JPH0116283B2 - - Google Patents
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- JPH0116283B2 JPH0116283B2 JP59275263A JP27526384A JPH0116283B2 JP H0116283 B2 JPH0116283 B2 JP H0116283B2 JP 59275263 A JP59275263 A JP 59275263A JP 27526384 A JP27526384 A JP 27526384A JP H0116283 B2 JPH0116283 B2 JP H0116283B2
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- Japan
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- steel
- toughness
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
大型産業機械、溶接鋼管その他、海洋構造物、
橋粱などの使途に適合すべきり溶接構造物用高張
力鋼材の有利な製造に関しこの明細書に述べる技
術内容は、溶接鋼構造物の大型化にともなう高強
度、高じん性でしかも優れた溶接性の兼備につい
ての要請を満たすための研究の所産を提案すると
ころにある。 ここに溶接性を向上させるためには低Ｃ化が有
効であるが、反面高強度化の要請が損なわれる。 このため、低Ｃ化した場合に他の方法で強度を
補う必要がある。その１つの方法としてCuの析
出硬化作用を利用することができる。 （従来の技術） Cuの析出硬化の利用に関しては例えばASTM
A710や、米国特許第3692514号明細書にその例が
見られる。しかし、Cu析出硬化を利用して高強
度化を図るとき、低温じん性が害われる。 ここに含Cu鋼で低温じん性を確保する１つの
方法としては、Cu析出温度を最硬化条件（例え
ば550℃）より高く（例えば670℃）することが考
えられるが、これではCuの析出による高強度化
の作用が失われて本来の目的が達成され得ない。 （発明が解決しようとする問題点） Cuの析出硬化作用を損なうことなく低温じん
性を著しく改善させることにより、低温じん性お
よび溶接性に優れた、YP：49Kgｆ／mm2以上の高
張力鋼の有利な製造方法を確保することがここに
述べる開発研究の目的である。 （問題点を解決するための手段） (1) 溶接性を向上させるためＣ量を0.01〜0.10wt
％に低減する。 (2) 高強度化するため、Cuを0.7〜1.5wt％含有さ
せる。 (3) 上記Cuの含有の下で析出硬化処理に由来す
るじん性劣化を防ぎ、低温じん性は向上させる
ために、制御圧延を行う。 以上は上記問題解決のための基本の要因であつ
て、この圧延のあと、そのまま、または、再加熱
焼入れもしくは直接焼入れの適切な組合わせを経
てすなわち上記したこの発明の目的とするところ
は、 Ｃ：0.0〜0.10wt％、Si：0.40wt％以下 Mn：0.5〜2.0wt％、Cu：0.7〜1.5wt％ Ni：0.5〜2.0wt％、Nb：0.005〜0.06wt％ およびAl：0.01〜0.10wt％を 含有する組成又はさらにCr及び／又はMo：
1.0wt％以下を含有する組成とした上でこれらの
鋼に、900℃以下700℃以上で30％以上の圧下を加
えて圧延を終了するまでの工程は共通するが、 その後500℃〜650℃の範囲でCu析出処理を
施すこと、 圧延を終了して一たん冷却したのち、AC3〜
AC3＋30℃の範囲に再加熱後、水冷してその後
に500℃〜650℃の範囲でCu析出処理を施すこ
と、又は、 圧延を終了してから直ちに平均冷却速度2.5
℃／ｓ以上で室温まで冷却して、その後に500
℃〜650℃の範囲でCu析出処理を施すことかの
何れかの過程を経ることによりによつて達成さ
れ、低温じん性および溶接性に優れた溶接構造
物用高張力鋼の製造が安定に可能となる。 （作用） Ｃ量は0.01wt％以上0.10wt％以下であつて各発
