JP2002363687A - 大入熱溶接用鋼材および大入熱溶接用鋼の溶製方法 - Google Patents
大入熱溶接用鋼材および大入熱溶接用鋼の溶製方法Info
- Publication number
- JP2002363687A JP2002363687A JP2001171055A JP2001171055A JP2002363687A JP 2002363687 A JP2002363687 A JP 2002363687A JP 2001171055 A JP2001171055 A JP 2001171055A JP 2001171055 A JP2001171055 A JP 2001171055A JP 2002363687 A JP2002363687 A JP 2002363687A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- steel
- rem
- heat input
- input welding
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課 題】 大入熱溶接を行なう場合でも溶接熱影響部
が優れた靱性を有する鋼板と、その素材となる溶鋼の溶
製方法を提供する。 【解決手段】 Ｃを0.01〜0.15質量％、Siを0.05〜0.80
質量％、Mnを 0.5〜2.0質量％、Alを0.01〜0.06質量
％、希土類元素を 0.003〜0.013 質量％、Ｓを 0.005質
量％以下含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る組成を有し、かつ希土類元素の酸化物および／または
硫化物からなる粒子が 107個／cm2 以上分散し、粒子の
粒径を 500nm以下とする。
が優れた靱性を有する鋼板と、その素材となる溶鋼の溶
製方法を提供する。 【解決手段】 Ｃを0.01〜0.15質量％、Siを0.05〜0.80
質量％、Mnを 0.5〜2.0質量％、Alを0.01〜0.06質量
％、希土類元素を 0.003〜0.013 質量％、Ｓを 0.005質
量％以下含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る組成を有し、かつ希土類元素の酸化物および／または
硫化物からなる粒子が 107個／cm2 以上分散し、粒子の
粒径を 500nm以下とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、大入熱溶接に適し
た鋼材とその素材となる溶鋼の溶製方法に関し、特に 2
00kJ／cm以上の溶接入熱で溶接を行なうのに適した鋼材
とその素材となる溶鋼の溶製方法に関する。
た鋼材とその素材となる溶鋼の溶製方法に関し、特に 2
00kJ／cm以上の溶接入熱で溶接を行なうのに適した鋼材
とその素材となる溶鋼の溶製方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、鋼構造物や船舶の大型化が進むに
つれて、使用する鋼材の高強度化および厚肉化のニーズ
が高まっている。厚肉鋼板の溶接においては、溶接能力
を高めるために、サブマージアーク溶接，エレクトロガ
ス溶接，エレクトロスラグ溶接等の大入熱溶接が採用さ
れる。ところが溶接入熱が大きくなると、溶接熱影響部
の組織が粗大になり靱性が低下する。
つれて、使用する鋼材の高強度化および厚肉化のニーズ
が高まっている。厚肉鋼板の溶接においては、溶接能力
を高めるために、サブマージアーク溶接，エレクトロガ
ス溶接，エレクトロスラグ溶接等の大入熱溶接が採用さ
れる。ところが溶接入熱が大きくなると、溶接熱影響部
の組織が粗大になり靱性が低下する。
【０００３】そこで溶接熱影響部の靱性低下を防止する
ために、鋼板にTiＮを微細に分散させて、フェライト変
態の核として利用することによって、溶接入熱による溶
接熱影響部の組織の粗大化を防止する技術が知られてい
る。また特開昭60-152626 号公報には、希土類元素（以
下、REM という）とTiとを複合添加して、REM の酸化物
および／または硫化物（以下、REM(O,S)という）とTiＮ
とを分散させることによって、オーステナイト粗大粒の
成長を防止して、溶接熱影響部の靱性を向上する技術が
開示されている。
ために、鋼板にTiＮを微細に分散させて、フェライト変
態の核として利用することによって、溶接入熱による溶
接熱影響部の組織の粗大化を防止する技術が知られてい
る。また特開昭60-152626 号公報には、希土類元素（以
下、REM という）とTiとを複合添加して、REM の酸化物
および／または硫化物（以下、REM(O,S)という）とTiＮ
とを分散させることによって、オーステナイト粗大粒の
成長を防止して、溶接熱影響部の靱性を向上する技術が
開示されている。
【０００４】一方、溶接技術の進歩にともなって、溶接
入熱が 200〜700 kJ／cmの大入熱で、厚さ40mmを超える
鋼板を１パスで溶接することも可能になってきた。この
ような溶接入熱が 200kJ／cm以上の溶接を行なう場合に
は、従来から知られているようなREM やTiを添加する技
術では、溶接熱影響部の靱性低下を十分に防止できな
い。
入熱が 200〜700 kJ／cmの大入熱で、厚さ40mmを超える
鋼板を１パスで溶接することも可能になってきた。この
ような溶接入熱が 200kJ／cm以上の溶接を行なう場合に
は、従来から知られているようなREM やTiを添加する技
術では、溶接熱影響部の靱性低下を十分に防止できな
い。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のような
問題を解消し、大入熱溶接を行なう場合でも溶接熱影響
