JP2001073070A

JP2001073070A - 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材

Info

Publication number: JP2001073070A
Application number: JP24716499A
Authority: JP
Inventors: Takeshi Ichinose; 威一ノ瀬
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-09-01
Filing date: 1999-09-01
Publication date: 2001-03-21

Abstract

(57)【要約】【課題】良好なＨＡＺ靱性を有し、比較的容易に効率良
く生産することが可能な鋼材の提供。【解決手段】Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：１．０
％以下、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｃｕ：１．５％以
下、Ｎｉ：４．０％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｎｂ：０．０５％
以下、Ｔｉ：０．０１５％以下、Ｂ：０．００３％以
下、Ａｌ：０．００１０〜０．０５０％、Ｃａ：０．０
０４％以下、希土類元素：合計で０．００４％以下を含
有し、残部はＦｅと不純物からなり、不純物中のＰは
０．０５％以下、Ｓは０．００７％未満、Ｎは０．０１
０％未満で、更に、Ｔｉ（％）×Ｎ（％）＜８．５×１
０^-5、Ｔｉ（％）／Ｎ（％）＜３．４、Ａｌ（％）×Ｎ
（％）＜３．０×１０^-5を満足するＨＡＺ靱性に優れた
鋼材。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接熱影響部靱性
に優れた鋼材に関し、詳しくは、船舶、海洋構造物、中
高層ビルなどに使用される溶接熱影響部靱性に優れた鋼
材に関する。なお、以下の説明において「溶接熱影響
部」を「ＨＡＺ」という。

【０００２】

【従来の技術】鋼材を溶接すると溶接金属に接するＨＡ
Ｚの結晶粒が粗大化して靱性が劣化し、したがって、溶
接構造物自体の靱性の劣化が生ずる。一般に、溶接金属
とＨＡＺの境界部分（以下、「ボンド部」という）は、
組織の粗大化が最も著しくなるので、このボンド部の靱
性が最も劣る。

【０００３】工業的には、ＨＡＺの靱性向上のためにＴ
ｉＮを鋼中に分散させ、オーステナイト粒（以下、γ粒
という）の粗大化を防止して微細組織を得る方法が最も
多く用いられている。

【０００４】しかし、上記の方法は、ＨＡＺ組織の粗大
化を防止して微細組織を得るには極めて有効であるもの
の、溶接金属の近傍であるボンド部では、ＴｉＮが溶接
時に固溶してしまうので、γ粒が粗大化してしまうとい
う欠点があった。

【０００５】このため、例えば特開昭５７−５１２４３
号公報や、特開平１−１８０９４８号公報には、Ｔｉ系
酸化物を鋼中に分散させて微細組織を得る技術が提案さ
れている。これは、酸化物は高温においても安定なため
鋼中に固溶して失われることがなく、その中でも特にＴ
ｉ系酸化物は、鋼の冷却時にオーステナイト−フェライ
ト変態の核生成サイトとして機能し、針状のフェライト
を多数生成させてＨＡＺ組織を微細化することができる
からである。

【０００６】しかし、Ｔｉ系酸化物を鋼中に形成させる
ためには高度の製鋼技術が要求されるので、工業的規模
で大量生産することは必ずしも容易ではない。このた
め、比較的容易に生産することができ、しかも優れたＨ
ＡＺ性能（ＨＡＺ靱性）なかでも前記したボンド部の靱
性を保証することのできる鋼材が求められていた。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、その目的は、良好なＨＡＺ靱性を
有し、しかも、比較的容易に効率良く生産することが可
能な鋼材を提供することにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記に示
す溶接熱影響部靱性に優れた鋼材にある。

【０００９】すなわち、「重量％で、Ｃ：０．０２〜
０．１５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３０〜
２．５％、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：４．０％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．１
５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１５％
以下、Ｂ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００１０〜
０．０５０％、Ｃａ：０．００４％以下、希土類元素：
合計で０．００４％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可
避不純物からなり、不純物中のＰは０．０５％以下、Ｓ
は０．００７％未満、Ｎは０．０１０％未満で、更に、
Ｔｉ、Ｎ及びＡｌについて〜式を満足するＨＡＺ靱
性に優れた鋼材」である。ここで〜式は下記のとお
りである。

