JPS6286119A - 耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造用鋼の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造用鋼
の製造方法に関し、詳しくは、予熱なしで仮付溶接を行
なっても割れの発生がなく、しかも、溶接熱影響部（以
下、ＨＡＺという）の靭性にすぐれた引張強さ６０　ｋ
ｇｆ／ｍｍ”線溶接構造用鋼の製造方法に関する。

（従来の技術） 近年、貯槽や船舶をはじめとする各種構造物の溶接には
、溶接作業能率を向上させ、溶接施工費を軽減するため
に、大入熱のエレクトロガスアーク溶接や、片面一層サ
ブマージアーク溶接等の大入熱溶接法が採用されるに至
っているが、一般の６０ｋｇｆ／ｍｍｚ級溶接構造用鋼
材にこのような大入熱溶接を施す場合には、そのＨＡＺ
が脆化する。

また、小人熱で行なわれる仮付溶接時には、割れの発生
を防止するために予熱を必要とし、作業能率が著しく阻
害されている。

一般に、大入熱溶接によるＨＡＺ、特に、ボンド部近傍
の脆化は、溶接熱によってその部分が通常１１００℃以
上の高温に加熱されるうえに、その後の緩慢な冷却によ
って、ボンド部近傍の結晶粒が著しく粗大化すると同時
に、組織が靭性の極めて悪い粗大な上部ベイナイト組織
となり、しかも、高温では不安定なＡＩＮ等の窒化物が
溶接熱により解離し、固溶Ｎが増加して、マトリックス
の靭性を劣化させるために生じると考えられている。

このため、最近になって、大入熱溶接時におけるＨＡＺ
の脆化を軽減するため、鋼中のＮ量を低減することによ
ってＨＡＺＯ固溶Ｎ量を低減したり、ＴｉやＢを添加し
てＴｉＮやＢＮを生成せしめ、固溶Ｎ量を低減すると共
に、これらの窒化物をフェライト変態核として利用する
ことによって、ＨＡＺｍ織のフェライト化を促進させた
各種の６０ｋｇｆ／ｍｍｚ級大入熱溶接用鋼が開発され
ている。しかしながら、上記技術を適用した大入熱溶接
用鋼を使用しても、過度の大入熱溶接を行なえば、要求
品質を満足することが困難となるため、溶接入熱量を制
限しているのが実情である。また、一方では前記したよ
うに、仮付溶接時に割れ防止のために予熱を余儀なくさ
れているという問題もある。

（発明の目的） 本発明者らは、予てから大入熱溶接に対する厳しい要求
品質を満足し得る溶接構造用鋼を得るために鋭意研究を
行なってきており、既に引張強さ５０　ｋｇｆ／ｍｍ２
級の鋼板に関して、ＨＡＺ靭性に及ぼずＴｉ５ＢｓＮ等
の影響を入熱量１５０ＫＪ／ｃｍに相当する熱サイクル
試験、即ち、１３５０℃又は１１００℃に加熱した後、
８００℃から５００℃までの冷却時間を１８０秒とする
熱サイクル試験を詳細に行なって、次のような新しい知
見を得ている。

即ち、第１は、Ｎ含有量と脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ
　）との関係を示す第１図に明らかなように、溶接熱に
より少なくとも１３５０℃以上に加熱されるボンド部近
傍においては、固溶Ｎの低減が低温靭性の改善に有効で
ある。また、第２図にＮ含有量が１６〜１９ｐｐｍであ
る場合について、熱サイクル靭性に及ぼすＢの影響を示
す。これより、Ｂが溶接後の冷却過程でＮを固定するた
めとみられるが、Ｂを所定量添加することにより、熱サ
イクル靭性が大幅に改善される。

次に、第３図にＮ１５〜１８ｐｐｍ、２６〜３８ｐｐｍ
及び４５〜５５ｐｐ＋＊の各場合の熱サイクル靭性に及
ぼすＴｉ及びＢの単独又は複合添加による影響を示す。

Ｂを添加せずに、Ｔｉを単独で添加した場合、Ｎ１５〜
１８ｐｐｍでは熱サイクル靭性の向上が全く認められな
いのに対して、Ｎ２６〜５５ｐｐｍでは靭性向上の効果
が認められるが、いずれの場合にもｖＴｒｓ　−５０℃
以下の高靭性鋼は得られない。しかし、Ｂを単独で又は
Ｔｉと複合して添加することにより、いずれのＮ量にお
いても、更に大幅な靭性の向上効果が認められ、ｖＴｒ
ｓ−５０℃以下の高靭性鋼が得られる。

