JPH01188652A - 低温靭性にすぐれた溶接用鋼とその製造方法 - Google Patents
低温靭性にすぐれた溶接用鋼とその製造方法Info
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- JPH01188652A JPH01188652A JP1376188A JP1376188A JPH01188652A JP H01188652 A JPH01188652 A JP H01188652A JP 1376188 A JP1376188 A JP 1376188A JP 1376188 A JP1376188 A JP 1376188A JP H01188652 A JPH01188652 A JP H01188652A
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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】
(産業上の利用分野)
本発明は、溶接部靭性を考慮した鋼とその製造方法、特
に従来乙こ比較してC量を高くしたにも関ねらず溶接部
靭性を改善した綱とその製造方法に関する。
に従来乙こ比較してC量を高くしたにも関ねらず溶接部
靭性を改善した綱とその製造方法に関する。
(従来の技術)
オイルショック以降の経済環境の変化により、溶接性、
溶接部靭性を考慮した性能のよい経済的な低温用鋼が要
求されるようになってきた。
溶接部靭性を考慮した性能のよい経済的な低温用鋼が要
求されるようになってきた。
従来、中、高C鋼は、溶接性が悪く、上記要求を満足す
ることができず、したがって、C量を低減させマイクロ
アロイの添加により鋼材の性能を改善してきた。特に、
ラインパイプ用鋼にてそのような方法が適用されてきた
。
ることができず、したがって、C量を低減させマイクロ
アロイの添加により鋼材の性能を改善してきた。特に、
ラインパイプ用鋼にてそのような方法が適用されてきた
。
事実、例えは特開昭57−140858号、同60−2
04863号、同60−245768号等、溶接性を考
慮した鋼材のC含有量の上限は、はぼ0.15%とされ
ていた。
04863号、同60−245768号等、溶接性を考
慮した鋼材のC含有量の上限は、はぼ0.15%とされ
ていた。
同様な傾向は、その他特開昭56−102551号、同
59−35619号、同61−270333号にも見ら
れる。
59−35619号、同61−270333号にも見ら
れる。
しかし、C含有量を低減させるには、C含有量の低い原
料、良質なスクラップの使用、あるいは転炉製鋼時の吹
錬時間を長くする必要がある等、経済的でない面か多く
、製造コストの上昇は免れない。
料、良質なスクラップの使用、あるいは転炉製鋼時の吹
錬時間を長くする必要がある等、経済的でない面か多く
、製造コストの上昇は免れない。
(発明か解決しようとする課題)
そこで、本発明の目的は、従来の低C材よりC量を上昇
させた場合の鋼材に見られる上記問題点を解決する手段
を検討し、I]ΔZ(熱影響部)靭性の優れた、しかも
溶接低温割れの起こりにくいMA月とその製造方法を提
供することである。
させた場合の鋼材に見られる上記問題点を解決する手段
を検討し、I]ΔZ(熱影響部)靭性の優れた、しかも
溶接低温割れの起こりにくいMA月とその製造方法を提
供することである。
すなわぢ、従来、特にラインパイプ用鋼の溶接性を考慮
してC量を0,15%未満に抑えられていた鋼材に代え
て、その経済性を考慮してC:0.15〜0.27%と
従来になくCMを上昇させるとともに、1)AZ靭性に
優れ、かつ溶接低温割れの起こりにくい低温用鋼とその
製造方法を提供することである。
してC量を0,15%未満に抑えられていた鋼材に代え
て、その経済性を考慮してC:0.15〜0.27%と
従来になくCMを上昇させるとともに、1)AZ靭性に