【００１０】Ｔｉ（％）×Ｎ（％）＜８．５×１０^-5・・・Ｔｉ（％）／Ｎ（％）＜３．４・・・・・・・Ａｌ（％）×Ｎ（％）＜３．０×１０^-5・・・なお、本発明でいうＡｌとは所謂「ｓｏｌ．Ａｌ（酸可
溶Ａｌ）」を指す。

【００１１】本発明者らは、上記の課題を解決するため
に、実験室レベルで、様々な化学組成を有する鋼板につ
いて溶接再現ＨＡＺ試験、実溶接試験を行い、ＨＡＺ靱
性なかでもボンド部靱性改善の可能性を検討した。その
結果、下記の知見を得た。

【００１２】（ａ）大入熱溶接を行った場合、従来のＴ
ｉＮを鋼中に分散させた鋼では、ボンド部のγ粒の粗大
化を防ぐことができない。

【００１３】（ｂ）ボンド部では、ＴｉＮによるγ粒の
粗大化抑制作用が効かなくなり長径数百μｍにまで成長
するが、このような領域でも抽出レプリカを採取して透
過電子顕微鏡で析出物の状況を調査すると、なお多数の
ＴｉＮが残存している。これは、溶接時に高温に加熱さ
れる時間は数秒以内と短いため、ＴｉＮが完全に固溶し
きらないためと考えられる。

【００１４】（ｃ）上記のようなボンド部に残存するＴ
ｉＮ粒子は、母材に含まれるＴｉとＮの量が増すと増加
する傾向を示し、個々のサイズも大きくなる。

【００１５】（ｄ）γ粒が粗大であるか比較的微細であ
るかに拘わらず、ＴｉＮが増えれば介在物として作用
し、鋼の靱性が損なわれる。このため、ＴｉＮを微量に
分散させれば、ＨＡＺのうち母材に近い外層部の組織は
微細になってこの部分は高靱化するものの、ボンド部に
おいては組織の微細化効果が生じないため、ＴｉＮは靱
性劣化因子としてしか作用しない。

【００１６】（ｅ）γ粒が粗大になったボンド部の靱性
は、母材のＡｌとＮの含有量に大きく依存する。ボンド
部の靱性劣化の程度は、Ａｌ（％）×Ｎ（％）の値に比
例する傾向を示し、Ａｌ（％）×Ｎ（％）の値を３．０
×１０^-5未満とすることで、靱性は改善する。なお、Ａ
ｌ（％）×Ｎ（％）の値を２．０×１０^-5以下とすれば
ボンド部の靱性改善効果がより確実に発揮される。

【００１７】（ｆ）大入熱溶接時には、ＴｉＮによるγ
粒の粗大化防止効果が失われ、粗大γ粒の生じる領域が
広くなる。したがって、このような場合は、ＴｉＮはむ
しろ減らした方が靱性には有利に働く。この場合、Ｔｉ
（％）×Ｎ（％）の値が８．５×１０^-5未満になるよう
にＴｉ、Ｎを制御すればＴｉＮの介在物としての悪影響
を抑制できる。

【００１８】（ｇ）ＨＡＺ外層部の靱性が重視され、こ
の領域をある程度微細化する必要がある場合には、Ｔｉ
（％）×Ｎ（％）の値を９．０×１０^-6超にするのがよ
い。

【００１９】（ｈ）Ｎの含有量に対してＴｉの含有量が
過剰な場合には、Ｔｉが溶接後の冷却時にＴｉＣとして
析出して靱性を著しく損なう。これを防止するために
は、Ｔｉ（％）／Ｎ（％）を３．４未満にすればよい。

【００２０】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。

【００２１】

【発明の実施の形態】以下、本発明の要件について詳し
く説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「重
量％」を意味する。

【００２２】Ｃ：０．０２〜０．１５％Ｃは、強度を確保するために有効な元素であるが、その
含有量が０．０２％未満では必要とする強度を得ること
ができない。一方、０．１５％を超えると、溶接した場
合にＨＡＺ及び母材の靱性を確保することが難しい。し
たがって、Ｃの含有量を０．０２〜０．１５％とした。