第２は、溶接熱により１１００℃程度に加熱されるボン
ド部から若干離れた部分では、ＴｉＮの適量添加による
フェライト粒の微細化が効果的である。即ち、加熱温度
を１ｉｏｏ℃としたときの熱サイクル靭性に及ぼすＴｉ
の影響をＮｊｌで整理して第４図に示すように、Ｔｉの
効果はＮ量に殆ど影響されず、Ｔ　ｉ　０．００５％の
微量の添加によっても十分に効果がある。図中には、Ｂ
を単独で添加した場合の結果を併せて示すが、Ｂの影響
は殆ど認められない。

従って、第３には、鋼中のＮ含有量を６０ｐｐｍ以下と
低く抑えながら、０．００１０％程度のＢと、Ｎ量に応
じた適量のＴｉとを複合して添加することにより、上記
第１及び第２の効果が重畳され、ＨＡＺ全体の靭性が顕
著に向上する。

本発明者らは、上記のような知見に基づいて、鋼中のＮ
含有量を所定値以下に抑えると共に、Ｂと、上記Ｎ量に
応じた所定量のＴｉとを添加することによって、大入熱
溶接部の脆化を大幅に軽減し得て、ＨＡＺの靭性にすぐ
れ、従って、貯槽や船舶構造用としての厳しい要求品質
に応え得る引張強さ５０　ｋｇｆ／ｍｍ”線入入熱溶接
構造用鋼を得ることができることを見出している（特願
昭５９−６２０５１号）。

即ち、かかる大入熱溶接構造用鋼におけるＨ　ＡＺの脆
化の軽減は、 （ａｌＴｉ及びＢがそれぞれＴｉＮ及びＢＮとして鋼中
に析出することによって、マトリックスの靭性に有害な
固溶Ｎを固定する、 （ｂｌ　　ＴｉＮが溶接熱による結晶粒の粗大化を抑制
する、 （ｃｌ　　ＴｉＮ及びＢＮが強力なフェライト変態核と
なり、ＨＡＺにおける組織のフェライト化を促進し、そ
の結果として靭性に有害な上部ベイナイトの生成を抑制
する、 に基づくものである。

本発明者らは、これらの効果が引張強さ５０ｋｇｆ／Ｉ
ＩＩＩＩＩｚ級鋼板のみならず、６０　ｋｇｆ／ｍｍ２
級鋼板においてもある程度認められることを知見してい
るが、更に、詳細に研究した結果、引張強さ６０ｋｇｆ
／ｍｍ２級鋼板においては、上記効果のうち、第３の上
部ベイナイトの生成の抑制効果が十分に発揮されず、そ
の結果として、５０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板と比較した場
合、ＨＡＺ靭性の改善効果が小さく、−６０℃仕様のよ
うな極めて厳し、い靭性要求に対しては、十分でないこ
とを知見した。

そこで、本発明者らは、６０　ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板に
おいても、Ｔｉ及びＢの複合添加による上記第３の効果
を十分に発揮させるべく鋭意研究した結果、鋼の炭素当
量（Ｃｅｑ）を所定値以下に抑えることによって、Ｔｉ
及びＢの複合添加による上部ベイナイトの生成の抑制効
果を十分に発揮させることができ、かくして、大入熱溶
接によってもＨＡＺ靭性にすぐれた６　０　ｋｇｆ／ｍ
ｍ”級鋼板を得ることができることを見出して、本発明
に至ったものである。

即ち、入熱量１５０　Ｋ　Ｊ　／　ｃｍのエレクトロガ
ス溶接に相当する溶接再現熱サイクル試験によって得ら
れるｖＴｒｓ（！：Ｃｅｑとの関係を第５図に示すよう
に、Ｔｉ及びＢの複合添加によるｖＴｒｓの低下効果は
、Ｃｅｑを０．３６％以下とするときに極めて顕著であ
り、この領域では、Ｔｉ及びＢの無添加鋼に比べて、ｖ
Ｔｒｓが４０〜５０℃も低くなっている。

