JPH101745A - 超大入熱溶接特性に優れた耐候性鋼 - Google Patents
超大入熱溶接特性に優れた耐候性鋼Info
- Publication number
- JPH101745A JPH101745A JP17068596A JP17068596A JPH101745A JP H101745 A JPH101745 A JP H101745A JP 17068596 A JP17068596 A JP 17068596A JP 17068596 A JP17068596 A JP 17068596A JP H101745 A JPH101745 A JP H101745A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- heat input
- steel
- high heat
- ultra
- toughness
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 溶接施工コスト低減のため、超大入熱溶接可
能な耐候性鋼を提供する。 【解決手段】 重量％でＣ：０．０３〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、
Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．０１０％、Ｃｕ：０．
３０〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１５〜１．００％、Ｃ
ｒ：０．４０〜０．６０％、Ｔｉ：０．００４〜０．０
１５％、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．０
０１６〜０．００６０％、を含有し、かつ、 (7/4)*N+0.0012≦Ti≦4N-0.0024 単位：％ ・・・（１） を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる超大入
熱溶接特性に優れた耐候性鋼、さらに、強度向上元素群
としてＮｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｖの１種または２種以上を含有
する。
能な耐候性鋼を提供する。 【解決手段】 重量％でＣ：０．０３〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、
Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．０１０％、Ｃｕ：０．
３０〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１５〜１．００％、Ｃ
ｒ：０．４０〜０．６０％、Ｔｉ：０．００４〜０．０
１５％、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．０
０１６〜０．００６０％、を含有し、かつ、 (7/4)*N+0.0012≦Ti≦4N-0.0024 単位：％ ・・・（１） を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる超大入
熱溶接特性に優れた耐候性鋼、さらに、強度向上元素群
としてＮｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｖの１種または２種以上を含有
する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、超大入熱溶接特性
に優れた耐候性鋼に関するものである。特に、フェライ
ト相が主体の４００〜５９０Ｎ／ｍｍ2級鋼で有効であ
る。
に優れた耐候性鋼に関するものである。特に、フェライ
ト相が主体の４００〜５９０Ｎ／ｍｍ2級鋼で有効であ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、溶接施工コスト低減のため、溶接
の超大入熱化が進んでいす。しかしながら、耐候性鋼に
はＳｉ、Ｃｒ等の耐候性元素が添加されるため、満足で
きる超大入熱溶接特性を得ることが困難と考えられてい
たこともあり、超大入熱溶接を適用しようとする要求は
あまりなかった。
の超大入熱化が進んでいす。しかしながら、耐候性鋼に
はＳｉ、Ｃｒ等の耐候性元素が添加されるため、満足で
きる超大入熱溶接特性を得ることが困難と考えられてい
たこともあり、超大入熱溶接を適用しようとする要求は
あまりなかった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかるに、鋼橋の低コ
スト化のためには耐候性鋼も含めて超大入熱化は必須の
情勢となってきた。しかしながら、従来の耐候性鋼を１
パスの超大入熱溶接すると溶接継手部の靭性低下が大き
く溶接条件が限定されてきた。そこで、本発明は超大入
熱溶接特性に優れた耐候性鋼を提供することを課題とす
る。
スト化のためには耐候性鋼も含めて超大入熱化は必須の
情勢となってきた。しかしながら、従来の耐候性鋼を１