優れ、かつ溶接低温割れの起こりにくい低温用鋼とその
製造方法を提供することである。
(課題を解決するための手段)
本発明者らは上述の課題を達成すべく種々検討を重ねた
ところ、次のような知見を得た。
ところ、次のような知見を得た。
(1)C量の増加により、強度は上昇するが、CMのみ
の増加であればHAZ靭性は単調に劣化する。
の増加であればHAZ靭性は単調に劣化する。
+21)1 A Z靭性改善方法として、劣化の主因子
である島状マルテンザイI・を低減させろこと、および
粗大な粒界フェライトの生成を抑制することが重要であ
る。
である島状マルテンザイI・を低減させろこと、および
粗大な粒界フェライトの生成を抑制することが重要であ
る。
(3)その手段として、■Si、 Mn、およびAQの
添加量を従来鋼より少なく抑える、■Ti−Nの添加バ
ランスを限定し、TiN粒子を有効に微細分散させるこ
とが有効である。
添加量を従来鋼より少なく抑える、■Ti−Nの添加バ
ランスを限定し、TiN粒子を有効に微細分散させるこ
とが有効である。
かくして、本発明の要旨とするところは、重量%で、
c : 0.15〜0.27%、 Si: 0.01
〜0.15%、Mn: 0.4〜1.25%、 Ti
: 0.004〜0.027%N : 0.0015〜
0.007%、AQ: 0.001〜0.015%O
: 0.005%以下、 Feおよび不可避不純物: 残部 より成る組成を有するとともに Ti/N = 1〜5 、C+Si/30 +Mn/
6≦0.44%なる関係を満足する鋼組成を有する低温
靭性にすくれた溶接用鋼であり、またそのようなiiI
組成を有する綱を、1280°C〜八03点に加へし、
これに圧延加工を施し、850〜680°Cにて圧延を
終了し、圧延終了温度から少なくとも500°C以下ま
でを50’C/see以下の冷却速度で冷却することを
特徴とする、溶接熱影響部の低温靭性に優れた溶接用鋼
の製造方法である。
〜0.15%、Mn: 0.4〜1.25%、 Ti
: 0.004〜0.027%N : 0.0015〜
0.007%、AQ: 0.001〜0.015%O
: 0.005%以下、 Feおよび不可避不純物: 残部 より成る組成を有するとともに Ti/N = 1〜5 、C+Si/30 +Mn/
6≦0.44%なる関係を満足する鋼組成を有する低温
靭性にすくれた溶接用鋼であり、またそのようなiiI
組成を有する綱を、1280°C〜八03点に加へし、
これに圧延加工を施し、850〜680°Cにて圧延を
終了し、圧延終了温度から少なくとも500°C以下ま
でを50’C/see以下の冷却速度で冷却することを
特徴とする、溶接熱影響部の低温靭性に優れた溶接用鋼
の製造方法である。
本発明にかかる前記鋼はさらに、
Nb: 0.005〜0.04%、
および/または
B : 0.0003〜0.0013%をさらに含むも
のであってもよく、あるいは、さらに、所望により、 Cu: 0.7%以下、 Ni: 1.0%以下、 Cr: 1.0%以下、 Mo: 0.5%以下、および V : 0.07%以下 のうちの少なくとも1種または2種をさらに含むもので
あってもよい。
のであってもよく、あるいは、さらに、所望により、 Cu: 0.7%以下、 Ni: 1.0%以下、 Cr: 1.0%以下、 Mo: 0.5%以下、および V : 0.07%以下 のうちの少なくとも1種または2種をさらに含むもので
あってもよい。
かくして、本発明により得られた鋼は、溶接低温割れ感
受性が、従来の溶接性を考慮した低温用鋼と比較して同
等かそれ以上に優れている。
受性が、従来の溶接性を考慮した低温用鋼と比較して同
等かそれ以上に優れている。
しかも、本発明により得られる鋼は、従来の溶接性を考
慮した低温用鋼と比較してC量が多く、鋼材の強度上昇
か容易で他の成分を添加することなく、圧延方法、主に
冷却方法を一部変更するだけで40kgf/mm2から
80kgf/mm2級の高張力鋼までの製造が非調質で