このように、Ｔｉ及びＢの複合添加による効果がＣｅｑ
０．３６％を境界として大幅に変化する理由は、Ｃｅｑ
が０．３６％よりも大きいときはＨＡＺの焼入れ性が高
すぎるために、フェライト変態核となり得るＴｉＮＪＰ
ＢＮが存在するにもかかわらず、第６図に示すように、
フェライトが一部オーステナイト粒界に析出するにとど
まり、粒内には靭性の悪い上部ベイナイトが生成するの
に対して、Ｃｅｑが０．３６％以下のときは、ＨＡＺの
焼入れ性が適度であるために、ＴｉＮやＢＮがフェライ
ト変態核として作用し、粒界、粒内を問わず全体にわた
って微細なフェライトが析出し、その結果、このフェラ
イトの析出による上部ベイナイトの生成抑制効果と、Ｔ
ｉ及びＢの固溶Ｎ固定化効果と、ＴｉＮの結晶粒粗大化
抑制効果とが相俟って、十分なＨＡＺ靭性の改善効果を
得ることができるのである。

一方、耐溶接割れ性を改善するためには、溶接割れ感受
性組成Ｐ６，４を低減することが有効であるといわれて
いる。第７図に斜めＹ型溶接割れ試験における割れ防止
温度とＰＣＨの関係を示すように、０°Ｃで割れの発生
を防止するためには、ＰＣＭを０゜１７％以下に抑える
必要のあることがわかる。

従来、一般的な６０　ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板は、Ｃｅｑ
が０．３７〜０．４０％、ＰＣＭが０．２０〜０．２３
％の範囲で製造されているが、本発明者らは上記した知
見に基づいて、ＰＣＭを０．１７％以下とすることによ
って、良好な耐溶接割れ性を確保したうえで、更にすぐ
れた大入熱溶接ＨＡＺ靭性を得るためにＣｅｑを０．３
６％以下とした６　０ｋｇｆ／ｍｍｚ級鋼板を製造する
には、従来の焼入れ焼戻し法とは異なり、直接焼入れ焼
戻し法を採用する必要があることを見い出して、本発明
を完成したものである。

従って、本発明は、大入熱溶接を施してもＨＡＺ靭性に
すぐれ、しかも、仮付溶接時に予熱を必要とせず、従っ
て、貯槽、船体構造等の種々の構造物に好適に用い得る
引張強さ６０　ｋｇｆ／ｍｎ＋”級鋼板の製造方法を提
供することを目的とする。

（発明の構成） 本発明による耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造用
鋼の製造方法は、重量％で Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ　　０．５〜２．０％、 Ａｌ　　０．００５〜０．１％、 Ｂ　　　０．０００３〜０．００２０％、Ｔｉ０．０２
％以下、及び Ｎ　　　０．００６％以下を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、≦０．１７
χ 並びに Ｎ　−０，３Ｔ　ｉ≧５ｐｐ諭 Ｎ−０，５Ｔｔ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入れ
を行ない、次いで、Ａｃｎ点以下の温度で焼戻すことを
特徴とする。

先ず、本発明による大入熱溶接構造用鋼における成分の
限定理由について説明する。

Ｃは、その含有量が低いほど、鋼のＨＡＺ靭性及び耐溶
接割れ感受性は良好となるが、Ｃが０．０１％よりも少
ない場合は、大入熱溶接を施したときにＨＡＺの軟化が
大きくなり、また、母材の強度も低下するので、その下
限を０．０１％とする。

一方、Ｃ含有量が０．１２％を越えるときは、大入熱溶
接時のＨＡ　Ｚ靭性が劣ると共に、鋼の耐溶接割れ感受
性や溶接部の延性も劣化するので、上限を０．１２％と
する。