パスの超大入熱溶接すると溶接継手部の靭性低下が大き
く溶接条件が限定されてきた。そこで、本発明は超大入
熱溶接特性に優れた耐候性鋼を提供することを課題とす
る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、 （ｌ）重量％でＣ ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ
：０．１５〜０．４０％、Ｍｎ ：０．５〜１．６
％、Ｐ ：≦０．０１５％、Ｓ ：≦０．０１０
％、Ｃｕ ：０．３０〜０．５０％、Ｎｉ ：０．０１
５〜１．００％、Ｃｒ ：０．４０〜０．６０％、Ｔｉ
：０．００４〜０．０１５％、Ａｌ ：０．０１０〜
０．０６０％、Ｎ ：０．００１６〜０．００６０
％、を含有し、かつ、 (7/4)*N+0.0012≦Ti≦4N-0.0024 単位：％ ・・・ （１） を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる超大入
熱溶接特性に優れた耐候性鋼。
：０．１５〜０．４０％、Ｍｎ ：０．５〜１．６
％、Ｐ ：≦０．０１５％、Ｓ ：≦０．０１０
％、Ｃｕ ：０．３０〜０．５０％、Ｎｉ ：０．０１
５〜１．００％、Ｃｒ ：０．４０〜０．６０％、Ｔｉ
：０．００４〜０．０１５％、Ａｌ ：０．０１０〜
０．０６０％、Ｎ ：０．００１６〜０．００６０
％、を含有し、かつ、 (7/4)*N+0.0012≦Ti≦4N-0.0024 単位：％ ・・・ （１） を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる超大入
熱溶接特性に優れた耐候性鋼。
【０００５】（２）上記（１）記載の鋼にさらに、介在
物形態制御群として、Ｃａ ：０．００１０〜０．００
４０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、の１種ま
たは２種を含有せしめ、および／または強度向上元素群
としてＮｂ ：０．００２〜０．０１５％、Ｂ ：
０．０００３〜０．００１５％、Ｍｏ ：０．０２〜
０．１５％、Ｖ ：０．０１〜０．０３％、の１種ま
たは２種以上を含有せしめたことを特徴とする超大入熱
溶接特性に優れた耐候性鋼。
物形態制御群として、Ｃａ ：０．００１０〜０．００
４０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、の１種ま
たは２種を含有せしめ、および／または強度向上元素群
としてＮｂ ：０．００２〜０．０１５％、Ｂ ：
０．０００３〜０．００１５％、Ｍｏ ：０．０２〜
０．１５％、Ｖ ：０．０１〜０．０３％、の１種ま
たは２種以上を含有せしめたことを特徴とする超大入熱
溶接特性に優れた耐候性鋼。
【０００６】
【発明の実施の形態】本発明者らは、多数の実験の結果
得られた知見の基づき、耐候性と超大入熱特性（特に、
板厚方向に１パス溶接が可能な入熱７０ｋＪ／ｃｍ以上
の大入熱溶接に好適）の両者を満足する鋼を初めて見い
だしたものである。
得られた知見の基づき、耐候性と超大入熱特性（特に、
板厚方向に１パス溶接が可能な入熱７０ｋＪ／ｃｍ以上
の大入熱溶接に好適）の両者を満足する鋼を初めて見い
だしたものである。
【０００７】本発明の基本技術思想は、特に４００〜５
９０Ｎ／ｍｍ2級鋼において超大入熱特性と耐候性を両
立するために、Ｔｉ、Ｎ含有量を特定し、大入熱溶接影
響部（ＨＡＺ）でＴｉＮフェライト粒生成効果を発揮し
つつ、Ｎｉを母材とＨＡＺに所定量含有せしめることで
ある。即ち、超大入熱靭性を向上するためには耐候性元
素群である、Ｐ、Ｓｉ、Ｃｒの添加を抑制し、これらに
代わる耐候性元素としてＮｉの添加が必須であることを
見いだした。さらに、Ｎｉ添加だけでは耐候性鋼のＨＡ
Ｚ部の組織制御が十分ではなく超大入熱靭性が低下する
場合があるので、Ｔｉとの複合が必須であること、Ｎｉ
添加によるＨＡＺ部のフェライト安定性の低下に起因す
ると本発明者らは考えているが、Ｔｉ、Ｎの範囲は従来
の普通鋼とは異なる領域で超大入熱特性と耐候性が満足
できることを見入だしたものである。
９０Ｎ／ｍｍ2級鋼において超大入熱特性と耐候性を両
立するために、Ｔｉ、Ｎ含有量を特定し、大入熱溶接影
響部（ＨＡＺ）でＴｉＮフェライト粒生成効果を発揮し
つつ、Ｎｉを母材とＨＡＺに所定量含有せしめることで
ある。即ち、超大入熱靭性を向上するためには耐候性元
素群である、Ｐ、Ｓｉ、Ｃｒの添加を抑制し、これらに
代わる耐候性元素としてＮｉの添加が必須であることを
見いだした。さらに、Ｎｉ添加だけでは耐候性鋼のＨＡ
Ｚ部の組織制御が十分ではなく超大入熱靭性が低下する
場合があるので、Ｔｉとの複合が必須であること、Ｎｉ
添加によるＨＡＺ部のフェライト安定性の低下に起因す
ると本発明者らは考えているが、Ｔｉ、Ｎの範囲は従来
の普通鋼とは異なる領域で超大入熱特性と耐候性が満足
できることを見入だしたものである。
【０００８】ＴｉとＮは共存することによって通常の普
通鋼（耐候性を有しない鋼）、超大入熱特性を著しく改
善させることが知られている。今回、耐候性鋼の超大入