【００２３】Ｓｉ：１．０％以下Ｓｉは添加しなくてもよい。添加すれば、鋼を脱酸する
作用があり、鋼の強度上昇にも寄与する。こうした効果
を確実に得るには、Ｓｉは０．０１％以上の含有量とす
ることが好ましい。しかし、その含有量が１．０％を超
えると靱性の低下をもたらす。したがって、Ｓｉの含有
量を１．０％以下とした。

【００２４】Ｍｎ：０．３０〜２．５％Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める作用があり、強度確保に
有効な成分である。しかし、その含有量が０．３０％未
満では、焼入れ性が不足して所望の強度、靱性が得られ
ない。一方、２．５％を超えて含有させると、偏析が増
すとともに焼入れ性が高くなりすぎて、溶接した場合に
ＨＡＺ及び母材の靱性が低下する。したがって、Ｍｎの
含有量を０．３０〜２．５％とした。

【００２５】Ｃｕ：１．５％以下Ｃｕは添加しなくてもよい。添加すれば強度及び耐食性
を高める作用があるので、より一層の高強度及び高耐食
性が必要な場合に０．０５％以上含有させるのがよい。
この場合には、所謂「圧延後直接焼入れ」における焼入
れ性も高まる。しかし、１．５％を超えて含有させて
も、前記の効果は飽和しコストが嵩むばかりである。し
たがって、Ｃｕの含有量を１．５％以下とした。

【００２６】Ｎｉ：４．０％以下Ｎｉは添加しなくてもよい。添加すれば固溶状態におい
て鋼のマトリックス（素地）の靱性を高める効果がある
ので、より優れた靱性を安定して得る必要がある場合に
０．０５％以上含有させるのがよい。この場合には、焼
入れ性も高まる。しかし、４．０％を超えて含有させて
も、前記の効果は飽和しコストが嵩むばかりである。し
たがって、Ｎｉの含有量を４．０％以下とした。

【００２７】Ｃｒ：１．５％以下Ｃｒも添加しなくてもよい。添加すれば、鋼の焼入れ性
を高めるとともに焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。
こうした効果を確実に得るには、Ｃｒの含有量は０．０
２％以上とすることが好ましい。しかし、その含有量が
１．５％を超えると溶接を行った場合、溶接部の靱性低
下が避けられない。したがって、Ｃｒの含有量を１．５
％以下とした。

【００２８】Ｍｏ：１．０％以下Ｍｏは添加しなくてもよい。添加すれば、鋼の焼入れ性
及び焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。こうした効果
を確実に得るには、Ｍｏの含有量は０．０２％以上とす
ることが好ましい。しかし、その含有量が１．０％を超
えると溶接を行った場合、溶接部の靱性劣化が著しくな
る。したがって、Ｍｏの含有量を１．０％以下とした。

【００２９】Ｖ：０．１５％以下Ｖは添加しなくてもよい。添加すれば、析出強化によっ
て比較的靱性に悪影響を及ぼすことなく強度を高める作
用がある。更に、焼戻し軟化抵抗や焼入れ性を高める作
用を有する。これらの効果を確実に得るには、Ｖの含有
量は０．００４％以上とすることが好ましい。しかし、
その含有量が０．１５％を超えると靱性の低下が著しく
なる。したがって、Ｖの含有量を０．１５％以下とし
た。

【００３０】Ｎｂ：０．０５％以下Ｎｂも添加しなくてもよい。添加すれば、制御圧延と組
み合わせることで組織を細粒化し高靱化すると同時に、
焼入れ性を向上させて強度も高める作用がある。こうし
た効果を確実に得るには、Ｎｂの含有量は０．００３％
以上とすることが好ましい。一方、ＨＡＺにおいては圧
延の効果を利用できないため、Ｎｂは細粒化に寄与せ
ず、強度を高めるのみで靱性を低下させてしまう。特
に、その含有量が０．０５％を超えると、大入熱溶接し
たＨＡＺ靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｎｂの
含有量を０．０５％以下とした。なお、大入熱溶接した
ＨＡＺ靱性が極めて重視される場合には、Ｎｂの含有量
は０．０４％以下とすることが望ましい。