Ｓｉは鋼の脱酸のために必要であるが、その含有量が０
．８％を越えるときは、母材の靭性が劣化するので、そ
の上限を０．８％とする。

Ｍｎはその添加量が０．５％よりも少ないときは、大入
熱溶接したＨＡＺの軟化が大きくなる傾向を示し、また
、母材の強度も低下するので、Ｍｎの下限を０．５％と
する。一方、Ｍ　ｎ　ｆＪ’が２．０％を越える場合は
、大入熱溶接したＨ　Ａ　Ｚ及び母材の靭性が劣化する
ので、その上限を２．０％とする。

Ａｌは脱酸及び結晶粒度調整元素として必要不可欠であ
るが、０．００５％よりも少ないときは、その効果を十
分に発揮することができないので、下限量を０．００５
％とする。また、０．１％を越えて多量に添加するとき
は、母材靭性の劣化の原因となるので上限を０．１％と
する。

Ｂは溶接後のオーステナイト粒内でＢＮを形成し、オー
ステナイト粒内の組織のフェライト化を促進すると共に
、鋼中の固溶Ｎを低減するため、ＨＡＺ靭性の向上に有
効な元素である。しかし、その添加量が０．０００３％
よりも少ないときは、このような効果に乏しく、一方、
０．００２０％を越えて多量に添加するときは、Ｂ化合
物置が増加し、ボンド部の靭性のみならず、母材靭性も
著しく劣化するので、その上限を０．　ＯＯ２０％とす
る。

ＴｉはＴｉＮとして鋼中に微細に分散析出し、ＨＡ　Ｚ
組織のフェライト化及び微細化を促進すると共に、鋼中
の固溶Ｎを低減するため、ＨＡＺ靭性の向上に有効な元
素であるが、その添加量は、本発明においては、鋼中の
Ｎ量に依存して所定の範囲とされる。しかし、０．０２
％を越えて多量に添加するときは、ＴｉＮ粒子が大きく
なるうえに、その数も少なくなり、フェライト変態核と
して無効になるばかりではなく、母材靭性にも悪い影響
を与えるため、その上限を０．０２％とする。

ＮはＨＡＺ靭性の向上を図るためには、その含有量は低
い方が好ましい。また、前述したように、鋼中のＮをＴ
ｉとＢとで固定する本発明鋼においては、Ｎ量が０．０
０６％を越えると、多量のＴｆ、Ｂを必要とし、所要の
効果を発揮することが困難となるので、その上限を０．
００６％とする。

Ｔｉ及びＮについては、それぞれの添加量が上記範囲に
あることが必要であるが、更に、本発明によれば、所望
のボンド部靭性を確保するために、Ｔｉ量及びＮ量は、
次の関係をも同時に満たすことが必要である。即ち、 Ｎ０．３Ｔｉ≧５　ｐｐｍ及び Ｎ０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ 第８図に示すように、Ｎ−０，３Ｔｉ＜５ｐｐｍの領域
では、固溶Ｔｉ及び固溶Ｂが生じるため、ＴｉＮ及びＢ
Ｈによる組織のフェライト化が阻害され、ＨＡＺ靭性の
向上効果が認められない。一方、Ｎ−０，５Ｔ　ｉ　＞
２５ｐｐ清の領域では固溶Ｎが増加するため、ＨＡＺ靭
性が劣化する。

本発明による大入熱溶接構造用鋼には、上記の元素に加
えて、必要に応じて、更にＣａ及びＣｅから選ばれる少
なくとも１種の元素を添加することができる。かかる元
素は酸硫化物生成元素であるため、これらを添加するこ
とによって介在物の形状を調整し、ＨＡＺ靭性及び母材
靭性を一層向上させることができる。

Ｃａは、例えば、Ｃａ−５ｉＳＣａ（ＣＮ）、、Ｃａ　
Ｃ，等のような合金化合物の形態で溶鋼中に０．５〜２
０ｋｇ／溶鋼を程度投入することにより、通常、得られ
る鋼中にＣａが０．００４％以下の含を量にて残留する
。介在物の形状調整の目的のためには、これ以上に多量
に残留させる必要はなく、また、これ以上に多量に残留
させることは困難でもあるので、その上限を０．００４
％とする。

Ｃｅは、鋼中に０．１％を越えて多量に含有させると、
鋼塊の底部にＣｅＳ等の大型介在物が集積し、鋼板の超
音波探傷欠陥の原因となるため、その上限を０．１％と
する。