熱靭性について詳細に調べた結果、図１に示すようにＴ
ｉ、Ｎの少ない領域では許容範囲が狭く、多くなるに従
って広くなり、下記条件式（１）を満足する範囲で大入
熱靭性が良好なことが明らかになった。この条件式は、
Ｔｉ、Ｎの絶対量が少ないときは、良好な超大入熱継手
靭性を示す領域が狭く、Ｔｉ、Ｎ量が多くなると、良好
な大入熱継手靭性を示す領域が広くなることを示してい
る。即ち、耐候性鋼では、普通鋼に比べて、超大入熱靭
性に不利な元素が耐候性の点から含まれるため、Ｔｉ、
Ｎの絶対量が少ないときは、ＴｉＣが析出したり過剰Ｎ
が存在しやすい領域では大入熱靭性が著しく低下するの
である。
通鋼（耐候性を有しない鋼）、超大入熱特性を著しく改
善させることが知られている。今回、耐候性鋼の超大入
熱靭性について詳細に調べた結果、図１に示すようにＴ
ｉ、Ｎの少ない領域では許容範囲が狭く、多くなるに従
って広くなり、下記条件式（１）を満足する範囲で大入
熱靭性が良好なことが明らかになった。この条件式は、
Ｔｉ、Ｎの絶対量が少ないときは、良好な超大入熱継手
靭性を示す領域が狭く、Ｔｉ、Ｎ量が多くなると、良好
な大入熱継手靭性を示す領域が広くなることを示してい
る。即ち、耐候性鋼では、普通鋼に比べて、超大入熱靭
性に不利な元素が耐候性の点から含まれるため、Ｔｉ、
Ｎの絶対量が少ないときは、ＴｉＣが析出したり過剰Ｎ
が存在しやすい領域では大入熱靭性が著しく低下するの
である。
【０００９】 (7/4)*N+0.0012≦Ti≦4N-0.0024 単位：％ ・・・ （１） また、Ｔｉ：０．００４％未満、Ｎ：０．００１６％未
満ではフェライト生成能力を有するＴｉＮ析出物の存在
量が少ないため、超大入熱靭性が不十分であり、Ｔｉ：
０．０１５％超、Ｎ：０．００６０％超では粗大な析出
物が存在し易くなり継手靭性が低下してしまうため、Ｔ
ｉ：０．００４〜０．０１５％、Ｎ：０．００１６〜
０．００６０％の範囲とした。
満ではフェライト生成能力を有するＴｉＮ析出物の存在
量が少ないため、超大入熱靭性が不十分であり、Ｔｉ：
０．０１５％超、Ｎ：０．００６０％超では粗大な析出
物が存在し易くなり継手靭性が低下してしまうため、Ｔ
ｉ：０．００４〜０．０１５％、Ｎ：０．００１６〜
０．００６０％の範囲とした。
【００１０】Ｎｉは耐候性鋼において超大入熱特性を向
上させるために、前記のＴｉ、Ｎの特定とともに本発明
鋼の必須元素である、Ｎｉは鋼マトリックスの母材靭性
向上に効果大きく、耐候性元素であるＣｕ、Ｃｒ、Ｓｉ
などによる超大入熱継手靭性低下の影響を低減する効果
があるが、ＨＡＺの組織制御なしでのマトリックスの靭
性のみでは十分な超大入熱靭性を得ることは困難であ
る。さらに、Ｎｉは耐候性向上にも効果が大きく、Ｎｉ
無しでは、超大入熱継手靭性が不足するばかりではな
く、耐候性も不十分になる。両者に効果のある下限は
０．１５％である、添加量が増える程有効であり、なる
べく多く添加するが、高価な元素であり、かつ過剰添加
ではＴｉＮによるフェライト生成能力が相対的に低下
し、Ｎｉ添加の効果が飽和するため、上限を１．００％
とする。
上させるために、前記のＴｉ、Ｎの特定とともに本発明
鋼の必須元素である、Ｎｉは鋼マトリックスの母材靭性
向上に効果大きく、耐候性元素であるＣｕ、Ｃｒ、Ｓｉ
などによる超大入熱継手靭性低下の影響を低減する効果
があるが、ＨＡＺの組織制御なしでのマトリックスの靭
性のみでは十分な超大入熱靭性を得ることは困難であ
る。さらに、Ｎｉは耐候性向上にも効果が大きく、Ｎｉ
無しでは、超大入熱継手靭性が不足するばかりではな
く、耐候性も不十分になる。両者に効果のある下限は
０．１５％である、添加量が増える程有効であり、なる
べく多く添加するが、高価な元素であり、かつ過剰添加
ではＴｉＮによるフェライト生成能力が相対的に低下
し、Ｎｉ添加の効果が飽和するため、上限を１．００％
とする。
【００１１】Ｃは強度確保上必要であり０．０３％以上
とするが、０．１０％を超えるとフェライト生成能力を
有するＴｉＮが生成しにくくなるとともに大入熱継手部
のマトリックス靭性が低下し、超大入熱靭性を著しく阻
害するため上限を０．１０％とする。
とするが、０．１０％を超えるとフェライト生成能力を
有するＴｉＮが生成しにくくなるとともに大入熱継手部
のマトリックス靭性が低下し、超大入熱靭性を著しく阻
害するため上限を０．１０％とする。
【００１２】Ｓｉは脱酸元素および耐候性元素として
０．１５％以上添加するが、添加量が高いと、ＴｉＮに
より生成されたフェライトから排出されたＣによって溶
接継手部に高炭素島状マルテンサイト（Ｍ*）が生成
し、大入熱特性が低下するため、上限を０．４０％とし
た。
０．１５％以上添加するが、添加量が高いと、ＴｉＮに
より生成されたフェライトから排出されたＣによって溶
接継手部に高炭素島状マルテンサイト（Ｍ*）が生成
し、大入熱特性が低下するため、上限を０．４０％とし
た。
【００１３】Ｍｎは強度を確保するのに有効であるため
０．５％以上添加するが、１．６％を超えると超大入熱
溶接時の冷却過程にＭ*の生成が増加するので、超大入