可能となり、また、破壊発生特性の観点より高張力鋼に
おいても降伏比、っまりYR(降伏応力/引張応力)の
低い鋼(例えばYR≦85%)の製造が容易である。
慮した低温用鋼と比較してC量が多く、鋼材の強度上昇
か容易で他の成分を添加することなく、圧延方法、主に
冷却方法を一部変更するだけで40kgf/mm2から
80kgf/mm2級の高張力鋼までの製造が非調質で
可能となり、また、破壊発生特性の観点より高張力鋼に
おいても降伏比、っまりYR(降伏応力/引張応力)の
低い鋼(例えばYR≦85%)の製造が容易である。
(作用)
次に、本発明にあって鋼組成、製造条件を上述のように
限定した理由を述べる。なお、本明細書にあって、特に
ことわりがない限り、「%」は「重量%」である。
限定した理由を述べる。なお、本明細書にあって、特に
ことわりがない限り、「%」は「重量%」である。
C:
鋼材の強度確保に有効であるが、0.27%を超えると
その他の成分を種々制限しても優れたHAZ靭性を確保
することはできない。溶接性のみからは低C程有効であ
るが、経済性を考慮して、下限を0.15%に設定した
。なお、従来、この種の鋼材でC:0.15%以上のも
のはなかった。好ましくは、C:0.15〜0.21%
である。
その他の成分を種々制限しても優れたHAZ靭性を確保
することはできない。溶接性のみからは低C程有効であ
るが、経済性を考慮して、下限を0.15%に設定した
。なお、従来、この種の鋼材でC:0.15%以上のも
のはなかった。好ましくは、C:0.15〜0.21%
である。
Si:
Siは鋼の脱酸材として有効である。そのため、0.0
1%未満では脱酸効果が不十分である。一方、Siはセ
メンタイト中に固溶しにくくセメンタイト析出が抑制さ
れるため高含有量の場合、島状マルテンサイトが多く生
成し、HAZ靭性が劣るため、Siは≦0.10と低い
ほうが好ましいが、靭性が顕著に劣化しない範囲として
上限を0.15%に設定した。
1%未満では脱酸効果が不十分である。一方、Siはセ
メンタイト中に固溶しにくくセメンタイト析出が抑制さ
れるため高含有量の場合、島状マルテンサイトが多く生
成し、HAZ靭性が劣るため、Siは≦0.10と低い
ほうが好ましいが、靭性が顕著に劣化しない範囲として
上限を0.15%に設定した。
Mn:
Mnは強度確保に有効であり、強度、靭性(母材)の確
保のためには0.4%以上必要とする。一方、1.25
%を超えると、Cを従来より多く含有する本発明鋼にお
いてHAZは焼き入れ性が高くなり、その靭性が著しく
劣化するため、その含有量を0.4〜1.25%とした
。
保のためには0.4%以上必要とする。一方、1.25
%を超えると、Cを従来より多く含有する本発明鋼にお
いてHAZは焼き入れ性が高くなり、その靭性が著しく
劣化するため、その含有量を0.4〜1.25%とした
。
Ti:
Tiは鋼中で酸化物、窒化物を形成し、オーステナイト
粒の粗大化を防止するとともに、HAZにおいて溶接熱
サイクルの冷却過程でフェライトの析出核として作用し
、組織の微細化を実現するなど靭性面において有効な元
素である。しかし、TiNを形成するなどN量とも深く
関係し、添加量を誤ると靭性が著しく劣化する。したが
って、Ti0.004%未満では靭性改善に必要なTi
N形成が不足する。Ti0.027%超では鋼材の靭性
劣化が見られる。
粒の粗大化を防止するとともに、HAZにおいて溶接熱
サイクルの冷却過程でフェライトの析出核として作用し
、組織の微細化を実現するなど靭性面において有効な元
素である。しかし、TiNを形成するなどN量とも深く
関係し、添加量を誤ると靭性が著しく劣化する。したが
って、Ti0.004%未満では靭性改善に必要なTi
N形成が不足する。Ti0.027%超では鋼材の靭性
劣化が見られる。
N:
Nは上述のようにTiとともにTiNを形成し、HAZ
靭性改善効果に有効である。しかし、0.0015%未
満ではTiN数減少により効果がなく、一方、溶接熱に