更に、本発明においては、鋼には上記したＣａ及びＣｅ
とは別に、又はこれらと共に、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒＳＭｏ
５Ｎｂ及びＶから選ばれる少なくとも１種の元素をＨＡ
Ｚ靭性を損なわない程度に添加することができる。

Ｃｕは、鋼の強度調整に有用な元素であるが、添加量が
余りに多いときは、熱間圧延時に焼き割れを発生するの
で、添加量の上限を０．５０％とする。

Ｎｉは母材及びＨＡＺ靭性を向上させ、また、母材の強
度も増加させるので、低温靭性や強度の要求程度に応じ
て広範囲の量にて添加されるが、添加量を余りに多くす
るときは、製造コストを高める。従って、実用的な観点
から、その上限を１゜００％とする。

Ｃｒ及びＭＯは鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を調整
するのに効果がある。しかし、過多に添加するときは、
ＨＡＺを硬化させ、耐溶接割れ性の劣化の原因となるの
で、その上限をＣｒについては１．００％、Ｍｏについ
ては０．５０％とする。

Ｎｂは、本発明において採用する直接焼入れ焼戻し法に
おいて顕著な強度上昇効果を有するため、強度調整に有
効な元素であるが、０．１０％を越えて多量に添加する
ときは、ＨＡＺの靭性が急激に低下するので、その上限
を０．１０％とする。

ＶもＮｂと同様に強度の増加を目的として添加されるが
、０．１％を越えて添加してもその効果が少なく、却っ
てＨＡＺ靭性の劣化が顕著となるので上限を０．１％と
する。

本発明においては、上記した元素を所定の範囲で含有す
ると共に、ＰＣＭが次の条件を満足することが必要であ
る。

≦０．１７χ 前記したように、鋼におけるＰＣＭを上記範囲に規制す
ることによって、予熱なしで仮付溶接を行なっても、割
れの発生を防止できるのである。

更に、Ｃｅｑが次の条件を満足することも必要である。

前記したように、鋼におけるＣｅｑを上記範囲に規制す
ることによって、Ｔｉ及びＢの複合添加による上部ベイ
ナイトの生成を効果的に抑制し、引張強さ６０ｋｇｆ／
ｍｍ２級鋼板においても、大入熱溶接によるＨＡＺの靭
性の劣化を大幅に改善することができるのである。

本発明の方法は、上記のように所定の元素を含有すると
共に、所定のＣｅｑ及びＰＣＭを有するように規制した
鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ３点以上の温度か
ら３００℃以下の温度まで直接焼入れを行ない、次いで
、Ａｃ、点板下の温度で焼戻しするものである。直接焼
入れの冷却開始温度をＡｒ３点以上とするのは、Ａｒ３
点より゛低いときはフェライトが析出して、十分な強度
が得られないからである。冷却停止温度は、十分に焼き
が入るように３００℃以下とすることが必要である。ま
た、焼戻し温度はＡｃ、点板下であり、Ａｃｔ点を越え
るときは逆変態オーステナイトが析出して、靭性が劣化
する。

前記したように、従来、引張強さ６０　ｋｇｆ／ｍｎ＋
”扱銅板におけるＣｅｑは、通常、０．３７〜０．４０
％であるが、本発明の方法によれば、第９図に示すよう
に、Ｃｅｑが０．３６％以下の場合でも、上記した条件
にて直接焼入れ焼戻しする熱処理法を採用することによ
って、目的とする引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｌ１１！級鋼
板を得ることができる。このような直接焼入れ焼戻し法
によって十分な引張強さを得ることができるのは、通常
の焼入れ法に比べて、焼入れ前の加熱温度が高いために
、フェライト変態核となる＾ＩＮが固溶し、フェライト
の析出が抑制され、また、Ｃ，Ｍｎ等の元素がオーステ
ナイト中に均一に固溶する結果、焼入れ性が大幅に向上
するためである。従来、６０　ｋｇｆ／ｍｍ”扱銅板の
製造について、通常に用いられている焼入れ焼戻し法に
よっては、引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ”を得ることがで
きない。