熱特性が低下するため、上限を１．６％とした。
０．５％以上添加するが、１．６％を超えると超大入熱
溶接時の冷却過程にＭ*の生成が増加するので、超大入
熱特性が低下するため、上限を１．６％とした。
【００１４】Ｐは耐候性上有効な元素であるが、超大入
熱特性に対して有害であり、０．０１５％を超えると継
手部フェライト相の靭性を著しく阻害するため０．０１
５％以下とし、耐候性は他元素で確保することとする。
熱特性に対して有害であり、０．０１５％を超えると継
手部フェライト相の靭性を著しく阻害するため０．０１
５％以下とし、耐候性は他元素で確保することとする。
【００１５】Ｓは不純物元素として含まれるが、特に
０．０１０％を超えると介在物が増加するとともに継手
部フェライト相の靭性を著しく阻害し、超大入熱特性が
低下するため、上限を０．０１０％とした。
０．０１０％を超えると介在物が増加するとともに継手
部フェライト相の靭性を著しく阻害し、超大入熱特性が
低下するため、上限を０．０１０％とした。
【００１６】Ｃｕは耐候性上有効な元素であり、０．３
０％以上を添加する。しかしながら、０．５０％を超え
るといかにＴｉＮがあっても超大入熱ＨＡＺで有効なフ
ェライト生成能力を有しないので超大入熱特性が低下す
るため、上限を０．５０％とした。
０％以上を添加する。しかしながら、０．５０％を超え
るといかにＴｉＮがあっても超大入熱ＨＡＺで有効なフ
ェライト生成能力を有しないので超大入熱特性が低下す
るため、上限を０．５０％とした。
【００１７】Ｃｒも耐候性上有効な元素であり、０．４
０％以上添加する。しかしながら、継手靭性にはＴｉＮ
のフェライト生成能力を低減せしめる点で有害な元素で
特に０．６０％を超えると超大入熱特性が低下するた
め、上限を０．６０％とした。
０％以上添加する。しかしながら、継手靭性にはＴｉＮ
のフェライト生成能力を低減せしめる点で有害な元素で
特に０．６０％を超えると超大入熱特性が低下するた
め、上限を０．６０％とした。
【００１８】Ａｌについては脱酸元素として必要である
が、添加量が多いと介在物が増加するため、上限を０．
０６０％とした。
が、添加量が多いと介在物が増加するため、上限を０．
０６０％とした。
【００１９】Ｃａ、ＲＥＭはともに介在物の形態を制御
して、板厚方向の引張特性を改善し、ラメラーティアの
軽減に有効である。このために、Ｃａは０．００１０％
以上、ＲＥＭは０．０００５％以上含有するが、添加量
が多すぎると介在物が増加して本発明の鋼組成では超大
入熱ＨＡＺでのＴｉＮによる組織制御が困難になるの
で、Ｃａは０．００４０％以下、ＲＥＭは０．０１％以
下が好ましい。
して、板厚方向の引張特性を改善し、ラメラーティアの
軽減に有効である。このために、Ｃａは０．００１０％
以上、ＲＥＭは０．０００５％以上含有するが、添加量
が多すぎると介在物が増加して本発明の鋼組成では超大
入熱ＨＡＺでのＴｉＮによる組織制御が困難になるの
で、Ｃａは０．００４０％以下、ＲＥＭは０．０１％以
下が好ましい。
【００２０】次に、第二選択元素である強度向上元素群
のＮｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｖの限定理由について述べる。
のＮｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｖの限定理由について述べる。
【００２１】Ｎｂは、母材強度を上昇させる効果があり
厚手材、高強度材などに対して０．００２％以上添加す
ることが好ましいが、含有量が多くなると、本願発明の
成分系では大入熱ＨＡＺでＮｂ炭窒化物の形成が促進さ
れ、有効ＴｉＮが減少し、Ｎｉを含有していても超大入
熱継手靭性を著しく低下させるため上限を０．０１５％
とする。
厚手材、高強度材などに対して０．００２％以上添加す
ることが好ましいが、含有量が多くなると、本願発明の
成分系では大入熱ＨＡＺでＮｂ炭窒化物の形成が促進さ
れ、有効ＴｉＮが減少し、Ｎｉを含有していても超大入
熱継手靭性を著しく低下させるため上限を０．０１５％
とする。
【００２２】Ｂは母材強度を上昇させる効果があり高強
度材などに対して０．０００３％以上添加するが、含有
量が多すぎると超大入熱継手靭性を著しく低下させるた
め上限を０．０１５％とする。
度材などに対して０．０００３％以上添加するが、含有
量が多すぎると超大入熱継手靭性を著しく低下させるた
め上限を０．０１５％とする。
【００２３】Ｍｏは、母材強度を上昇させる効果があり
厚手材、高強度材などに対して０．０２％以上添加する
が、含有量が多くなると、溶接継手部に上部ベイナイ
ト、島状マルテンサイトなどを生成し、継手靭性を著し
く低下させるため上限を０．１５％とする。
厚手材、高強度材などに対して０．０２％以上添加する
が、含有量が多くなると、溶接継手部に上部ベイナイ
ト、島状マルテンサイトなどを生成し、継手靭性を著し
く低下させるため上限を０．１５％とする。
【００２４】Ｖも母材強度を上昇させる効果があり高強
度材などに対して０．０１％以上添加するが、含有量が
多くなると、溶接継手部に上部ベイナイト、島状マルテ