よりTiNは一部溶解し、ポンド部でTiN数が減少し
、固溶Nが増加し、靭性劣化するが、この傾向は0.0
07%を越えると著しくなる。望ましくは0.005%
以下である。ここに、本発明におけるTiNの上述のよ
うな効果は、特に、Ti/Nが1〜5の範囲ではじめて
なし得るものであることがわかった。したがって、本発
明にあってはTi/Nを1〜5に制限する。
靭性改善効果に有効である。しかし、0.0015%未
満ではTiN数減少により効果がなく、一方、溶接熱に
よりTiNは一部溶解し、ポンド部でTiN数が減少し
、固溶Nが増加し、靭性劣化するが、この傾向は0.0
07%を越えると著しくなる。望ましくは0.005%
以下である。ここに、本発明におけるTiNの上述のよ
うな効果は、特に、Ti/Nが1〜5の範囲ではじめて
なし得るものであることがわかった。したがって、本発
明にあってはTi/Nを1〜5に制限する。
AQ:
八Qは脱酸剤として有効である。しかし、0.001%
未満では脱酸不足となり、一方、0.015%超では上
記成分限定範囲内においてもHAZ靭性改善効果が不十
分となる。
未満では脱酸不足となり、一方、0.015%超では上
記成分限定範囲内においてもHAZ靭性改善効果が不十
分となる。
0(酸素):
酸素は0.005%を越えて含まれると鋼中の清浄性に
悪影響がでてくることから、酸素含有量を0゜005%
以下とした。
悪影響がでてくることから、酸素含有量を0゜005%
以下とした。
CXSi、 Mn合計量:
本発明によれば、上述の組織限定に加えて、C+Si/
30+Mn/6≦0.44%の関係式を満足しなければ
ならない。これは従来の方法に比較して本発明によれば
C量を高めているためそれにより十分な強度が確保でき
ることから、同じく強度改善効果のあるSiXMn量を
抑えるとともにそれらが存在することにより生成しやす
くなる島状マルテンサイトの生成抑制を図るものである
。好ましくは、C+Si/30+Mn/ 6≦0.40
%である。
30+Mn/6≦0.44%の関係式を満足しなければ
ならない。これは従来の方法に比較して本発明によれば
C量を高めているためそれにより十分な強度が確保でき
ることから、同じく強度改善効果のあるSiXMn量を
抑えるとともにそれらが存在することにより生成しやす
くなる島状マルテンサイトの生成抑制を図るものである
。好ましくは、C+Si/30+Mn/ 6≦0.40
%である。
次に、本発明おいてNb、 Bは任意添加成分として用
いられるが、その限定理由は次の通りである。
いられるが、その限定理由は次の通りである。
Nb:
Nbは網捌の強靭化に有効であり、細粒化効果を呈する
が、0.005%未満では効果なく、一方、0.04%
超ではこれまでの成分との組合せにおいてHAZ靭性が
劣化する。
が、0.005%未満では効果なく、一方、0.04%
超ではこれまでの成分との組合せにおいてHAZ靭性が
劣化する。
B:
鋼の焼入性を増して、強度・靭性を改善する作用がある
が、HAZ靭性の観点からは、その含有量をできるだけ
抑える必要がある。しかし、上記成分との組合せにおい
て微量の添加はIIAZ靭性に有害性はなく、強度上昇
に効果がある。本発明では必要により0.0003〜0
.0013%添加する。
が、HAZ靭性の観点からは、その含有量をできるだけ
抑える必要がある。しかし、上記成分との組合せにおい
て微量の添加はIIAZ靭性に有害性はなく、強度上昇
に効果がある。本発明では必要により0.0003〜0
.0013%添加する。
同様に、本発明にあって下記成分も任意添加成分として
加えられる。
加えられる。
Cu、、Ni、、CrXMoXV:
いずれも強度−上昇に有効であるが、惰力1)量が多い
と靭性・溶接性に悪影響を及ばず。そこで上限を、それ
ぞれ、0.7%、1.0%、1.0%、0.5%、0.
07%とした。
と靭性・溶接性に悪影響を及ばず。そこで上限を、それ
ぞれ、0.7%、1.0%、1.0%、0.5%、0.