【００３１】Ｔｉ：０．０１５％以下本発明の鋼材において、Ｔｉは添加しなくてもよい。添
加すれば、ＨＡＺ外層部の靱性を高める作用がある。こ
の効果を確実に得るには、Ｔｉの含有量は０．００３％
以上とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．
０１５％を超えると前記〜式を満足させても良好な
ＨＡＺ靱性が得られない。したがって、Ｔｉの含有量を
０．０５％以下とした。

【００３２】Ｂ：０．００３％以下Ｂも添加しなくてもよい。添加すれば、焼入れ性を向上
させて強度を高める作用がある。この効果を確実に得る
には、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好
ましい。しかし、その含有量が０．００３％を超える
と、強度を高める効果が飽和するし、母材、ＨＡＺとも
に靱性劣化の傾向が著しくなる。したがって、Ｂの含有
量を０．００３％以下とした。

【００３３】Ａｌ：０．００１０〜０．０５０％Ａｌは脱酸のために必須の元素であり、本発明の鋼材の
場合、０．００１０％以上の含有量が必要である。一
方、０．０５０％を超えると、特にＨＡＺにおいて靱性
が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のア
ルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えら
れる。本発明は、組織微細化ではなく介在物の削減によ
ってボンド部の靱性向上を図るものであり、したがっ
て、前記のような介在物の増加は靱性向上に対して極め
て有害となる。このため、Ａｌの含有量を０．００１０
〜０．０５０％とした。なお、Ａｌの含有量は０．００
１０〜０．０２０％とすることが好ましい。ここで、Ａ
ｌが所謂「ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）」を指すことは
既に述べたとおりである。

【００３４】Ｃａ：０．００４％以下Ｃａは添加しなくてもよい。添加すれば、鋼中のＳと反
応して溶鋼中で酸・硫化物（オキシサルファイド）を形
成し、この酸・硫化物はＭｎＳなどと異なって圧延加工
で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるた
め、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接
割れや水素誘起割れを抑制する作用がある。この効果を
確実に得るには、Ｃａの含有量は０．０００２％以上と
することが好ましい。しかし、その含有量が０．００４
％を超えると靱性の劣化を招くことがある。したがっ
て、Ｃａの含有量を０．００４％以下とした。

【００３５】希土類元素：合計で０．００４％以下希土類元素は添加しなくてもよい。添加すれば、ＨＡＺ
組織を微細にしたり、Ｓを固定する作用がある。こうし
た効果を確実に得るには、希土類元素を合計で０．００
０５％以上含有させることが好ましい。しかし、その含
有量が０．００４％を超えると靱性の低下を招くことが
ある。したがって、希土類元素の含有量を合計で０．０
０４％以下とした。

【００３６】本発明においては、不純物元素としての
Ｐ、Ｓ及びＮの含有量を下記のとおりに制限する。

【００３７】Ｐ：０．０５％以下Ｐは粒界に偏析して靱性を低下させ、更に、溶接時に高
温割れを生じさせる。特にその含有量が０．０５％を超
えると、靱性の低下及び溶接時の高温割れ発生が著しく
なる。したがって、Ｐの含有量を０．０５％以下とし
た。なお、Ｐは延性破面率を低下させ、特に、米国石油
協会（ＡＰＩ）規格のＸ７０グレード以上の高強度材に
おける延性破面率の低下をもたらす。したがって、Ｘ７
０グレード以上の高強度を得る場合には、Ｐの含有量を
０．０２％以下とすることが望ましい。

【００３８】Ｓ：０．００７％未満Ｓは、ＣａやＲＥＭと結合して酸・硫化物（オキシサル
ファイド）を、又、Ｍｎと結合して硫化物を形成する
が、このうちＭｎＳは圧延時に破砕されて圧延方向に伸
び、水素誘起割れを招き、靱性も損なう。ボンド部にお
いては、ＭｎＳは部分的に固溶して形状が丸みを帯びる
ため靱性への悪影響は小さく、同じ介在物でもＴｉＮほ
どには厳しく削減する必要はない。それでもＳの含有量
が０．００７％以上になると、ＨＡＺ靱性の劣化は避け
られない。したがって、Ｓの含有量を０．００７％未満
とした。