ンサイトなどを生成し、ＴｉＮによるフェライト生成や
Ｎｉ含有による大入熱ＨＡＺマトリックスの靭性向上が
十分に作用せず継手靭性を著しく低下させるため上限を
０．０３％とする。
度材などに対して０．０１％以上添加するが、含有量が
多くなると、溶接継手部に上部ベイナイト、島状マルテ
ンサイトなどを生成し、ＴｉＮによるフェライト生成や
Ｎｉ含有による大入熱ＨＡＺマトリックスの靭性向上が
十分に作用せず継手靭性を著しく低下させるため上限を
０．０３％とする。
【００２５】その他の不純物元素としてはＨは０．００
０５％以下、Ｏは０．００５％以下が好ましい。これは
Ｈが高いと母材の内部欠陥、超大入熱継手部の割れを助
長し易く、Ｏが高いと鋼中の酸素系介在物が増えフェラ
イト生成能力を有するＴｉＮの形成が制御されるので超
大入熱継手部の靭性も低下させるためである。
０５％以下、Ｏは０．００５％以下が好ましい。これは
Ｈが高いと母材の内部欠陥、超大入熱継手部の割れを助
長し易く、Ｏが高いと鋼中の酸素系介在物が増えフェラ
イト生成能力を有するＴｉＮの形成が制御されるので超
大入熱継手部の靭性も低下させるためである。
【００２６】本発明の鋼とは、板厚が６ｍｍ以上であれ
ば、厚板、鋼管、型鋼、条鋼等いずれの断面形状であっ
てもかまわないが、特に厚板においては超大入熱溶接の
効果を享受し易い。
ば、厚板、鋼管、型鋼、条鋼等いずれの断面形状であっ
てもかまわないが、特に厚板においては超大入熱溶接の
効果を享受し易い。
【００２７】
【実施例】次に本発明の実施例と比較例を挙げる。表１
及び表２は化学成分と超大入熱靭性、耐候性について記
述したものである。
及び表２は化学成分と超大入熱靭性、耐候性について記
述したものである。
【００２８】本発明法を適用して得た厚鋼板Ｃ１〜Ｃ１
１はいずれも優れた超大入熱継手靭性と耐候性を有して
いる。
１はいずれも優れた超大入熱継手靭性と耐候性を有して
いる。
【００２９】これに対し、比較例のＡ１〜Ａ１１ではそ
れぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、
Ｂ、Ｃ、Ｍｏの含有量が多いためいずれも超大入熱継手
靭性が悪い。また、Ａ１２〜Ａ１４はそれぞれ、Ｃｕ、
Ｃｒ、Ｎｉの含有量が少ないためいずれも耐候性が不十
分である。さらに、Ａ１４はＮｉの含有量が少ないため
超大入熱継手靭性も不十分である。
れぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、
Ｂ、Ｃ、Ｍｏの含有量が多いためいずれも超大入熱継手
靭性が悪い。また、Ａ１２〜Ａ１４はそれぞれ、Ｃｕ、
Ｃｒ、Ｎｉの含有量が少ないためいずれも耐候性が不十
分である。さらに、Ａ１４はＮｉの含有量が少ないため
超大入熱継手靭性も不十分である。
【００３０】一方、Ｂ１〜Ｂ３はＴｉ、Ｎの含有量が式
（１）を満足しておらず、いずれも超大入熱継手靭性が
悪い。
（１）を満足しておらず、いずれも超大入熱継手靭性が
悪い。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【発明の効果】以上の如く、本発明によれば、従来５０
ｋＪ／ｃｍ程度の中入熱溶接しかできなかった耐候性鋼
において、３５０ｋＪ／ｃｍ程度の超大入熱溶接が可能
になり、鋼橋を初めとする耐候性鋼の施工コストを著し
く減少し、社会的貢献の大きいものである。
ｋＪ／ｃｍ程度の中入熱溶接しかできなかった耐候性鋼
において、３５０ｋＪ／ｃｍ程度の超大入熱溶接が可能
になり、鋼橋を初めとする耐候性鋼の施工コストを著し
く減少し、社会的貢献の大きいものである。
【図１】Ｔｉ、Ｎの本発明の領域を示す説明図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％でＣ ：０．０３〜０．１０
％、 Ｓｉ ：０．１５〜０．４０％、 Ｍｎ ：０．５〜１．６％、 Ｐ ：≦０．０１５％、 Ｓ ：≦０．０１０％、 Ｃｕ ：０．３０〜０．５０％、 Ｎｉ ：０．０１５〜１．００％、 Ｃｒ ：０．４０〜０．６０％、 Ｔｉ ：０．００４〜０．０１５％、 Ａｌ ：０．０１０〜０．０６０％、 Ｎ ：０．００１６〜０．００６０％、を含有し、か
つ、 (7/4)*N+0.0012≦Ti≦4N-0.0024 単位：％ ・・・ （１） を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる超大入
熱溶接特性に優れた耐候性鋼。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼にさらに、介在物形態
制御群として、 Ｃａ ：０．００１０〜０．００４０％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、の１種または２種
を含有せしめたことを特徴とする超大入熱溶接特性に優
れた耐候性鋼。 - 【請求項３】 請求項１記載の鋼にさらに、強度向上元