（発明の効果） 以上のように、本発明によれば、Ｐ６，４を所定値以下
に抑え、また、鋼中のＮ含有量を所定値以下に抑えなが
ら、Ｂと、Ｎｉに応じた適量のＴｉとを複合して添加し
、更に、Ｃｅｑを所定値以下に抑え、しかも、かかる鋼
を熱間圧延した後、直接焼入れ焼戻しすることによって
、予熱なしの仮付溶接が可能で、しかも、大入熱溶接Ｈ
Ａ　Ｚ靭性のすくれた引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ”扱銅
を得ることができる。

（実施例） 以下に実施例を挙げて本発明を説明する。

第１表に本発明鋼１〜５及び比較８６〜１０の化学組成
と熱間圧延後の熱処理法を示す。

本発明鋼１〜５はいずれも６０　ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼と
して十扱銅母材の引張強さを有している。また、斜めＹ
形溶接割れ試験における割れ防止温度はＯｏＣであり、
予熱なしの溶接が可能であると共に、大人熱溶接部のシ
ャルピー衝撃特性に極めてすぐれている。

しかし、比較鋼６は、各元素の含有量及びＣｅｑは本発
明で規定する範囲内にあるが、熱間圧延後に通常の焼入
れ焼戻し法を採用したので、母材強度が６０　ｋｇｆ／
ｍｍ２に満たない。また、Ｐ６，４が０．１７％を越え
る比較鋼７は、割れ防止温度が５０℃であり、溶接時に
予熱を必要とする。ＰＣＭが０．１７％を越え、Ｃｅｑ
が０．３６％を越える比較例８は、割れ防止温度が５０
°Ｃであると同時に、大入熱溶接部の衝撃特性が不十分
である。Ｎ０．５Ｔｉが２５ｐｐｍを越える比較鋼９及
びＮ０．３Ｔｉが５ｐｐｍに満たない比較鋼１０は、い
ずれも大入熱溶接部の衝撃特性が不十分である。

【図面の簡単な説明】

第１図乃至第３図は、Ｎ、Ｔｉ及びＢ量を種々に変化さ
せて溶製し、板厚２０絹に圧延して製造した低温用アル
ミキルド鋼を用いて、入熱量１５０　Ｋ　Ｊ　／　ｃｍ
相当の熱サイクル試験（１３５０℃に加熱後、８００〜
５００℃までの冷却時間１８０秒）を行なったときのＮ
量と脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ　）との関係、Ｎ≦２
０ｐｐｍの場合のＢｌとｖＴｒｓとの関係、及びＮ≦２
０ｐｐｍとＮ２５〜４０ｐｐｍの場合のＴｉ量とｖＴｒ
ｓ　との関係をそれぞれ示すグラフである。 第４図は上記低温用アルミキルド鋼を１１００℃に加熱
後、８００〜５００℃までの冷却時間を１８０秒とした
熱サイクル試験を行なったときのＮ量とりＴｒｓとの関
係をＴｉ量にて整理して示すグラフである。 第５図はＣｅｑが種々に異なるＴｉ及びＢ含有鋼とＴｉ
及びＢ無添加鋼をそれぞれ温度１３５０°Ｃに加熱し、
８００°Ｃから５００℃までの冷却時間１３０秒の条件
にて溶接再現熱サイクルを付与したときのｖＴｒｓとＣ
ｅｑとの関係を示すグラフ、第６図は鋼組成は本発明に
規定する範囲内にあるが、Ｃｅｑが本発明で規定する範
囲外にある鋼を温度１３５０°Ｃに加熱し、８００℃か
ら５００°Ｃまでの冷却時間１３０秒の条件にて溶接再
現熱サイクルを付与したときのミクロ組織を示す顕微鏡
写真（倍率はいずれも１００倍）であり、（ａ）はＣｅ
ｑｏ。 ３８％のとき、（ｂ）はＣｅｑ０．３３％のときである
。 第７図は斜めＹ型溶接割れ試験における割れ防止温度と
ＰＣＭとの関係を示すグラフ、第８図はＢを約１０ｐｐ
ｍ添加し、更に、ＴｉとＮｉを種々変化させた鋼を温度
１３５０℃に加熱し、８００℃から５００°Ｃまでの冷
却時間１３０秒の条件にて溶接再現熱サイクルを付与し
たときのｖＴｒｓとＴｉ及びＮｉｌとの関係を示すグラ
フ、第９図はＣｅｑの種々異なる鋼を板厚３８＋ｍに圧
延した後、直接焼入れ焼戻し処理を施した鋼板及び焼入
れ焼戻し処理を施した鋼板の引張強さとＣｅｑとの関係
を示すグラフである。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人　弁理士　　牧　野　逸　部 第１図 Ｎ　含苗づ１　　とｐｐｒｎ　） 第２図 ８　＠’Ｗ”Ｔ　　　とＰＰｒｒｌ−）第３図 ｏ　　　　　ｏ、ｏｔｏ　　　　ｏ、ｏｚｏ　　　　Ｑ
ｏ３゜Ｔｉ合す量（＝／、） 第４図 ＮＳ　ｖ＋　（Ｐｐｍ） 第５図 Ｃｅｇ　（％） 第６図 （ａ）　Ｃ−５ｉ−Ｍｎ　４．　　　Ｃｅｇ　＝　ｏｓ
ｓ％（ｂ）　Ｃ−Ｃ−５ｉ−Ｈ，ｃｔ４　＝　０３３％
第７図 第８図 ｏ　　　　　　　　　ｏ、ｏｔ　　　　　　　　ｏ、ｏ
ｚ■゛　含イ量　（γ・） 第９図 Ｃｅｇ　（％）