【００３９】Ｎ：０．０１０％未満Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成して靱性を劣化さ
せ、更に、Ａｌと共存してとＨＡＺ靱性の低下をきた
す。特にその含有量が０．０１０％を超えると、前記
〜式を満足させた場合であっても、靱性の低下が著し
くなる。したがって、Ｎの含有量を０．０１０％未満と
した。

【００４０】本発明においては、上記に加えて、更にＴ
ｉ、Ｎ及びＡｌに関し、前記〜式を規定する。

【００４１】Ｔｉ（％）×Ｎ（％）：８．５×１０^-5未満従来、溶接用鋼材においてはＴｉＮを形成させ、しか
も、そのＴｉＮを溶接時に固溶消失させないことでＨＡ
Ｚ組織の粗大化を防止し、微細な組織とするために、Ｔ
ｉとＮを含有させることが多かった。しかし、既に述べ
たように、ＴｉＮを形成させても大入熱溶接した場合の
ボンド部ではＴｉＮによるγ粒の粗大化防止効果が失わ
れ、組織は粗大化するので微細組織が得られない。組織
の粗大化防止に寄与しないＴｉＮは、靱性を大きく損な
う介在物でしかないため、ボンド部ではむしろＴｉＮを
できるだけ固溶させる必要がある。このためには、前記
式を満たすように、つまり、Ｔｉ（％）×Ｎ（％）の
値が８．５×１０^-5未満となるようにする必要がある。
ＴｉＮの介在物としての悪影響を一層抑制するために
は、Ｔｉ（％）×Ｎ（％）の値は６．６×１０^-5未満と
することが望ましい。なお、ＨＡＺのうち母材に近い外
層部の靱性が重視され、この領域をある程度微細化する
必要がある場合には、Ｔｉ（％）×Ｎ（％）の値を９．
０×１０^-6超にするのがよい。

【００４２】Ｔｉ（％）／Ｎ（％）：３．４未満Ｔｉ含有量がＮ含有量に対して過剰で、ＴｉＮを形成し
た後にもＴｉが存在すると、このＴｉが溶接後の冷却時
にＴｉＣとして析出して鋼を強化するので靱性が著しく
低下してしまう。このため、Ｔｉ含有量はＮ含有量に対
して常に化学量論比から定まる値より少なくなければな
らない。このためには、前記式を満足するように、つ
まり、Ｔｉ（％）／Ｎ（％）の値が３．４を下回るよう
にする必要がある。

【００４３】Ａｌ（％）×Ｎ（％）：３．０×１０^-5未満 γ粒が粗大になったボンド部の靱性劣化の程度は、母材
のＡｌとＮの含有量に大きく依存し、Ａｌ（％）×Ｎ
（％）の値に比例する傾向がある。式を満たすよう
に、つまり、Ａｌ（％）×Ｎ（％）の値を３．０×１０
^-5未満とすることで、靱性の低下を防止できる。なお、
Ａｌ（％）×Ｎ（％）の値を２．０×１０^-5未満とすれ
ばボンド部靱性低下の防止効果がより確実に発揮され
る。

【００４４】以下、実施例により本発明を詳しく説明す
る。

【００４５】

【実施例】表１に示す化学組成を有する鋼を通常の方法
によって真空溶解炉で溶製し、１５０ｋｇ丸形インゴッ
トとした。なお、表１における鋼１〜８は化学組成が本
発明で規定する範囲内にある本発明例、鋼９〜１６は成
分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れ
た比較例である。

【００４６】

【表１】

【００４７】次いで、これらの鋼のインゴットを通常の
方法で熱間鍛造して厚さ１２０〜１７０ｍｍのブロック
とした後、１０８０〜１２００℃に加熱してから熱間圧
延し、圧延仕上げ温度９００℃で板厚２５〜５０ｍｍに
仕上げた。熱間圧延後は８７０〜８４０℃から水で強制
冷却して圧延後直接焼入れし、更に６００℃で焼戻しを
行った。