明を通じた特徴の一つである。Ｃ量は0.01wt％未
満では必要強度が得られず0.10wt％をこえると、
溶接性が損なわれからである。 Siは鋼精錬時の脱酸上不可欠の元素であり、ま
た安価な鋼強化元素でもあるが、0.60wt％を超え
ると鋼の清浄度が損なわれて溶接性やじん性の低
下をもたらす。一方0.02wt％未満では上記の効果
が得られない。従つて、Siの範囲を0.02wt％〜
0.6wt％とした。 Mnはじん性を低下させることなく強度を高め
る元素であり、そのためには0.5wt％以上の添加
が必要である。しかし、2.0wt％を超えると溶接
性が損なわれる。従つてMnの添加範囲を0.5〜
2.0wt％とした。 Cuの含有も各発明を通した特徴の一つであり、
その析出硬化作用を利用して高強度を達成する。
ここにCuが0.7wt％未満では析出硬化作用がなく
一方、1.5wt％をこえると低温じん性が損なわれ
る。したがつてCu含有量を0.7wt％〜1.5wt％に
限定した。 Niは、Cuの含有による熱間加工性の低下を防
ぐ作用があり、また低温じん性を改善させる効果
を0.5％以上にてあらわすが、2.0wt％をこえる過
剰な添加による効果の増強はないので経済的でな
い。 Nbは制御圧延による微粒化作用をもたらす元
素である。しかし、0.005wt％未満ではその作用
が十分でなくまた0.06wt％を越えると低温じん性
を損なう。 Alは脱酸およびオーステナイトの微粒化のた
めに必要な元素であり、そのためには0.010wt％
以上必要であるが0.10wt％をこえると鋼の清浄度
を害する。 以上の元素の他に、さらに高強度化するために
Cr，Moの１種または２種を添加することができ
る。これらの元素は固溶硬化、析出硬化あるいは
焼入性を増加させることにより強度を上昇させ
る。しかし、それぞれ1.0wt％、を越えるとじん
性を損なうので、上限を規制した。 これらの他の成分として強度上昇のため
V0.001〜0.10wt％、B0.0005〜0.0025wt％、溶接
性の改善のためにTi0.003〜0.05wt％、介在物形
状制御のためにCa，REM0.05〜0.10％、などを
添加しても効果は損なわれない。 Ｐ，Ｓは母材および溶接部じんせいを著しく損
なう不純物元素であるが不可避的な混入はやむを
得ないので実害を生じない限度としてそれぞれ
0.015wt％以下、0.010wt％以下ならば許容され
る。 つぎに圧延条件について述べる。 圧延仕上温度は900℃以下とする。900℃をこえ
る温度では粒が粗大化しじん性が劣化する。また
圧延仕上げ温度を700℃よりも低くするとじん性
がそこなわれるため下限を700℃とした。この温
度域での圧下は30％以上を要し、30％未満では十
分な細粒組織が得られない。 Cu析出処理は500℃〜650℃の温度で行う、500
℃〜600℃に限定した理由はこの温度範囲外では
Cuの析出硬化作用が損なわれるからである。 このCu析出処理に先立つて、制御圧延のあと
再加熱焼入れを施す場合、その再加熱温度はAC3
〜AC3＋30℃として水冷を行うことが焼入後の組
織を微細化するために必要である。また制御圧延
の終了後に直接焼入れを行うときその冷却速度は
2.5℃／sec以上とする。その理由は2.5／secより
遅い冷却では高強度が得られないからである。 （実施例） 実施例 １ 供試鋼の化学組成を表１に示す。 【表】 【表】 各供試鋼を、オーステナイト域に加熱し、仕上
温度800℃で25mmまで圧延（圧下率75％）し、そ
の後600℃で１時間のCu析出処理を行つた。 そのときの強度とじん性を表２に示す、なお表
２には圧延を920℃で仕上げたときのデータを付
記した。 【表】 第１、第２各発明により優れた強度および低温
じん性が得られることがわかる。 次に供試鋼（Ｅ）について圧延終了温度を650
〜950℃の範囲の種々な温度に変えて上記Cu析出
処理後のじん性値vE―60に及ぼす影響を調べ第
１図の成績を得た。またさらに圧延終了温度を
850℃とした場合についてCu析出処理を450〜675