部が優れた靱性を有する鋼板と、その素材となる溶鋼の
溶製方法を提供することを目的とする。
問題を解消し、大入熱溶接を行なう場合でも溶接熱影響
部が優れた靱性を有する鋼板と、その素材となる溶鋼の
溶製方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、REM を含
有する種々の鋼板（厚さ60mm）を用いてエレクトロガス
溶接（溶接入熱 500kJ／cm）を行ない、突き合わせ継手
を製作した。その溶接熱影響部から試験片を切り出し
て、シャルピー衝撃試験を行ない、−40℃における吸収
エネルギー vＥ-40 （Ｊ）を測定した。なお試験片は、
ＪＩＳ規格Z2202に規定されるＶノッチ標準寸法の試験
片を使用し、ノッチ位置は溶接熱影響部とした。
有する種々の鋼板（厚さ60mm）を用いてエレクトロガス
溶接（溶接入熱 500kJ／cm）を行ない、突き合わせ継手
を製作した。その溶接熱影響部から試験片を切り出し
て、シャルピー衝撃試験を行ない、−40℃における吸収
エネルギー vＥ-40 （Ｊ）を測定した。なお試験片は、
ＪＩＳ規格Z2202に規定されるＶノッチ標準寸法の試験
片を使用し、ノッチ位置は溶接熱影響部とした。
【０００７】さらに、吸収エネルギーの大きい試験片と
吸収エネルギーの小さい試験片とを詳細に調査した。そ
の結果、吸収エネルギーの大きい（すなわち靭性の高
い）試験片では微細なREM(O,S)粒子が多数分散している
のに対して、吸収エネルギーの小さい（すなわち靭性の
低い）試験片ではREM(O,S)粒子が粗大化して個数が減少
していることが分かった。
吸収エネルギーの小さい試験片とを詳細に調査した。そ
の結果、吸収エネルギーの大きい（すなわち靭性の高
い）試験片では微細なREM(O,S)粒子が多数分散している
のに対して、吸収エネルギーの小さい（すなわち靭性の
低い）試験片ではREM(O,S)粒子が粗大化して個数が減少
していることが分かった。
【０００８】そこでREM(O,S)粒子の析出と溶接熱影響部
の靭性との関係を定量的に評価するために、シャルピー
衝撃試験の試験片断面を電子顕微鏡で観察して、REM(O,
S)粒子の試験片断面単位面積あたりの個数（以下、分散
密度（個／cm2 ）という）とREM(O,S)粒子の粒径を測定
した。 REM(O,S)粒子の分散密度（個／cm2 ）と−40℃に
おける吸収エネルギー vＥ-40 が 100Ｊ以上の試験片の
比率（％）との関係を図１に示す。
の靭性との関係を定量的に評価するために、シャルピー
衝撃試験の試験片断面を電子顕微鏡で観察して、REM(O,
S)粒子の試験片断面単位面積あたりの個数（以下、分散
密度（個／cm2 ）という）とREM(O,S)粒子の粒径を測定
した。 REM(O,S)粒子の分散密度（個／cm2 ）と−40℃に
おける吸収エネルギー vＥ-40 が 100Ｊ以上の試験片の
比率（％）との関係を図１に示す。
【０００９】図１から明らかなように、粒径 500nm以下
のREM(O,S)粒子が 107個／cm2 以上分散すると、溶接熱
影響部の靭性が著しく向上した。次に、微細なREM(O,S)
粒子が多数分散した鋼板の素材となる溶鋼を得るための
溶製方法を検討した。その結果、REM は酸化物や硫化物
を形成しやすい元素であるから、鋼板中にREM(O,S)粒子
を分散させる上で、溶製段階における溶鋼中のＯ含有量
やＳ含有量が多大な影響を及ぼすことが分かった。 つま
り、溶鋼に REMを添加すると溶鋼中のＯやＳと反応し
て、 REM酸化物や REM硫化物が生成される。そして溶鋼
が凝固する際に残余の REMがこれらの REM酸化物や REM
硫化物を核として析出して、微細なREM(O,S)粒子が多数
分散するのである。
のREM(O,S)粒子が 107個／cm2 以上分散すると、溶接熱
影響部の靭性が著しく向上した。次に、微細なREM(O,S)
粒子が多数分散した鋼板の素材となる溶鋼を得るための
溶製方法を検討した。その結果、REM は酸化物や硫化物
を形成しやすい元素であるから、鋼板中にREM(O,S)粒子
を分散させる上で、溶製段階における溶鋼中のＯ含有量
やＳ含有量が多大な影響を及ぼすことが分かった。 つま
り、溶鋼に REMを添加すると溶鋼中のＯやＳと反応し
て、 REM酸化物や REM硫化物が生成される。そして溶鋼
が凝固する際に残余の REMがこれらの REM酸化物や REM
硫化物を核として析出して、微細なREM(O,S)粒子が多数
分散するのである。
【００１０】Ｓは溶鋼中に不可避的に含まれる元素であ
るが、Ｏは脱酸処理を施すことによって溶鋼中の溶存量
を調整することは可能である。そこで REMを添加すると
きの溶鋼中の溶存酸素量（質量％）とREM(O,S)粒子の分
散密度（個／cm2 ）との関係について調査した。その結
果を図２に示す。図２から明らかなように、溶存酸素量
が 0.002〜0.02質量％の範囲内を満足する溶鋼に REMを
添加すると、その溶鋼を凝固し、さらに圧延して得られ
た鋼板に粒径 500nm以下のREM(O,S)粒子が 107個／cm2
以上分散された。
るが、Ｏは脱酸処理を施すことによって溶鋼中の溶存量
を調整することは可能である。そこで REMを添加すると
きの溶鋼中の溶存酸素量（質量％）とREM(O,S)粒子の分
散密度（個／cm2 ）との関係について調査した。その結
果を図２に示す。図２から明らかなように、溶存酸素量
が 0.002〜0.02質量％の範囲内を満足する溶鋼に REMを
添加すると、その溶鋼を凝固し、さらに圧延して得られ
た鋼板に粒径 500nm以下のREM(O,S)粒子が 107個／cm2
以上分散された。
【００１１】本発明は、Ｃを0.01〜0.15質量％、Siを0.