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ０．５〜２．０％、 Ａｌ０．００５〜０．１％、 Ｂ０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、及び Ｎ０．００６％以下を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
   ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０
   ）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）
   ＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ≦０．１７％ Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／
   ４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）≦
   ０．３６％並びに Ｎ−０．３Ｔｉ≧５ｐｐｍ Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
   ＿３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入
   れを行ない、次いで、Ａｃ＿１点以下の温度で焼戻すこ
   とを特徴とする耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造
   用鋼の製造方法。
2. （２）重量％で （ａ）Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ０．５〜２．０％、 Ａｌ０．００５〜０．１％、 Ｂ０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、及び Ｎ０．００６％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｃａ０．００４％以下、及び Ｃｅ０．１％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
   、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
   ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０
   ）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）
   ＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ≦０．１７％ Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／
   ４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）≦
   ０．３６％並びに Ｎ−０．３Ｔｉ≧５ｐｐｍ Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
   ＿３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入
   れを行ない、次いで、Ａｃ＿１点以下の温度で焼戻すこ
   とを特徴とする耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造
   用鋼の製造方法。
3. （３）重量％で （ａ）Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ０．５〜２．０％、 Ａｌ０．００５〜０．１％、 Ｂ０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、及び Ｎ０．００６％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｃｕ０．５０％以下、 Ｎｉ１．００％以下、 Ｃｒ１．００％以下、 Ｍｏ０．５０％以下、 Ｎｂ０．１０％以下、及び Ｖ０．１０％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
   、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
   ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０
   ）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）
   ＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ≦０．１７％ Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／
   ４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）≦
   ０．３６％並びに Ｎ−０．３Ｔｉ≧５ｐｐｍ Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
   ＿３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入
   れを行ない、次いで、Ａｃ＿１点以下の温度で焼戻すこ
   とを特徴とする耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造
   用鋼の製造方法。
4. （４）重量％で （ａ）Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ０．５〜２．０％、 Ａｌ０．００５〜０．１％、 Ｂ０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、及び Ｎ０．００６％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｃａ０．００４％以下、及び Ｃｅ０．１％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 （ｃ）Ｃｕ０．５０％以下、 Ｎｉ１．００％以下、 Ｃｒ１．００％以下、 Ｍｏ０．５０％以下、 Ｎｂ０．１０％以下、及び Ｖ０．１０％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
   し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
   ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０
   ）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）
   ＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ≦０．１７％ Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／
   ４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）≦
   ０．３６％並びに Ｎ−０．３Ｔｉ≧５ｐｐｍ Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
   ＿３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入
   れを行ない、次いで、Ａｃ＿１点以下の温度で焼戻すこ
   とを特徴とする耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造
   用鋼の製造方法。