℃の種々な条件に変えY.S.に及ぼす影響を調べて
第２図の成績を得た。 実施例 ２ 供試鋼の化学組成を比較例とともに表３に示
す。 【表】 り、(S)、(T)鋼は比較のための成分例であ
る。
各供試鋼をオーステナイト域に加熱し、仕上温
度800℃で25mmまで圧延（圧下率75％）し、空冷
後、900℃に加熱し焼入れ処理した。その後550℃
で１時間Cuの析出処理を行つた。そのときの強
度とじん性を表４において太線区画で囲つて第
３，４各発明に従う成績を区別して示す。 なお表４には920℃で圧延を終了し、焼入温度
を960℃としたときのデータも付記した。 【表】 【表】 第３，４各発明によつても優れた強度および低
温じん性が得られることがわかる。 次に供試鋼Ｊについて焼入れ温度のみを800℃
〜1000℃の範囲の種々な温度に変えて上記した
Cu析出処理の後の低温じん性との関係を第３図
に示した。さらに焼入れ温度を900℃としたとき
におけるCu析出処理温度のY.S.に及ぼす影響を
第４図に示した。 実施例 ３ 次に表３に化学組成を示した各供試鋼をオース
テナイト域に加熱し、仕上温度800℃で25mmまで
に圧延（圧下率75％）しその後直ちに水焼入れし
た。その後550℃で１時間のCu析出処理を行つ
た。 そのときの強度、じん性を表５に示す。なお表
５には920℃で圧延を終了し直接焼入したときの
比較データを付記した。 【表】 第５，６各発明により、優れた強度および低温
じん性が得られることがわかる。 第５図、第６図にCu含有量によるY.S，T.S.の
依存性、Ni含有量のvTrsに及びす影響を示し、
第７図にて供試鋼Ｐにつき、Cu析出処理温度を
400〜700℃に変えたときのY.S.に及ぼす影響を示
した。 （発明の効果） 第１〜第６発明の何れにあつてもＣを0.01〜
0.10wt％に低減し、Cuを0.7〜1.5wt％添加含有す
る特色のもとで成分組成範囲を特定した鋼を仕上
温度900〜700℃で圧延したのちには、500〜650℃
でCu析出処理するか、圧延したのち、一たんAC3
〜AC3＋30℃の範囲に再加熱し焼入れを施してか
ら、500〜650℃でCu析出処理するか、圧延した
後直ちに焼入れを行つてから500〜650℃の温度で
Cu析出処理するかの何れかにより、溶接性を損
なうことなく優れた強度および低温じん性を有す
る鋼を安定して製造することができた。
橋粱などの使途に適合すべきり溶接構造物用高張
力鋼材の有利な製造に関しこの明細書に述べる技
術内容は、溶接鋼構造物の大型化にともなう高強
度、高じん性でしかも優れた溶接性の兼備につい
ての要請を満たすための研究の所産を提案すると
ころにある。 ここに溶接性を向上させるためには低Ｃ化が有
効であるが、反面高強度化の要請が損なわれる。 このため、低Ｃ化した場合に他の方法で強度を
補う必要がある。その１つの方法としてCuの析
出硬化作用を利用することができる。 （従来の技術） Cuの析出硬化の利用に関しては例えばASTM
A710や、米国特許第3692514号明細書にその例が
見られる。しかし、Cu析出硬化を利用して高強
度化を図るとき、低温じん性が害われる。 ここに含Cu鋼で低温じん性を確保する１つの
方法としては、Cu析出温度を最硬化条件（例え
ば550℃）より高く（例えば670℃）することが考
えられるが、これではCuの析出による高強度化
の作用が失われて本来の目的が達成され得ない。 （発明が解決しようとする問題点） Cuの析出硬化作用を損なうことなく低温じん
性を著しく改善させることにより、低温じん性お
よび溶接性に優れた、YP：49Kgｆ／mm2以上の高
張力鋼の有利な製造方法を確保することがここに
述べる開発研究の目的である。 （問題点を解決するための手段） (1) 溶接性を向上させるためＣ量を0.01〜0.10wt
％に低減する。 (2) 高強度化するため、Cuを0.7〜1.5wt％含有さ
せる。 (3) 上記Cuの含有の下で析出硬化処理に由来す
るじん性劣化を防ぎ、低温じん性は向上させる
ために、制御圧延を行う。 以上は上記問題解決のための基本の要因であつ