05〜0.40質量％、Mnを 0.5〜2.0 質量％、Alを 0.005〜
0.02質量％、希土類元素を 0.003〜0.013 質量％、Ｓを
0.005質量％以下含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなる組成を有し、かつ希土類元素の酸化物および
／または硫化物からなる粒子が 107個／cm2 以上分散
し、粒子の粒径が 500nm以下である組織を有する大入熱
溶接用鋼材である。
05〜0.40質量％、Mnを 0.5〜2.0 質量％、Alを 0.005〜
0.02質量％、希土類元素を 0.003〜0.013 質量％、Ｓを
0.005質量％以下含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなる組成を有し、かつ希土類元素の酸化物および
／または硫化物からなる粒子が 107個／cm2 以上分散
し、粒子の粒径が 500nm以下である組織を有する大入熱
溶接用鋼材である。
【００１２】前記した大入熱溶接用鋼材の発明において
は、第１の好適態様として、前記組成に加えて、Nb：
0.005〜0.10質量％およびＶ： 0.005〜0.15質量％のう
ちの１種または２種を含有する組成を有することが好ま
しい。また第２の好適態様として、前記組成に加えて、C
u： 0.1〜1.0 質量％、Ni：0.1〜2.0 質量％、Cr： 0.1
〜1.0 質量％、Mo：0.05〜0.5 質量％およびＢ：0.0005
〜0.0025質量％のうちの１種または２種以上を含有する
組成を有することが好ましい。
は、第１の好適態様として、前記組成に加えて、Nb：
0.005〜0.10質量％およびＶ： 0.005〜0.15質量％のう
ちの１種または２種を含有する組成を有することが好ま
しい。また第２の好適態様として、前記組成に加えて、C
u： 0.1〜1.0 質量％、Ni：0.1〜2.0 質量％、Cr： 0.1
〜1.0 質量％、Mo：0.05〜0.5 質量％およびＢ：0.0005
〜0.0025質量％のうちの１種または２種以上を含有する
組成を有することが好ましい。
【００１３】また本発明は、Ｃを0.01〜0.15質量％、Si
を0.05〜0.40質量％、Mnを 0.5〜2.0 質量％、Alを 0.0
05〜0.02質量％、Ｓを 0.005質量％以下含有する溶鋼を
溶製し、溶鋼中の溶存酸素量を 0.002〜0.02質量％とし
て希土類元素を添加し、溶鋼中の希土類元素の含有量を
0.003〜0.013 質量％とする大入熱溶接用鋼の溶製方法
である。
を0.05〜0.40質量％、Mnを 0.5〜2.0 質量％、Alを 0.0
05〜0.02質量％、Ｓを 0.005質量％以下含有する溶鋼を
溶製し、溶鋼中の溶存酸素量を 0.002〜0.02質量％とし
て希土類元素を添加し、溶鋼中の希土類元素の含有量を
0.003〜0.013 質量％とする大入熱溶接用鋼の溶製方法
である。
【００１４】前記した大入熱溶接用鋼の溶製方法の発明
においては、第１の好適態様として、溶鋼が、Nb： 0.0
05〜0.10質量％およびＶ： 0.005〜0.15質量％のうちの
１種または２種を含有することが好ましい。 また第２の好適態様として、溶鋼が、Cu： 0.1〜1.0 質
量％、Ni： 0.1〜2.0質量％、Cr： 0.1〜1.0 質量％、M
o：0.05〜0.5 質量％およびＢ：0.0005〜0.0025質量％
のうちの１種または２種以上を含有することが好まし
い。
においては、第１の好適態様として、溶鋼が、Nb： 0.0
05〜0.10質量％およびＶ： 0.005〜0.15質量％のうちの
１種または２種を含有することが好ましい。 また第２の好適態様として、溶鋼が、Cu： 0.1〜1.0 質
量％、Ni： 0.1〜2.0質量％、Cr： 0.1〜1.0 質量％、M
o：0.05〜0.5 質量％およびＢ：0.0005〜0.0025質量％
のうちの１種または２種以上を含有することが好まし
い。
【００１５】
【発明の実施の形態】まず、本発明の溶製方法で溶製さ
れる大入熱溶接用鋼に含有される成分の限定理由を説明
する。 Ｃ：0.01〜0.15質量％ Ｃは、鋼材の強度を確保するために必要な元素である。
Ｃ含有量が0.01質量％未満では、構造用鋼として要求さ
れる強度が得られない。一方、0.15質量％を超えると、
溶接時に多量の炭化物が溶接熱影響部に生成して、溶接
熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｃは0.01〜0.
15質量％の範囲内を満足する必要がある。
れる大入熱溶接用鋼に含有される成分の限定理由を説明
する。 Ｃ：0.01〜0.15質量％ Ｃは、鋼材の強度を確保するために必要な元素である。
Ｃ含有量が0.01質量％未満では、構造用鋼として要求さ
れる強度が得られない。一方、0.15質量％を超えると、
溶接時に多量の炭化物が溶接熱影響部に生成して、溶接
熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｃは0.01〜0.
15質量％の範囲内を満足する必要がある。
【００１６】Si：0.05〜0.40質量％ Siは、脱酸作用を有する元素である。Si含有量が0.05質
量％未満では、脱酸が不十分になる。一方、0.40質量％
を超えると、鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下する。し
たがって、Siは0.05〜0.40質量％の範囲内を満足する必
要がある。 Mn： 0.5〜2.0 質量％ Mnは、鋼材の強度を向上させる元素である。Mn含有量が
0.5質量％未満では、構造用鋼として要求される強度が
得られない。一方、 2.0質量％を超えると、上部ベイナ
イト相が析出するので溶接熱影響部の靱性が低下する。
したがって、Mnは 0.5〜2.0 質量％の範囲内を満足する
必要がある。
量％未満では、脱酸が不十分になる。一方、0.40質量％
を超えると、鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下する。し
たがって、Siは0.05〜0.40質量％の範囲内を満足する必