素群として、 Ｎｂ ：０．００２〜０．０１５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００１５％、 Ｍｏ ：０．０２〜０．１５％、 Ｖ ：０．０１〜０．０３％、の１種または２種以上
を含有せしめたことを特徴とする超大入熱溶接特性に優
れた耐候性鋼。 - 【請求項４】 請求項１記載の鋼にさらに、介在物形態
制御群として、 Ｃａ ：０．００１０〜０．００４０％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、の１種または２種
を含有するとともに、強度向上元素群としてＮｂ ：
０．００２〜０．０１５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００１５％、 Ｍｏ ：０．０２〜０．１５％、 Ｖ ：０．０１〜０．０３％、の１種または２種以上
を含有せしめたことを特徴とする超大入熱溶接特性に優
れた耐候性鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17068596A JPH101745A (ja) | 1996-06-11 | 1996-06-11 | 超大入熱溶接特性に優れた耐候性鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17068596A JPH101745A (ja) | 1996-06-11 | 1996-06-11 | 超大入熱溶接特性に優れた耐候性鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH101745A true JPH101745A (ja) | 1998-01-06 |
Family
ID=15909502
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17068596A Pending JPH101745A (ja) | 1996-06-11 | 1996-06-11 | 超大入熱溶接特性に優れた耐候性鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH101745A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003072841A1 (fr) * | 2002-02-27 | 2003-09-04 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier resistante a la corrosion atmospherique, presentant une resistance elevee et une excellente formabilite par pliage, et procede de production de ladite tole d'acier |
| JP2006123900A (ja) * | 2004-10-28 | 2006-05-18 | Bos Gmbh & Co Kg | 段差のないウィンドウシェード装置 |
| CN100422373C (zh) * | 2005-12-22 | 2008-10-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度低合金耐大气腐蚀钢及其生产方法 |
| JP2016509630A (ja) * | 2013-03-28 | 2016-03-31 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 高靱性の低合金耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
-
1996
- 1996-06-11 JP JP17068596A patent/JPH101745A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003072841A1 (fr) * | 2002-02-27 | 2003-09-04 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier resistante a la corrosion atmospherique, presentant une resistance elevee et une excellente formabilite par pliage, et procede de production de ladite tole d'acier |
| CN1297681C (zh) * | 2002-02-27 | 2007-01-31 | 新日本制铁株式会社 | 弯曲加工性优良的耐候性高强度钢板及其制造方法 |
| JP2006123900A (ja) * | 2004-10-28 | 2006-05-18 | Bos Gmbh & Co Kg | 段差のないウィンドウシェード装置 |