て、この圧延のあと、そのまま、または、再加熱
焼入れもしくは直接焼入れの適切な組合わせを経
てすなわち上記したこの発明の目的とするところ
は、 Ｃ：0.0〜0.10wt％、Si：0.40wt％以下 Mn：0.5〜2.0wt％、Cu：0.7〜1.5wt％ Ni：0.5〜2.0wt％、Nb：0.005〜0.06wt％ およびAl：0.01〜0.10wt％を 含有する組成又はさらにCr及び／又はMo：
1.0wt％以下を含有する組成とした上でこれらの
鋼に、900℃以下700℃以上で30％以上の圧下を加
えて圧延を終了するまでの工程は共通するが、 その後500℃〜650℃の範囲でCu析出処理を
施すこと、 圧延を終了して一たん冷却したのち、AC3〜
AC3＋30℃の範囲に再加熱後、水冷してその後
に500℃〜650℃の範囲でCu析出処理を施すこ
と、又は、 圧延を終了してから直ちに平均冷却速度2.5
℃／ｓ以上で室温まで冷却して、その後に500
℃〜650℃の範囲でCu析出処理を施すことかの
何れかの過程を経ることによりによつて達成さ
れ、低温じん性および溶接性に優れた溶接構造
物用高張力鋼の製造が安定に可能となる。 （作用） Ｃ量は0.01wt％以上0.10wt％以下であつて各発
明を通じた特徴の一つである。Ｃ量は0.01wt％未
満では必要強度が得られず0.10wt％をこえると、
溶接性が損なわれからである。 Siは鋼精錬時の脱酸上不可欠の元素であり、ま
た安価な鋼強化元素でもあるが、0.60wt％を超え
ると鋼の清浄度が損なわれて溶接性やじん性の低
下をもたらす。一方0.02wt％未満では上記の効果
が得られない。従つて、Siの範囲を0.02wt％〜
0.6wt％とした。 Mnはじん性を低下させることなく強度を高め
る元素であり、そのためには0.5wt％以上の添加
が必要である。しかし、2.0wt％を超えると溶接
性が損なわれる。従つてMnの添加範囲を0.5〜
2.0wt％とした。 Cuの含有も各発明を通した特徴の一つであり、
その析出硬化作用を利用して高強度を達成する。
ここにCuが0.7wt％未満では析出硬化作用がなく
一方、1.5wt％をこえると低温じん性が損なわれ
る。したがつてCu含有量を0.7wt％〜1.5wt％に
限定した。 Niは、Cuの含有による熱間加工性の低下を防
ぐ作用があり、また低温じん性を改善させる効果
を0.5％以上にてあらわすが、2.0wt％をこえる過
剰な添加による効果の増強はないので経済的でな
い。 Nbは制御圧延による微粒化作用をもたらす元
素である。しかし、0.005wt％未満ではその作用
が十分でなくまた0.06wt％を越えると低温じん性
を損なう。 Alは脱酸およびオーステナイトの微粒化のた
めに必要な元素であり、そのためには0.010wt％
以上必要であるが0.10wt％をこえると鋼の清浄度
を害する。 以上の元素の他に、さらに高強度化するために
Cr，Moの１種または２種を添加することができ
る。これらの元素は固溶硬化、析出硬化あるいは
焼入性を増加させることにより強度を上昇させ
る。しかし、それぞれ1.0wt％、を越えるとじん
性を損なうので、上限を規制した。 これらの他の成分として強度上昇のため
V0.001〜0.10wt％、B0.0005〜0.0025wt％、溶接
性の改善のためにTi0.003〜0.05wt％、介在物形
状制御のためにCa，REM0.05〜0.10％、などを
添加しても効果は損なわれない。 Ｐ，Ｓは母材および溶接部じんせいを著しく損
なう不純物元素であるが不可避的な混入はやむを
得ないので実害を生じない限度としてそれぞれ
0.015wt％以下、0.010wt％以下ならば許容され
る。 つぎに圧延条件について述べる。 圧延仕上温度は900℃以下とする。900℃をこえ
る温度では粒が粗大化しじん性が劣化する。また
圧延仕上げ温度を700℃よりも低くするとじん性
がそこなわれるため下限を700℃とした。この温
度域での圧下は30％以上を要し、30％未満では十
分な細粒組織が得られない。 Cu析出処理は500℃〜650℃の温度で行う、500
℃〜600℃に限定した理由はこの温度範囲外では