07%とした。
すでに述べたように、本発明にあっては圧延に際しても
微細フェライ(・の生成を確保するのであって、そのた
めの加工条件の限定理由は次の通りである。
微細フェライ(・の生成を確保するのであって、そのた
めの加工条件の限定理由は次の通りである。
圧炎功し?jL変]
Ac3点未満では完全にオーステナイト化されない。一
方、1280’C超ではオーステナイト粒の粗大化が生
じる。
方、1280’C超ではオーステナイト粒の粗大化が生
じる。
圧延化上端度:
850°C超では加工による微細化か不十分で安定して
高靭性が得られず強度バラツキが犬となる。
高靭性が得られず強度バラツキが犬となる。
一方、680°C未満ではフェライトに加工を加えるこ
とになり、加工歪みが残ったままとなり母材靭性が劣化
する。
とになり、加工歪みが残ったままとなり母材靭性が劣化
する。
金雉条佳:
50°C/sec超では焼入れ組織となり所要靭性が得
られない。なお、500°C超で冷却を停止すると冷却
の効果が得られない。
られない。なお、500°C超で冷却を停止すると冷却
の効果が得られない。
次に、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する
。
。
犬隻炎上
第1表に示す鋼1〜25(胱3点−771〜856°C
)を圧延加熱温度1)00℃、仕上温度720℃で熱間
圧延を行い、その後450”Cまで15°C/seeの
冷却速度で冷却し、以下放冷し、厚さ12.20.30
mmの各鋼板を得た。それぞれX開先による両面各−層
溶接を行った。溶接材料は母材の強度にみあった市販の
ものを使用した。このときの溶接方法および溶接条件を
第2表にまとめて示す。なお表中の電流、電圧の欄に示
ずLおよびTは1eadおよびtra i 1の略であ
る。
)を圧延加熱温度1)00℃、仕上温度720℃で熱間
圧延を行い、その後450”Cまで15°C/seeの
冷却速度で冷却し、以下放冷し、厚さ12.20.30
mmの各鋼板を得た。それぞれX開先による両面各−層
溶接を行った。溶接材料は母材の強度にみあった市販の
ものを使用した。このときの溶接方法および溶接条件を
第2表にまとめて示す。なお表中の電流、電圧の欄に示
ずLおよびTは1eadおよびtra i 1の略であ
る。
第1図は溶接ポンド部に切欠きを有するシャルピー試験
片の採取様子を示す説明図である。IIAZは点線で示
す。
片の採取様子を示す説明図である。IIAZは点線で示
す。
結果をまとめて第3表に示す。ここでシャルピー吸収エ
ネルギ値は3ケの最低値を示す。
ネルギ値は3ケの最低値を示す。
第2図ta)および(blは、本発明例1および比較例
6においてそれぞれ得られた鋼を45kJ/cmの入熱
量で溶接した例のHAZのミクロ組織を示す。第2図(
C)および(dlはそれぞれ第2図(a)および(bl
の拡大図である。本発明によれば微細組織が得られるの
が分かる。特に、拡大図によれば一層明瞭である。
6においてそれぞれ得られた鋼を45kJ/cmの入熱
量で溶接した例のHAZのミクロ組織を示す。第2図(
C)および(dlはそれぞれ第2図(a)および(bl
の拡大図である。本発明によれば微細組織が得られるの
が分かる。特に、拡大図によれば一層明瞭である。
次にへ第3表のデータをTi、 N含有量についてまと
めて第3図にグラフで示す。熔接人熱45kJ/cmの
とき、シE−45≧10kgf−mが得られる領域をプ
ロットすると、Ti/N:1〜5の範囲でこれを満足す
ることが分かる。なお、図中、丸の中の数字はシE−a
s (kgf−m)の値を示す。
めて第3図にグラフで示す。熔接人熱45kJ/cmの
とき、シE−45≧10kgf−mが得られる領域をプ
ロットすると、Ti/N:1〜5の範囲でこれを満足す
ることが分かる。なお、図中、丸の中の数字はシE−a
s (kgf−m)の値を示す。
同様に第4図には(C+Si/30+Mn/ 6 )の
値とvE−4sの値との関係をグラフで示す。
値とvE−4sの値との関係をグラフで示す。
実施例2
第1表の鋼1.3.6.13.26から実施例1に示し
た圧延条件で板厚20mmの鋼板を製造し、溶接低温割
れ性を調べた結果を第4表に示す。
た圧延条件で板厚20mmの鋼板を製造し、溶接低温割
れ性を調べた結果を第4表に示す。
ここで鋼1.3は本発明例、鋼6.13は比較例、@2
6は従来例である。
6は従来例である。
これは鉄研式斜めy形溶接割れ試験(JIS Z−31
58)で得たもので、溶接条件は150A−20V −
10cm/minで溶接棒は低水素系を用いた。また、
溶接は湿度70%一定とし室温をO′C150°Cと一
定に保った恒温恒湿槽内で行った。
58)で得たもので、溶接条件は150A−20V −
10cm/minで溶接棒は低水素系を用いた。また、
溶接は湿度70%一定とし室温をO′C150°Cと一
定に保った恒温恒湿槽内で行った。
実施例3
第1表の@17(本発明例)、鋼23(比較例)を実施
例1に示した圧延条件で冷却条件を種々変更し、母材性
能を調査した。なお板厚は20mmであった。結果は第
5表にまとめて示す。
例1に示した圧延条件で冷却条件を種々変更し、母材性
能を調査した。なお板厚は20mmであった。結果は第
5表にまとめて示す。
爽麹」I
第1表の鋼17(AC3点817°C)を種々の圧延条
件で板厚20mmに仕上げ母材性能を調査した。
件で板厚20mmに仕上げ母材性能を調査した。
結果は第6表にまとめて示す。高Cであるにもかかわら
ず、本発明の製造条件によれば十分満足のゆく低温靭性
が得られることが分かる。
ず、本発明の製造条件によれば十分満足のゆく低温靭性
が得られることが分かる。
悌1表つづき)
第2表
第3表
(2)3表つづき)
(発明の効果)
以上詳述したように、本発明によれば、従来になくC量
を上昇させた鋼においても他成分のコントロールにより
、HAZ靭性はもとより低温割れ性も改善された経済的
な綱であって、最近の鋼材に対して要求される材質特性