要がある。 Mn： 0.5〜2.0 質量％ Mnは、鋼材の強度を向上させる元素である。Mn含有量が
0.5質量％未満では、構造用鋼として要求される強度が
得られない。一方、 2.0質量％を超えると、上部ベイナ
イト相が析出するので溶接熱影響部の靱性が低下する。
したがって、Mnは 0.5〜2.0 質量％の範囲内を満足する
必要がある。
【００１７】Al： 0.005〜0.02質量％ Alは、脱酸作用を有する元素である。Al含有量が 0.005
質量％未満では、脱酸が不十分になる。一方、0.02質量
％を超えると、鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下し、さ
らには溶接金属へのAlの拡散によって溶接金属の靱性を
劣化させる。したがって、Alは 0.005〜0.02質量％の範
囲内を満足する必要がある。
質量％未満では、脱酸が不十分になる。一方、0.02質量
％を超えると、鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下し、さ
らには溶接金属へのAlの拡散によって溶接金属の靱性を
劣化させる。したがって、Alは 0.005〜0.02質量％の範
囲内を満足する必要がある。
【００１８】Ｓ： 0.005質量％以下 Ｓは、 REMとともに、本発明の重要な元素であり、微細
なREM(O,S)粒子を分散させて、溶接時にオーステナイト
温度域まで加熱された溶接熱影響部のオーステナイト粒
の成長をピンニング効果で抑制することによって、溶接
熱影響部の靭性を向上する効果を有する。 Ｓ含有量が
0.005質量％を超えると、硫化物が鋼中に残留して、そ
の硫化物が起点となって、脆性破壊が生じる危険性があ
る。したがって、Ｓは 0.005質量％以下とした。
なREM(O,S)粒子を分散させて、溶接時にオーステナイト
温度域まで加熱された溶接熱影響部のオーステナイト粒
の成長をピンニング効果で抑制することによって、溶接
熱影響部の靭性を向上する効果を有する。 Ｓ含有量が
0.005質量％を超えると、硫化物が鋼中に残留して、そ
の硫化物が起点となって、脆性破壊が生じる危険性があ
る。したがって、Ｓは 0.005質量％以下とした。
【００１９】REM ： 0.003〜0.013 質量％ REM は、Ｓとともに、本発明の重要な元素であり、微細
なREM(O,S)粒子を分散させて、溶接時にオーステナイト
温度域まで加熱された溶接熱影響部のオーステナイト粒
の成長をピンニング効果で抑制することによって、溶接
熱影響部の靭性を向上する効果を有する。 REM含有量が
0.003質量％未満では、REM(O,S)粒子が不足して粗大な
オーステナイト粒が成長する。一方、 0.013質量％を超
えると、REM酸化物が凝集して粗大化するので、ピンニ
ング効果が得られない。しかも粗大な REM酸化物が起点
となって、脆性破壊が生じる危険性がある。したがっ
て、REMは 0.003〜0.013 質量％の範囲内を満足する必
要がある。
なREM(O,S)粒子を分散させて、溶接時にオーステナイト
温度域まで加熱された溶接熱影響部のオーステナイト粒
の成長をピンニング効果で抑制することによって、溶接
熱影響部の靭性を向上する効果を有する。 REM含有量が
0.003質量％未満では、REM(O,S)粒子が不足して粗大な
オーステナイト粒が成長する。一方、 0.013質量％を超
えると、REM酸化物が凝集して粗大化するので、ピンニ
ング効果が得られない。しかも粗大な REM酸化物が起点
となって、脆性破壊が生じる危険性がある。したがっ
て、REMは 0.003〜0.013 質量％の範囲内を満足する必
要がある。
【００２０】なお、本発明の溶製方法で大入熱溶接用鋼
を溶製するにあたって、REM を添加するときの溶鋼中の
溶存酸素量が 0.002質量％未満では、 REM酸化物が析出
しないので、 REM硫化物の析出核が不足して、図２に示
すように、粒径 500nm以下の微細なREM(O,S)粒子の分散
密度が所定量に到達しない。一方、0.02質量％を超える
と、 REM酸化物が凝集して粗大化するので、 REM硫化物
の析出核が不足して、図２に示すように、粒径 500nm以
下の微細なREM(O,S)粒子の分散密度が所定量に到達しな
い。したがって、REM を添加するときの溶鋼中の溶存酸
素量は 0.002〜0.02質量％の範囲内を満足する必要があ
る。
を溶製するにあたって、REM を添加するときの溶鋼中の
溶存酸素量が 0.002質量％未満では、 REM酸化物が析出
しないので、 REM硫化物の析出核が不足して、図２に示
すように、粒径 500nm以下の微細なREM(O,S)粒子の分散
密度が所定量に到達しない。一方、0.02質量％を超える
と、 REM酸化物が凝集して粗大化するので、 REM硫化物
の析出核が不足して、図２に示すように、粒径 500nm以
下の微細なREM(O,S)粒子の分散密度が所定量に到達しな
い。したがって、REM を添加するときの溶鋼中の溶存酸
素量は 0.002〜0.02質量％の範囲内を満足する必要があ
る。
【００２１】このように溶鋼中の溶存酸素量を調整する
ために、前記した通りSiおよびAlを添加して、その脱酸
作用によって溶存酸素量を 0.002〜0.02質量％とするの
である。以上に説明した元素に加えて、さらに溶接熱影
響部の靭性を向上するために、次に説明する元素を添加
するのが好ましい。
ために、前記した通りSiおよびAlを添加して、その脱酸
作用によって溶存酸素量を 0.002〜0.02質量％とするの
である。以上に説明した元素に加えて、さらに溶接熱影
響部の靭性を向上するために、次に説明する元素を添加
するのが好ましい。
【００２２】Nb： 0.005〜0.10質量％およびＶ： 0.005
〜0.15質量％のうちの１種または２種 Nb，Ｖは、いずれも鋼材の熱間圧延後の冷却過程におい
て、炭窒化物を形成して鋼材の強度を向上させる元素で
ある。Nb，Ｖの含有量が不足すると、構造用鋼として要
求される強度が得られない。一方、過剰に含有すると、
鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、こ
れらの元素を含有する場合は、Nbは 0.005〜0.10質量
