JPH0621321B2 - 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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- JPH0621321B2 JPH0621321B2 JP63013761A JP1376188A JPH0621321B2 JP H0621321 B2 JPH0621321 B2 JP H0621321B2 JP 63013761 A JP63013761 A JP 63013761A JP 1376188 A JP1376188 A JP 1376188A JP H0621321 B2 JPH0621321 B2 JP H0621321B2
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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
に従来に比較してC 量を高くしたにも関わらず溶接部靭
性を改善した鋼とその製造方法に関する。
に従来に比較してC 量を高くしたにも関わらず溶接部靭
性を改善した鋼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、例えば特開昭57-140858号、同60-204863号、同60
-245768号、溶接性を考慮した鋼材のC 含有量の上限
は、ほぼ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。
-245768号、溶接性を考慮した鋼材のC 含有量の上限
は、ほぼ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。
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、経済的でない面が多
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、経済的でない面が多
く、製造コストの上昇は免れない。
（発明が解決しようとする課題） そこで、本発明の目的は、従来の底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、HAZ（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鋼材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、HAZ（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鋼材とその製造方法を提供する
ことである。
すなわち、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：0.20 ％超0.27％以下と従来に
なくＣ量を上昇させるとともに、HAZ 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：0.20 ％超0.27％以下と従来に
なくＣ量を上昇させるとともに、HAZ 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、Ｃ量のみの
増加であればHAZ 靭性は単調に劣化する。
増加であればHAZ 靭性は単調に劣化する。
(2)HAZ 靭性改善方法として、劣化の主因子である島状
マルテンサイトを低減させること、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。
マルテンサイトを低減させること、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Al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。
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 ：0.20 ％超0.27％以下、 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≦0.44％ なる関係を満足する鋼組成を有する低温靭性にすぐれた
溶接用鋼であり、またそのような鋼組成（ただしＣ：0.
15〜0.27％を有する鋼を、1280℃〜Ac3 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50℃/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である。
溶接用鋼であり、またそのような鋼組成（ただしＣ：0.
15〜0.27％を有する鋼を、1280℃〜Ac3 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50℃/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。
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
が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、つ
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
が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、つ
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0.20％超に設定するが、製造
方法の場合にはC：0.15〜0.27％とする。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、製造方法としては、 Ｃ：0.15 〜0.21％である。
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0.20％超に設定するが、製造
方法の場合にはC：0.15〜0.27％とする。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、製造方法としては、 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、0.01％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、HA
Z 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。
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、HA
Z 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。
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TiN形成が不
足する。Ti0.027 ％超では鋼材の靭性劣化が見られる。
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TiN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、溶接数によりTiNは一部溶
解し、ボンド部で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0.007 ％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。
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、溶接数によりTiNは一部溶
解し、ボンド部で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0.007 ％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。
Al： Al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。
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。
Ｏ（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。
響がでてくることから、酸素含有量を0.005 ％以下とし
た。
Ｃ、Si、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Si、Mn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/3
0+Mn/6≦0.40％である。
/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Si、Mn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/3
0+Mn/6≦0.40％である。
次に、本発明において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。
れるが、その限定理由は次の通りである。
Nb： Nbは鋼材の強靭化に有効であり、細粒化効果を呈すが、
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。
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HAZ 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HAZ 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、Mo、V： いずれも強度上昇に有効であるが、添加量が多いと靭性
・溶接性に悪影響を及ぼす。そこで上限を、それぞれ、
0.7 ％、1.0 ％、1.0 ％、0.5 ％、0.07％とした。
・溶接性に悪影響を及ぼす。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
微細フェライト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。
微細フェライト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。
圧延加熱温度： Ac3 点未満では完全にオーステナイト化されない。一
方、1280℃超ではオーステナイト粒の粗大化が生じる。
方、1280℃超ではオーステナイト粒の粗大化が生じる。
圧延仕上温度： 850 ℃超では加工にる微細化が不十分で安定して高靭性
が得られず強度バラツキが大となる。一方、680 ℃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。
が得られず強度バラツキが大となる。一方、680 ℃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。
冷却条件： 50℃/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 ℃超で冷却を停止すると冷却の効果が得
られない。
い。なお、500 ℃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。
る。
実施例１ 第１表に示す鋼１〜25(Ac3点：771〜856 ℃) を圧延加
熱温度1100℃、仕上温度720 ℃で熱間圧延を行い、その
後450 ℃まで15℃/secの冷却速度で冷却し、以下放冷
し、厚さ12、20、30mmの各鋼板を得た。それぞれＸ開先に
よる両面各一層溶接を行った。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、電圧の欄に示すＬおよびＴはleadおよびtrailの略
である。
熱温度1100℃、仕上温度720 ℃で熱間圧延を行い、その
後450 ℃まで15℃/secの冷却速度で冷却し、以下放冷
し、厚さ12、20、30mmの各鋼板を得た。それぞれＸ開先に
よる両面各一層溶接を行った。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、電圧の欄に示すＬおよびＴはleadおよびtrailの略
である。
第１図は溶接ボ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。HAZは点線で示す。
片の採取様子を示す説明図である。HAZ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ヶの最低値を示す。
ネルギ値は３ヶの最低値を示す。
第２図(a)および(b)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(d)はそ
れぞれ第２図(a)および(b)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。
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(d)はそ
れぞれ第２図(a)および(b)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、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。溶接入熱45kJ/cm のとき、vE
-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vE-45 (kgf-m)の値を示す。
第３図にグラフで示す。溶接入熱45kJ/cm のとき、vE
-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vE-45 (kgf-m)の値を示す。
同様に第４図には｛C+Si/30+Mn/6｝の値とvE-45の値と
の関係をグラフで示す。
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。
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、鋼26は
従来例である。
従来例である。
これは鉄研式斜めｙ形溶接割れ試験(JIS Z-3158)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０
℃、50℃と一定に保った恒温恒湿槽内で行った。
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０
℃、50℃と一定に保った恒温恒湿槽内で行った。
実施例３ 第１表の鋼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。
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。
実施例４ 第１表の鋼17(Ac3点817℃）を種々の圧延条件で板厚20m
mに仕上げ母材性能を調査した。
m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。
（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
な鋼であって、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
な鋼であって、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(d)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。
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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭57−140858（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−13021（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−204863（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−245768（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−238940（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−20822（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−180948（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、 C ： 0.20％超0.27％以下、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 ％ 0 ： 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。 - 【請求項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。 - 【請求項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。 - 【請求項４】下記（ｉ）〜（iii）のいずれかに記載さ
れた組成を有する鋼を、1280℃〜Ac3 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50℃／se
c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。 （ｉ）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≦0.44％ なる関係を満足する組成。 （ii） Nb： 0.005〜0.04％、および／または B ： 0.0003 〜0.0013％ をさらに含む（ｉ）の組成。 （iii） 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 （ｉ）または（ii）の組成。
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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1988
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