| CN100422373C (zh) * | 2005-12-22 | 2008-10-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度低合金耐大气腐蚀钢及其生产方法 |
| JP2016509630A (ja) * | 2013-03-28 | 2016-03-31 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 高靱性の低合金耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| US10494706B2 (en) | 2013-03-28 | 2019-12-03 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | High-toughness low alloy wear-resistant steel sheet and method of manufacturing method thereof the same |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5079419B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性が優れた溶接構造物用鋼とその製造方法および溶接構造物の製造方法 | |
| JP4071906B2 (ja) | 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法 | |
| KR100260578B1 (ko) | 입열 500kj/cm이상의 대입열 용접용강 및 그 제조방법 | |
| JP2006241551A (ja) | 溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板 | |
| US6344093B1 (en) | High tensile strength steel product for high heat input welding, having excellent toughness in heat-affected zone | |
| JP4112733B2 (ja) | 強度および低温靭性に優れた５０キロ（４９０ＭＰａ）ないし６０キロ（５８８ＭＰａ）級の厚手高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS58100625A (ja) | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4133175B2 (ja) | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH101745A (ja) | 超大入熱溶接特性に優れた耐候性鋼 | |
| JP3599556B2 (ja) | 母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP5509945B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 | |
| JP3468168B2 (ja) | 経済性および靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JP3850913B2 (ja) | 優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製造法 | |
| JP5862592B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板 | |
| JP4655372B2 (ja) | 高い降伏点を有する高張力鋼材の製造方法 | |
| JP5509946B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 | |
| JP3444244B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JP2005200716A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 | |
| JP3852295B2 (ja) | 超大入熱溶接特性に優れた鋼材 | |
| JP4259374B2 (ja) | 低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2653616B2 (ja) | 低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造方法 | |
| JPS6293312A (ja) | 応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法 | |
| JP3598600B2 (ja) | 高強度高靱性を有する溶接金属とその形成方法 | |
| JP2777538B2 (ja) | 溶接性とＨＡＺ靭性の優れた６９０Ｎ／ｍｍ２以上の高張力鋼板 |