％，Ｖは 0.005〜0.15質量％とするのが好ましい。
〜0.15質量％のうちの１種または２種 Nb，Ｖは、いずれも鋼材の熱間圧延後の冷却過程におい
て、炭窒化物を形成して鋼材の強度を向上させる元素で
ある。Nb，Ｖの含有量が不足すると、構造用鋼として要
求される強度が得られない。一方、過剰に含有すると、
鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、こ
れらの元素を含有する場合は、Nbは 0.005〜0.10質量
％，Ｖは 0.005〜0.15質量％とするのが好ましい。
【００２３】Cu： 0.1〜1.0 質量％，Ni： 0.1〜2.0 質
量％，Cr： 0.1〜1.0 質量％，Mo：0.05〜0.5 質量％お
よびＢ：0.0005〜0.0025質量％のうちの１種または２種
以上Cu，Ni，Cr，Mo，Ｂは、いずれも鋼材の強度と靱性
を向上させる元素である。Cu，Ni，Cr，Mo，Ｂの含有量
が不足すると、構造用鋼として要求される強度が得られ
ない。一方、過剰に含有すると、鋼材や溶接熱影響部の
靱性が低下する。したがって、これらの元素を含有する
場合は、Cuは 0.1〜1.0 質量％，Niは 0.1〜2.0 質量
％，Crは 0.1〜1.0 質量％，Moは0.05〜0.5 質量％，Ｂ
は0.0005〜0.0025質量％とするのが好ましい。
量％，Cr： 0.1〜1.0 質量％，Mo：0.05〜0.5 質量％お
よびＢ：0.0005〜0.0025質量％のうちの１種または２種
以上Cu，Ni，Cr，Mo，Ｂは、いずれも鋼材の強度と靱性
を向上させる元素である。Cu，Ni，Cr，Mo，Ｂの含有量
が不足すると、構造用鋼として要求される強度が得られ
ない。一方、過剰に含有すると、鋼材や溶接熱影響部の
靱性が低下する。したがって、これらの元素を含有する
場合は、Cuは 0.1〜1.0 質量％，Niは 0.1〜2.0 質量
％，Crは 0.1〜1.0 質量％，Moは0.05〜0.5 質量％，Ｂ
は0.0005〜0.0025質量％とするのが好ましい。
【００２４】なお本発明においては、溶鋼を溶製する際
に使用する精錬装置は特定の構成に限定しない。上記の
組成を有する溶鋼を溶製すれば良いのであるから、転炉
や電気炉等の従来から知られている精錬炉を使用でき
る。さらに真空精錬等の２次精錬を併用しても問題はな
い。また、得られた溶鋼を凝固させて鋳片を製造し、さ
らにその鋳片を熱間圧延して大入熱溶接用鋼板を製造す
る各工程におけるそれぞれの手段は特定の構成に限定し
ない。すなわち、溶鋼を凝固させて鋳片を製造する際に
は、連続鋳造や造塊−分塊等の従来から知られている手
段が使用できる。さらに鋳片を熱間圧延するにあたっ
て、鋳片を加熱炉で加熱して熱間圧延を行なっても良い
し、あるいは直送圧延を行なってもよい。さらに熱間圧
延が終了した後は、通常の空冷を行なっても良いし、あ
るいは加速冷却や熱処理を行なっても良い。
に使用する精錬装置は特定の構成に限定しない。上記の
組成を有する溶鋼を溶製すれば良いのであるから、転炉
や電気炉等の従来から知られている精錬炉を使用でき
る。さらに真空精錬等の２次精錬を併用しても問題はな
い。また、得られた溶鋼を凝固させて鋳片を製造し、さ
らにその鋳片を熱間圧延して大入熱溶接用鋼板を製造す
る各工程におけるそれぞれの手段は特定の構成に限定し
ない。すなわち、溶鋼を凝固させて鋳片を製造する際に
は、連続鋳造や造塊−分塊等の従来から知られている手
段が使用できる。さらに鋳片を熱間圧延するにあたっ
て、鋳片を加熱炉で加熱して熱間圧延を行なっても良い
し、あるいは直送圧延を行なってもよい。さらに熱間圧
延が終了した後は、通常の空冷を行なっても良いし、あ
るいは加速冷却や熱処理を行なっても良い。
【００２５】次に、このようにして製造する本発明の大
入熱溶接用鋼板の組成について説明する。 Ｃ：0.01〜0.15質量％ Ｃは、鋼材の強度を確保するために必要な元素である。
Ｃ含有量が0.01質量％未満では、構造用鋼として要求さ
れる強度が得られない。一方、0.15質量％を超えると、
溶接時に多量の炭化物が溶接熱影響部に生成して、溶接
熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｃは0.01〜0.
15質量％の範囲内を満足する必要がある。
入熱溶接用鋼板の組成について説明する。 Ｃ：0.01〜0.15質量％ Ｃは、鋼材の強度を確保するために必要な元素である。
Ｃ含有量が0.01質量％未満では、構造用鋼として要求さ
れる強度が得られない。一方、0.15質量％を超えると、
溶接時に多量の炭化物が溶接熱影響部に生成して、溶接
熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｃは0.01〜0.
15質量％の範囲内を満足する必要がある。
【００２６】Si：0.05〜0.40質量％ Siは、脱酸作用を有する元素である。Si含有量が0.05質
量％未満では、脱酸が不十分になる。一方、0.40質量％
を超えると、鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下する。し
たがって、Siは0.05〜0.40質量％の範囲内を満足する必
要がある。 Mn： 0.5〜2.0 質量％ Mnは、鋼材の強度を向上させる元素である。Mn含有量が
0.5質量％未満では、構造用鋼として要求される強度が
得られない。一方、 2.0質量％を超えると、上部ベイナ
イト相が析出するので溶接熱影響部の靱性が低下する。
したがって、Mnは 0.5〜2.0 質量％の範囲内を満足する
必要がある。
量％未満では、脱酸が不十分になる。一方、0.40質量％
を超えると、鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下する。し
たがって、Siは0.05〜0.40質量％の範囲内を満足する必
要がある。 Mn： 0.5〜2.0 質量％ Mnは、鋼材の強度を向上させる元素である。Mn含有量が
0.5質量％未満では、構造用鋼として要求される強度が
得られない。一方、 2.0質量％を超えると、上部ベイナ
イト相が析出するので溶接熱影響部の靱性が低下する。