Cuの析出硬化作用が損なわれるからである。 このCu析出処理に先立つて、制御圧延のあと
再加熱焼入れを施す場合、その再加熱温度はAC3
〜AC3＋30℃として水冷を行うことが焼入後の組
織を微細化するために必要である。また制御圧延
の終了後に直接焼入れを行うときその冷却速度は
2.5℃／sec以上とする。その理由は2.5／secより
遅い冷却では高強度が得られないからである。 （実施例） 実施例 １ 供試鋼の化学組成を表１に示す。 【表】 【表】 各供試鋼を、オーステナイト域に加熱し、仕上
温度800℃で25mmまで圧延（圧下率75％）し、そ
の後600℃で１時間のCu析出処理を行つた。 そのときの強度とじん性を表２に示す、なお表
２には圧延を920℃で仕上げたときのデータを付
記した。 【表】 第１、第２各発明により優れた強度および低温
じん性が得られることがわかる。 次に供試鋼（Ｅ）について圧延終了温度を650
〜950℃の範囲の種々な温度に変えて上記Cu析出
処理後のじん性値vE―60に及ぼす影響を調べ第
１図の成績を得た。またさらに圧延終了温度を
850℃とした場合についてCu析出処理を450〜675
℃の種々な条件に変えY.S.に及ぼす影響を調べて
第２図の成績を得た。 実施例 ２ 供試鋼の化学組成を比較例とともに表３に示
す。 【表】 り、(S)、(T)鋼は比較のための成分例であ
る。
各供試鋼をオーステナイト域に加熱し、仕上温
度800℃で25mmまで圧延（圧下率75％）し、空冷
後、900℃に加熱し焼入れ処理した。その後550℃
で１時間Cuの析出処理を行つた。そのときの強
度とじん性を表４において太線区画で囲つて第
３，４各発明に従う成績を区別して示す。 なお表４には920℃で圧延を終了し、焼入温度
を960℃としたときのデータも付記した。 【表】 【表】 第３，４各発明によつても優れた強度および低
温じん性が得られることがわかる。 次に供試鋼Ｊについて焼入れ温度のみを800℃
〜1000℃の範囲の種々な温度に変えて上記した
Cu析出処理の後の低温じん性との関係を第３図
に示した。さらに焼入れ温度を900℃としたとき
におけるCu析出処理温度のY.S.に及ぼす影響を
第４図に示した。 実施例 ３ 次に表３に化学組成を示した各供試鋼をオース
テナイト域に加熱し、仕上温度800℃で25mmまで
に圧延（圧下率75％）しその後直ちに水焼入れし
た。その後550℃で１時間のCu析出処理を行つ
た。 そのときの強度、じん性を表５に示す。なお表
５には920℃で圧延を終了し直接焼入したときの
比較データを付記した。 【表】 第５，６各発明により、優れた強度および低温
じん性が得られることがわかる。 第５図、第６図にCu含有量によるY.S，T.S.の
依存性、Ni含有量のvTrsに及びす影響を示し、
第７図にて供試鋼Ｐにつき、Cu析出処理温度を
400〜700℃に変えたときのY.S.に及ぼす影響を示
した。 （発明の効果） 第１〜第６発明の何れにあつてもＣを0.01〜
0.10wt％に低減し、Cuを0.7〜1.5wt％添加含有す
る特色のもとで成分組成範囲を特定した鋼を仕上
温度900〜700℃で圧延したのちには、500〜650℃
でCu析出処理するか、圧延したのち、一たんAC3
〜AC3＋30℃の範囲に再加熱し焼入れを施してか
ら、500〜650℃でCu析出処理するか、圧延した
後直ちに焼入れを行つてから500〜650℃の温度で
Cu析出処理するかの何れかにより、溶接性を損
なうことなく優れた強度および低温じん性を有す
る鋼を安定して製造することができた。
第１図は圧延終了温度が低温じん性に及ぼす影
響を示す線図、第２図はCu析出処理温度がY.S.
に及ぼす影響を示す線図であり、第３図は圧延後
の再加熱焼入れ温度と低温じん性の関係線図、第
４図はこの場合のCu析出処理温度とY.S.との関
係線図であり、第５図は直接焼入れの場合におけ
るCu含有量と強度の関係グラフ、第６図はNi含
有量とじん性の関係グラフであり、第７図はCu
析出温度と強度の関係グラフである。
響を示す線図、第２図はCu析出処理温度がY.S.