をも十分満足する鋼材を得ることができる。
を上昇させた鋼においても他成分のコントロールにより
、HAZ靭性はもとより低温割れ性も改善された経済的
な綱であって、最近の鋼材に対して要求される材質特性
をも十分満足する鋼材を得ることができる。
第1図は、シャルピー試験片の採取様子を示す説明図;
第2図(a)から(diは、本発明例および比較例で得
られる鋼の顕微鏡金属組織を示す写真;および第3図お
よび第4図は、実施例1の結果を示すグラフである。
られる鋼の顕微鏡金属組織を示す写真;および第3図お
よび第4図は、実施例1の結果を示すグラフである。
Claims (4)
- (1)重量%で、 C:0.15〜0.27%、Si:0.01〜0.15
%、Mn:0.4〜1.25%、Ti:0.004〜0
.027%N:0.0015〜0.007%、Al:0
.001〜0.015%O:0.005%以下、 Feおよび不可避不純物:残部 より成る組成を有するとともに Ti/N=1〜5、C+Si/30+Mn/6≦0.4
4%なる関係を満足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溶接用鋼。 - (2)前記鋼がさらに、重量%で、 Nb:0.005〜0.04%、 および/または B:0.0003〜0.0013% をさらに含む、ことを特徴とする請求項(1)記載の溶
接熱影響部の低温靭性に優れた溶接用鋼。 - (3)前記鋼がさらに、重量%で、 Cu:0.7%以下、 Ni:1.0%以下、 Cr:1.0%以下、 Mo:0.5%以下、および V:0.07%以下 のうちの少なくとも1種または2種をさらに含むことを
特徴とする、請求項(1)または(2)に記載の溶接熱
影響部の低温靭性に優れた溶接用鋼。 - (4)請求項(1)〜(3)のいずれかに記載された組
成を有する鋼を、1280℃〜Ac_3点に加熱し、こ
れに圧延加工を施し、850〜680℃にて圧延を終了
し、圧延終了温度から少なくとも500℃以下までを5
0℃/sec以下の冷却速度で冷却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溶接用鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63013761A JPH0621321B2 (ja) | 1988-01-25 | 1988-01-25 | 低温靭性にすぐれた溶接用鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP63013761A JPH0621321B2 (ja) | 1988-01-25 | 1988-01-25 | 低温靭性にすぐれた溶接用鋼とその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01188652A true JPH01188652A (ja) | 1989-07-27 |
JPH0621321B2 JPH0621321B2 (ja) | 1994-03-23 |
Family
ID=11842237
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63013761A Expired - Lifetime JPH0621321B2 (ja) | 1988-01-25 | 1988-01-25 | 低温靭性にすぐれた溶接用鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0621321B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100428579B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-04-28 | 주식회사 포스코 | 용접열 영향부 인성이 우수한 저탄소강판 및 그의 제조방법 |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3336573B2 (ja) * | 1994-11-04 | 2002-10-21 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度フェライト系耐熱鋼およびその製造方法 |
CN110453150B (zh) * | 2019-09-18 | 2020-12-08 | 中天钢铁集团有限公司 | 一种Cr-B系低碳高强度冷镦钢盘条及其制造方法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5913021A (ja) * | 1982-07-12 | 1984-01-23 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高強度高強靭性鋼材の製造方法 |
JPS61238940A (ja) * | 1985-04-12 | 1986-10-24 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた低温強靭鋼 |
JPS6220822A (ja) * | 1985-07-19 | 1987-01-29 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
JPH01180948A (ja) * | 1988-01-12 | 1989-07-18 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼 |
-
1988
- 1988-01-25 JP JP63013761A patent/JPH0621321B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (4)
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