したがって、Mnは 0.5〜2.0 質量％の範囲内を満足する
必要がある。
【００２７】Al： 0.005〜0.02質量％ Alは、脱酸作用を有する元素である。Al含有量が 0.005
質量％未満では、脱酸が不十分になる。一方、0.02質量
％を超えると、鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下し、さ
らには溶接金属へのAlの拡散によって溶接金属の靱性を
劣化させる。したがって、Alは 0.005〜0.02質量％の範
囲内を満足する必要がある。
質量％未満では、脱酸が不十分になる。一方、0.02質量
％を超えると、鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下し、さ
らには溶接金属へのAlの拡散によって溶接金属の靱性を
劣化させる。したがって、Alは 0.005〜0.02質量％の範
囲内を満足する必要がある。
【００２８】REM ： 0.003〜0.013 質量％ REM は、Ｓとともに、本発明の重要な元素であり、微細
なREM(O,S)粒子を分散させて、溶接時にオーステナイト
温度域まで加熱された溶接熱影響部のオーステナイト粒
の成長をピンニング効果で抑制することによって、溶接
熱影響部の靭性を向上する効果を有する。 REM含有量が
0.003質量％未満では、REM(O,S)粒子が不足して粗大な
オーステナイト粒が成長する。一方、 0.013質量％を超
えると、REM酸化物が凝集して粗大化するので、ピンニ
ング効果が得られない。しかも粗大な REM酸化物が起点
となって、脆性破壊が生じる危険性がある。したがっ
て、REMは 0.003〜0.013 質量％の範囲内を満足する必
要がある。
なREM(O,S)粒子を分散させて、溶接時にオーステナイト
温度域まで加熱された溶接熱影響部のオーステナイト粒
の成長をピンニング効果で抑制することによって、溶接
熱影響部の靭性を向上する効果を有する。 REM含有量が
0.003質量％未満では、REM(O,S)粒子が不足して粗大な
オーステナイト粒が成長する。一方、 0.013質量％を超
えると、REM酸化物が凝集して粗大化するので、ピンニ
ング効果が得られない。しかも粗大な REM酸化物が起点
となって、脆性破壊が生じる危険性がある。したがっ
て、REMは 0.003〜0.013 質量％の範囲内を満足する必
要がある。
【００２９】Ｓ： 0.005質量％以下 Ｓは、 REMとともに、本発明の重要な元素であり、微細
なREM(O,S)粒子を分散させて、溶接時にオーステナイト
温度域まで加熱された溶接熱影響部のオーステナイト粒
の成長をピンニング効果で抑制することによって、溶接
熱影響部の靭性を向上する効果を有する。 Ｓ含有量が
0.005質量％を超えると、硫化物が鋼中に残留して、そ
の硫化物が起点となって、脆性破壊が生じる危険性があ
る。したがって、Ｓは 0.005質量％以下とした。
なREM(O,S)粒子を分散させて、溶接時にオーステナイト
温度域まで加熱された溶接熱影響部のオーステナイト粒
の成長をピンニング効果で抑制することによって、溶接
熱影響部の靭性を向上する効果を有する。 Ｓ含有量が
0.005質量％を超えると、硫化物が鋼中に残留して、そ
の硫化物が起点となって、脆性破壊が生じる危険性があ
る。したがって、Ｓは 0.005質量％以下とした。
【００３０】以上に説明した元素に加えて、さらに溶接
熱影響部の靭性を向上するために、次に説明する元素を
添加するのが好ましい。 Nb： 0.005〜0.10質量％およびＶ： 0.005〜0.15質量％
のうちの１種または２種 Nb，Ｖは、いずれも鋼材の熱間圧延後の冷却過程におい
て、炭窒化物を形成して鋼材の強度を向上させる元素で
ある。Nb，Ｖの含有量が不足すると、構造用鋼として要
求される強度が得られない。一方、過剰に含有すると、
鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、こ
れらの元素を含有する場合は、Nbは 0.005〜0.10質量
％，Ｖは 0.005〜0.15質量％とするのが好ましい。
熱影響部の靭性を向上するために、次に説明する元素を
添加するのが好ましい。 Nb： 0.005〜0.10質量％およびＶ： 0.005〜0.15質量％
のうちの１種または２種 Nb，Ｖは、いずれも鋼材の熱間圧延後の冷却過程におい
て、炭窒化物を形成して鋼材の強度を向上させる元素で
ある。Nb，Ｖの含有量が不足すると、構造用鋼として要
求される強度が得られない。一方、過剰に含有すると、
鋼材や溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、こ
れらの元素を含有する場合は、Nbは 0.005〜0.10質量
％，Ｖは 0.005〜0.15質量％とするのが好ましい。
【００３１】Cu： 0.1〜1.0 質量％，Ni： 0.1〜2.0 質
量％，Cr： 0.1〜1.0 質量％，Mo：0.05〜0.5 質量％お
よびＢ：0.0005〜0.0025質量％のうちの１種または２種
以上 Cu，Ni，Cr，Mo，Ｂは、いずれも鋼材の強度と靱性を向
上させる元素である。Cu，Ni，Cr，Mo，Ｂの含有量が不
足すると、構造用鋼として要求される強度が得られな
い。一方、過剰に含有すると、鋼材や溶接熱影響部の靱
性が低下する。したがって、これらの元素を含有する場
合は、Cuは 0.1〜1.0 質量％，Niは 0.1〜2.0 質量％，
Crは 0.1〜1.0 質量％，Moは0.05〜0.5 質量％，Ｂは0.
0005〜0.0025質量％とするのが好ましい。
量％，Cr： 0.1〜1.0 質量％，Mo：0.05〜0.5 質量％お
よびＢ：0.0005〜0.0025質量％のうちの１種または２種
以上 Cu，Ni，Cr，Mo，Ｂは、いずれも鋼材の強度と靱性を向
上させる元素である。Cu，Ni，Cr，Mo，Ｂの含有量が不
足すると、構造用鋼として要求される強度が得られな
い。一方、過剰に含有すると、鋼材や溶接熱影響部の靱
性が低下する。したがって、これらの元素を含有する場
合は、Cuは 0.1〜1.0 質量％，Niは 0.1〜2.0 質量％，
Crは 0.1〜1.0 質量％，Moは0.05〜0.5 質量％，Ｂは0.