【００４８】こうして得られた板厚２５ｍｍの鋼板につ
いては板厚の中央部から、又、板厚３５ｍｍ以上の鋼板
については板厚の１／４の部位から、ＪＩＳＺ２２０
２に規定の４号シャルピー衝撃試験片とＪＩＳＺ２２
０１に規定の４号丸棒引張り試験片をいずれも圧延方向
に対して直角の方向から採取し、シャルピー衝撃試験と
引張試験を行って母材の性能（５０％破面遷移温度
_VＴ_S、降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ））を調査
した。

【００４９】更に、ＨＡＺ靱性を再現熱サイクル試験を
行って調査した。すなわち、圧延方向に対して直角な方
向の板厚中央部（板厚２５ｍｍ鋼板の場合）と板厚１／
４の部位（板厚３５ｍｍ以上の鋼板の場合）から、１１
ｍｍ角×６０ｍｍ長さの試験片を採取し、これに熱サイ
クルを付与した後、ＪＩＳＺ２２０２に規定の４号シ
ャルピー衝撃試験片に加工してシャルピー衝撃試験を行
い、エネルギー遷移温度（_VＴ_E）と０℃における吸収エ
ネルギー（_VＥ₀）を求めた。なお、熱サイクル条件にお
ける最高加熱温度の条件は、ボンド部を想定した１４０
０℃×３秒とＨＡＺ外層部を想定した１２００℃×３秒
の２種類とした。

【００５０】上記の条件で加熱した後の試験片は、２０
０ｋＪ／ｃｍの入熱でＳＡＷ溶接した場合の冷却条件に
相当する冷却条件、つまり、８００〜３００℃の冷却時
間が２５０秒となる条件で冷却した。

【００５１】表２に前記の母材性能とＨＡＺ靱性の調査
結果を併せて示す。

【００５２】

【表２】

【００５３】表２から、本発明例の鋼を用いた試験番号
１〜８は、ＨＡＺ靱性、つまり、ボンド部靱性とＨＡＺ
外層部の靱性とに優れていることが明らかである。

【００５４】これに対して、成分のいずれかが本発明で
規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼を用いた試
験番号９〜１６のＨＡＺ靱性は低い。すなわち、比較例
の鋼１０、鋼１６を用いた試験番号１０，１６の場合、
ＨＡＺ３ｍｍでの靱性は良好であるものの、組織の粗大
化を防止できないボンド部ではＴｉＮが残存して靱性が
低い。

【００５５】Ａｌ（％）×Ｎ（％）の値が本発明の規定
から外れる鋼９、鋼１２〜１４を用いた試験番号９、１
２〜１４は、ボンド部靱性が低い。

【００５６】Ｔｉ（％）／Ｎ（％）の値が本発明の規定
を外れる鋼１１、鋼１５を用いた試験番号１１、１５も
Ｔｉが過剰となるため、やはりボンド部靱性が低い。

【００５７】

【発明の効果】本発明の鋼材は、ＨＡＺ靱性に優れてい
るので、船舶、海洋構造物、中高層ビルなど各種溶接構
造物に利用することができる。この鋼材はＴｉ系酸化物
を鋼中に分散させるものではないので比較的容易に効率
良く生産することができる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓ
ｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｃｕ：
１．５％以下、Ｎｉ：４．０％以下、Ｃｒ：１．５％以
下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｎｂ：
０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１５％以下、Ｂ：０．０
０３％以下、Ａｌ：０．００１０〜０．０５０％、Ｃ
ａ：０．００４％以下、希土類元素：合計で０．００４
％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からな
り、不純物中のＰは０．０５％以下、Ｓは０．００７％
未満、Ｎは０．０１０％未満で、更に、Ｔｉ、Ｎ及びＡ
ｌについて下記〜式を満足する溶接熱影響部靱性に
優れた鋼材。Ｔｉ（％）×Ｎ（％）＜８．５×１０^-5・・・Ｔｉ（％）／Ｎ（％）＜３．４・・・・・・・Ａｌ（％）×Ｎ（％）＜３．０×１０^-5・・・