に及ぼす影響を示す線図であり、第３図は圧延後
の再加熱焼入れ温度と低温じん性の関係線図、第
４図はこの場合のCu析出処理温度とY.S.との関
係線図であり、第５図は直接焼入れの場合におけ
るCu含有量と強度の関係グラフ、第６図はNi含
有量とじん性の関係グラフであり、第７図はCu
析出温度と強度の関係グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.01〜0.10wt％、Si：0.40wt％以下、
Mn：0.5〜2.0wt％、Cu：0.7〜1.5wt％、Ni：0.5
〜2.0wt％、Nb：0.005〜0.06wt％、及びAl：
0.01〜0.10wt％を含有する組成の鋼に、 900℃以下700℃以上で30％以上の圧下を加えて
圧延を終了し、 その後500℃〜650℃の範囲でCu析出処理を施
す、 ことを特徴とする低温じん性および溶接性に優れ
た溶接構造物用高張力鋼の製造方法。 ２ Ｃ：0.01〜0.10wt％、Si：0.40wt％以下、
Mn：0.5〜2.0wt％、Cu：0.7〜1.5wt％、Ni：0.5
〜2.0wt％、Nb：0.005〜0.06wt％、及びAl：
0.01〜0.10wt％とさらにCr：1.0wt％以下、Mo：
1.0wt％以下のうち１種以上 とを含有する組成の鋼に、 900℃以下700℃以上で30％以上の圧下を加えて
圧延を終了し、 その後500℃〜650℃の範囲でCu析出処理を施
す、 ことを特徴とする低温じん性および溶接性に優れ
た溶接構造物用高張力鋼の製造方法。 ３ Ｃ：0.01〜0.10wt％、Si：0.40wt％以下、
Mn：0.5〜2.0wt％、Cu：0.7〜1.5wt％、Ni：0.5
〜2.0wt％、Nb：0.005〜0.06wt％、及びAl：
0.01〜0.10wt％を含有する組成の鋼に、 900℃以下700℃以上で30％以上の圧下を加えて
圧延を終了し、 一たん冷却したのち、AC3〜AC3＋30℃の範囲
に再加熱後、水冷し、 その後500℃〜650℃の範囲でCu析出処理を施
す、 ことを特徴とする低温じん性および溶接性に優れ
た溶接構造物用高張力鋼の製造方法。 ４ Ｃ：0.01〜0.10wt％、Si：0.40wt％以下、
Mn：0.5〜2.0wt％、Cu：0.7〜1.5wt％、Ni：0.5
〜2.0wt％、Nb：0.005〜0.06wt％、及びAl：
0.01〜0.10wt％とさらにCr：1.0wt％以下、Mo：
1.0wt％以下のうち１種以上 とを含有する組成の鋼に、 900℃以下700℃以上で30％以上の圧下を加えて
圧延を終了し、 一たん冷却したのち、AC3〜AC3＋30℃の範囲
に再加熱後、水冷し、 その後500℃〜650℃の範囲でCu析出処理を施
す、 ことを特徴とする低温じん性および溶接性に優れ
た溶接構造物用高張力鋼の製造方法。 ５ Ｃ：0.01〜0.10wt％、Si：0.40wt％以下、
Mn：0.5〜2.0wt％、Cu：0.7〜1.5wt％、Ni：0.5
〜2.0wt％、Nb：0.005〜0.06wt％、及びAl：
0.01〜0.10wt％ を含有する組成の鋼に、 900℃以下700℃以上で30％以上の圧下を加えて
圧延を終了し、 直ちに平均冷却速度2.5℃／ｓ以上で室温まで
冷却し、 その後500℃〜650℃の範囲でCu析出処理を施
す、 ことを特徴とする、低温じん性および溶接性に優
れた溶接構造物用高張力鋼の製造方法。 ６ Ｃ：0.01〜0.10wt％、Si：0.40wt％以下、
Mn：0.5〜2.0wt％、Cu：0.7〜1.5wt％、Ni：0.5
〜2.0wt％、Nb：0.005〜0.06wt％、及びAl：
0.01〜0.10wt％とさらにCr：1.0wt％以下、Mo：
1.0wt％以下のうち１種以上とを含有する組成の
鋼に、 900℃以下700℃以上で30％以上の圧下を加えて
圧延を終了し、 直ちに平均冷却速度2.5℃／ｓ以上で室温まで
冷却し、 その後500℃〜650℃の範囲でCu析出処理を施
す、 ことを特徴とする、低温じん性および溶接性に優
れた溶接構造物用高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27526384A JPS61149430A (ja) | 1984-12-25 | 1984-12-25 | 低温じん性および溶接性の優れた低Ｃ−Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27526384A JPS61149430A (ja) | 1984-12-25 | 1984-12-25 | 低温じん性および溶接性の優れた低Ｃ−Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61149430A JPS61149430A (ja) | 1986-07-08 |
| JPH0116283B2 true JPH0116283B2 (ja) | 1989-03-23 |
Family
ID=17552976
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27526384A Granted JPS61149430A (ja) | 1984-12-25 | 1984-12-25 | 低温じん性および溶接性の優れた低Ｃ−Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61149430A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0668126B2 (ja) * | 1988-07-15 | 1994-08-31 | 川崎製鉄株式会社 | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製造方法 |
| JP5284075B2 (ja) * | 2008-12-25 | 2013-09-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用厚鋼板 |
| JP6242415B2 (ja) | 2016-02-25 | 2017-12-06 | 株式会社日本製鋼所 | 強度−低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼およびその製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6059018A (ja) * | 1983-08-03 | 1985-04-05 | Nippon Steel Corp | 溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
-
1984
- 1984-12-25 JP JP27526384A patent/JPS61149430A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61149430A (ja) | 1986-07-08 |
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