0005〜0.0025質量％とするのが好ましい。
【００３２】次に本発明の大入熱溶接用鋼材の組織につ
いて説明する。図１に示すように、粒径 500nm以下のRE
M(O,S)粒子の分散密度が 107個／cm2以上であると、溶
接熱影響部の靭性が著しく向上する。一方、REM(O,S)粒
子の粒径が 500nmを超えると、分散密度が 107個／cm2
以上であっても溶接熱影響部の靭性は向上しない。した
がって、粒径 500nm以下のREM(O,S)粒子を 107個／cm2
以上分散させる必要がある。
いて説明する。図１に示すように、粒径 500nm以下のRE
M(O,S)粒子の分散密度が 107個／cm2以上であると、溶
接熱影響部の靭性が著しく向上する。一方、REM(O,S)粒
子の粒径が 500nmを超えると、分散密度が 107個／cm2
以上であっても溶接熱影響部の靭性は向上しない。した
がって、粒径 500nm以下のREM(O,S)粒子を 107個／cm2
以上分散させる必要がある。
【００３３】このようにして、大入熱溶接において優れ
た溶接熱影響部の靱性を有する鋼材を製造できる。
た溶接熱影響部の靱性を有する鋼材を製造できる。
【００３４】
【実施例】表１に示す成分の溶鋼を溶製し、次いで連続
鋳造で得られた鋳片を表２に示す加熱−圧延−冷却条件
にて板厚60mmの鋼板を製造した。一部の鋼板には、加速
冷却または焼入れ焼戻しを施して強度を向上させた。鋼
板の圧延条件と厚さは、表２に示す通りである。表２中
の鋼板番号の数字は、表１中の鋼片番号に対応する。た
とえば、表２中の鋼板番号１は、表１中の鋼片番号１を
圧延して得られた鋼板であることを示す。
鋳造で得られた鋳片を表２に示す加熱−圧延−冷却条件
にて板厚60mmの鋼板を製造した。一部の鋼板には、加速
冷却または焼入れ焼戻しを施して強度を向上させた。鋼
板の圧延条件と厚さは、表２に示す通りである。表２中
の鋼板番号の数字は、表１中の鋼片番号に対応する。た
とえば、表２中の鋼板番号１は、表１中の鋼片番号１を
圧延して得られた鋼板であることを示す。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】表２に示す各鋼板について、厚さ方向１／
４の位置から引張試験片（ＪＩＳ規格Z2201 ４号試験
片）とシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ規格Z2202 Ｖノッ
チ標準寸法）を採取して、引張試験とシャルピー衝撃試
験を行ない、鋼板のＹＳ（MPa），ＴＳ（MPa ）および
シャルピー破面遷移温度 VＴrs（℃）を測定した。また
シャルピー衝撃試験片の断面を電子顕微鏡で観察して、
REM(O,S)粒子の分散密度を測定した。 その結果は表２に
示す通りである。
４の位置から引張試験片（ＪＩＳ規格Z2201 ４号試験
片）とシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ規格Z2202 Ｖノッ
チ標準寸法）を採取して、引張試験とシャルピー衝撃試
験を行ない、鋼板のＹＳ（MPa），ＴＳ（MPa ）および
シャルピー破面遷移温度 VＴrs（℃）を測定した。また
シャルピー衝撃試験片の断面を電子顕微鏡で観察して、
REM(O,S)粒子の分散密度を測定した。 その結果は表２に
示す通りである。
【００３８】次いで、表２に示す各鋼板を用いてエレト
クロガス溶接で突き合わせ継手を製作した。溶接入熱は
500kJ／cmとした。表２に示す各継手の溶接熱影響部の
厚さ方向１／４の位置からシャルピー衝撃試験片（ＪＩ
Ｓ規格 Z2202 Ｖノッチ標準寸法）を３個採取して、シ
ャルピー衝撃試験を行ない、吸収エネルギー（Ｊ）を測
定した。なお試験片のノッチ位置は溶接熱影響部とし、
試験温度は−40℃とした。その結果は、表２に示す通り
である。
クロガス溶接で突き合わせ継手を製作した。溶接入熱は
500kJ／cmとした。表２に示す各継手の溶接熱影響部の
厚さ方向１／４の位置からシャルピー衝撃試験片（ＪＩ
Ｓ規格 Z2202 Ｖノッチ標準寸法）を３個採取して、シ
ャルピー衝撃試験を行ない、吸収エネルギー（Ｊ）を測
定した。なお試験片のノッチ位置は溶接熱影響部とし、
試験温度は−40℃とした。その結果は、表２に示す通り
である。
【００３９】発明例（すなわち鋼板番号１〜17）の継手
の溶接熱影響部では、 200Ｊを超える吸収エネルギー値
が得られ、優れた靱性を有することが確かめられた。一
方、比較例として REMを添加していない鋼板番号18は、
REM(O,S)粒子が観察されず、溶接熱影響部の吸収エネル
ギーは全て30Ｊ未満で著しく低かった。また REMの添加
量が本発明の範囲の上限を超えた鋼板番号19は、微細な
REM(O,S)粒子の分散密度は本発明の範囲を満足している
ものの、粗大なREM(O,S)粒子が多数存在しているので、
溶接熱影響部の吸収エネルギーは著しく低かった。
の溶接熱影響部では、 200Ｊを超える吸収エネルギー値
が得られ、優れた靱性を有することが確かめられた。一
方、比較例として REMを添加していない鋼板番号18は、
REM(O,S)粒子が観察されず、溶接熱影響部の吸収エネル
ギーは全て30Ｊ未満で著しく低かった。また REMの添加
量が本発明の範囲の上限を超えた鋼板番号19は、微細な
REM(O,S)粒子の分散密度は本発明の範囲を満足している
ものの、粗大なREM(O,S)粒子が多数存在しているので、
溶接熱影響部の吸収エネルギーは著しく低かった。
【００４０】Ｓ含有量が本発明の範囲の上限を超えた鋼
板番号20，21，22は、微細なREM(O,S)粒子の分散密度は
本発明の範囲を満足しているものの、余剰のＳがMnＳ等
の介在物を形成するので、溶接熱影響部の吸収エネルギ
ーは低かった。製鋼段階で REMを添加するときの溶鋼中
の溶存酸素量が本発明の範囲を外れ、かつREM(O,S)粒子
の分散密度は本発明の範囲を外れる鋼板番号23，24，2
5，26，27，28は、溶接熱影響部の吸収エネルギーは低
く、しかもその測定値のばらつきも大きかった。
板番号20，21，22は、微細なREM(O,S)粒子の分散密度は
本発明の範囲を満足しているものの、余剰のＳがMnＳ等
の介在物を形成するので、溶接熱影響部の吸収エネルギ
ーは低かった。製鋼段階で REMを添加するときの溶鋼中
の溶存酸素量が本発明の範囲を外れ、かつREM(O,S)粒子
の分散密度は本発明の範囲を外れる鋼板番号23，24，2
5，26，27，28は、溶接熱影響部の吸収エネルギーは低
く、しかもその測定値のばらつきも大きかった。
【００４１】Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を超えた鋼
板番号29，あるいはMn含有量が本発明の範囲の上限を超
えた鋼板番号30は、いずれも溶接熱影響部の吸収エネル
ギーは低下した。
板番号29，あるいはMn含有量が本発明の範囲の上限を超
えた鋼板番号30は、いずれも溶接熱影響部の吸収エネル
ギーは低下した。
【００４２】
【発明の効果】本発明では、大入熱溶接を行なった場合
でも、溶接熱影響部が優れた靱性を有する鋼板を得るこ
とができる。
でも、溶接熱影響部が優れた靱性を有する鋼板を得るこ
とができる。
【図１】REM(O,S)粒子の分散密度と−40℃における吸収
エネルギーが 100Ｊ以上の試験片の比率との関係を示す
グラフである。
エネルギーが 100Ｊ以上の試験片の比率との関係を示す
グラフである。
【図２】REM を添加するときの溶存酸素量とREM(O,S)粒
子の分散密度との関係を示すグラフである。
子の分散密度との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 星野 俊幸 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (6)
- 【請求項１】 Ｃを0.01〜0.15質量％、Siを0.05〜0.40
質量％、Mnを 0.5〜2.0 質量％、Alを 0.005〜0.02質量
％、希土類元素を 0.003〜0.013 質量％、Ｓを 0.005質
量％以下含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る組成を有し、かつ希土類元素の酸化物および／または
硫化物からなる粒子が 107個／cm2 以上分散し、前記粒
子の粒径が 500nm以下である組織を有することを特徴と
する大入熱溶接用鋼材。 - 【請求項２】 前記組成に加えて、Nb： 0.005〜0.10質
量％およびＶ： 0.005〜0.15質量％のうちの１種または
２種を含有する組成を有することを特徴とする請求項１
に記載の大入熱溶接用鋼材。 - 【請求項３】 前記組成に加えて、Cu： 0.1〜1.0 質量
％、Ni： 0.1〜2.0質量％、Cr： 0.1〜1.0 質量％、M
o：0.05〜0.5 質量％およびＢ：0.0005〜0.0025質量％
のうちの１種または２種以上を含有する組成を有するこ
とを特徴とする請求項１または２に記載の大入熱溶接用
鋼材。 - 【請求項４】 Ｃを0.01〜0.15質量％、Siを0.05〜0.40
質量％、Mnを 0.5〜2.0 質量％、Alを 0.005〜0.02質量
％、Ｓを 0.005質量％以下含有する溶鋼を溶製し、前記
溶鋼中の溶存酸素量を 0.002〜0.02質量％として希土類
元素を添加し、前記溶鋼中の希土類元素の含有量を 0.0
03〜0.013 質量％とすることを特徴とする大入熱溶接用
鋼の溶製方法。 - 【請求項５】 前記溶鋼が、Nb： 0.005〜0.10質量％お
よびＶ： 0.005〜0.15質量％のうちの１種または２種を
含有することを特徴とする請求項４に記載の大入熱溶接
用鋼の溶製方法。 - 【請求項６】 前記溶鋼が、Cu： 0.1〜1.0 質量％、N
i： 0.1〜2.0 質量％、Cr： 0.1〜1.0 質量％、Mo：0.0
