って、本発明に
よる鋼は、特に、氷海域海洋構造物や砕氷船等に好適に
用いることができる。
尖旌開
以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。
れら実施例により何ら限定されるものではない。
第1表に本発明鋼A−1及び比較鋼J〜Mの化学組成を
示し、第2表にこれらの母材特性及び溶接継平部特性を
示す。
示し、第2表にこれらの母材特性及び溶接継平部特性を
示す。
比較鋼Jはclが過多であり、比較鋼りはTiを含有せ
ず、比較EMはNilが過少であるので、それぞれHA
Z靭性に劣る。比較1i4にはNbiが過少であるので
、溶接継手強度が低い。
ず、比較EMはNilが過少であるので、それぞれHA
Z靭性に劣る。比較1i4にはNbiが過少であるので
、溶接継手強度が低い。
これに対して、本発明鋼によれば、母材特性及び溶接継
手特性共に降伏点40 kgf/mm2以上、引張強さ
54kgf/mm2以上であり、−40°Cにおけるシ
ャルピー衝撃値も7 kgf−m以上であって、すくれ
たHAZ靭性を有している。
手特性共に降伏点40 kgf/mm2以上、引張強さ
54kgf/mm2以上であり、−40°Cにおけるシ
ャルピー衝撃値も7 kgf−m以上であって、すくれ
たHAZ靭性を有している。
第1図は入熱量200 KJ/ cyaの大入熱溶接継
手におけるNbiと引張強さ及びポンド部のvF、−4
゜との関係を示すグラフ、第2図は入熱ff1200K
J/ cmの大入熱溶接継手におけるNiとボンド部の
VE−4゜との関係を示すグラフである。 第1図
手におけるNbiと引張強さ及びポンド部のvF、−4
゜との関係を示すグラフ、第2図は入熱ff1200K
J/ cmの大入熱溶接継手におけるNiとボンド部の
VE−4゜との関係を示すグラフである。 第1図
Claims (2)
- (1)重量%で C0.005〜0.05%、 Si0.05〜0.50%、 Mn1.20〜2.00%、 Al0.01〜0.10%、 Nb0.03〜0.10%、 Ti0.005〜0.020%、 N0.0040〜0.0080%、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、母材組織がアシキ
ュラーフェライト組織であることを特徴とする大入熱溶
接用高強度低温用鋼。 - (2)重量%で (a)C0.005〜0.05%、 Si0.05〜0.50%、 Mn1.20〜2.00%、 Al0.01〜0.10%、 Nb0.03〜0.10%、 Ti0.005〜0.020%、 N0.0040〜0.0080%を含有し、更に、 (b)Cu0.05〜1.0%、 Ni0.05〜2.0%、 Cr0.05〜0.5%、 Mo0.05〜0.5%、 V0.01〜0.10%、 B0.0003〜0.0030%、 Ca0.0005〜0.0040%、 REM0.005〜0.030%、 よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、母材組織がアシキ
ュラーフェライト組織であることを特徴とする大入熱溶
接用高強度低温用鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20229386A JPS6357741A (ja) | 1986-08-27 | 1986-08-27 | 大入熱溶接用高強度低温用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20229386A JPS6357741A (ja) | 1986-08-27 | 1986-08-27 | 大入熱溶接用高強度低温用鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6357741A true JPS6357741A (ja) | 1988-03-12 |
Family
ID=16455142
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP20229386A Pending JPS6357741A (ja) | 1986-08-27 | 1986-08-27 | 大入熱溶接用高強度低温用鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6357741A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1997030184A1 (fr) * | 1996-02-13 | 1997-08-21 | Nippon Steel Corporation | Joint de soudure a haute resistance a la fatigue |
KR100833048B1 (ko) | 2006-12-20 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부 |
-
1986
- 1986-08-27 JP JP20229386A patent/JPS6357741A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1997030184A1 (fr) * | 1996-02-13 | 1997-08-21 | Nippon Steel Corporation | Joint de soudure a haute resistance a la fatigue |
US5964964A (en) * | 1996-02-13 | 1999-10-12 | Nippon Steel Corporation | Welded joint of high fatigue strength |
KR100833048B1 (ko) | 2006-12-20 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부 |
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