5〜0.5 質量％およびＢ：0.0005〜0.0025質量％のうち
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項４または５に記載の大入熱溶接用鋼の溶製方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001171055A JP4608813B2 (ja) | 2001-06-06 | 2001-06-06 | 大入熱溶接用鋼材および大入熱溶接用鋼の溶製方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001171055A JP4608813B2 (ja) | 2001-06-06 | 2001-06-06 | 大入熱溶接用鋼材および大入熱溶接用鋼の溶製方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002363687A true JP2002363687A (ja) | 2002-12-18 |
| JP4608813B2 JP4608813B2 (ja) | 2011-01-12 |
Family
ID=19012884
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001171055A Expired - Fee Related JP4608813B2 (ja) | 2001-06-06 | 2001-06-06 | 大入熱溶接用鋼材および大入熱溶接用鋼の溶製方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4608813B2 (ja) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51101711A (ja) * | 1975-03-06 | 1976-09-08 | Nippon Steel Corp | Haganenoseizoho |
| JPH0578740A (ja) * | 1991-09-19 | 1993-03-30 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の低温靱性の優れた鋼の製造法 |
| JPH06192786A (ja) * | 1992-12-24 | 1994-07-12 | Kawasaki Steel Corp | 脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 |
| JPH0995730A (ja) * | 1995-10-02 | 1997-04-08 | Nkk Corp | 低温用建築向け鋼材の製造方法 |
| JPH1088276A (ja) * | 1996-09-19 | 1998-04-07 | Kawasaki Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼 |
| JP2001020033A (ja) * | 1999-07-07 | 2001-01-23 | Kawasaki Steel Corp | 母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材 |
-
2001
- 2001-06-06 JP JP2001171055A patent/JP4608813B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51101711A (ja) * | 1975-03-06 | 1976-09-08 | Nippon Steel Corp | Haganenoseizoho |
| JPH0578740A (ja) * | 1991-09-19 | 1993-03-30 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の低温靱性の優れた鋼の製造法 |
| JPH06192786A (ja) * | 1992-12-24 | 1994-07-12 | Kawasaki Steel Corp | 脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 |
| JPH0995730A (ja) * | 1995-10-02 | 1997-04-08 | Nkk Corp | 低温用建築向け鋼材の製造方法 |
| JPH1088276A (ja) * | 1996-09-19 | 1998-04-07 | Kawasaki Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼 |
| JP2001020033A (ja) * | 1999-07-07 | 2001-01-23 | Kawasaki Steel Corp | 母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4608813B2 (ja) | 2011-01-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| WO2010134220A1 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP5231042B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| WO2017183630A1 (ja) | 鋼材 | |
| JP4041447B2 (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP3502822B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2005187853A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP3733898B2 (ja) | 大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法 | |
| JP6665658B2 (ja) | 高強度厚鋼板 | |
| JP2003342675A (ja) | 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材 | |
| JP5233365B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP3323414B2 (ja) | 大入熱溶接の熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP5233364B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP3215296B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法 | |
| JP3464567B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 | |
| JP2003138339A (ja) | 溶接継手 | |
| JP3502805B2 (ja) | 溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JPH07278736A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた鋼材 | |
| JP3472017B2 (ja) | 耐火圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP4608813B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材および大入熱溶接用鋼の溶製方法 | |
| JP3513001B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 | |
| JP4261968B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP4355866B2 (ja) | 溶接熱影響部特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP3541021B2 (ja) | 靭性に優れた鋼材 | |
| JP3502809B2 (ja) | 靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JP3825728B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20080423 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20100623 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20100629 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20100830 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20100914 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20100927 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131022 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4608813 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |