JP4709632B2 - 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法に関するものである。

高温耐力の確保を目的とした建築用途でのいわゆる耐火鋼は、特開平２−７７５２３号公報などをはじめとして多くの技術が開示されている。しかし、そのほとんどはＭｏを含有するものである。確かに、Ｍｏは、鋼の高温耐力を確保する上で極めて有効な元素であるが、同時に高価な元素でもある。

ところで、ＪＩＳ等で規格化されている一般の構造用鋼は、約３５０℃から強度低下するため、その許容温度は約５００℃となっている。すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災時における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が３５０℃以上にならないように規定されている。これは、前記鋼材では、３５０℃程度で耐力が常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。このため、一般鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が３５０℃に達しないように耐火被覆を施す必要がある。したがって、耐火鋼製造においては、一般鋼＋耐火被覆ならびにその施工コストに見合うものであることが前提となる。
特開平２−７７５２３号公報

ところが、高温耐力維持を目的として一般に添加されるＭｏは市況変化が大きく、添加量にもよるが、耐火被覆コストと見合わない状況も出てくることもある。このため、Ｍｏを添加しない安価な高温強度保証鋼の開発・実用化が待たれていた。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、市況変動の大きいＭｏを添加せずに優れた高温強度とともに鋼材の基本性能の一つである低温靭性にも優れる溶接構造用高張力鋼を得るため、比較的低いＣと比較的高いＮｂをベースに鋼成分を溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭとともに特定範囲に限定し、さらに製造方法を限定することで、工業的に安定して、しかも低コストで供給可能な方法を提供するものである。

本発明は、高温耐力確保・維持にきわめて有効なために通常用いられるＭｏを添加することなく、高温耐力を安定して確保するため、比較的高いＮｂ添加によるＮｂ析出物（炭窒化物）を利用するものである。Ｍｏを含有しない高温耐力保証鋼は、それ自体きわめて画期的であると同時に、焼入性の高いＭｏを含有しないことで、溶接構造用鋼としての基本性能（強度、靭性）はもちろん、溶接性やガス切断性をもかえって向上させることにもつながる。そして本発明によれば、火災時など高温にさらされる環境でも十分な耐力を有する溶接構造用高張力鋼が大量かつ安価に供給できるため、種々の用途の広範な溶接鋼構造物の安全性向上に資することが可能になる。
本願発明は、Ｎｂ、Ｍｏのみならず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎをはじめとする個々の合金元素量およびＰ_ＣＭを限定し、さらに製造条件を限定することで、溶接構造用鋼としての各種使用性能はもちろん、優れた高温強度と低温靭性を両立させたものであり、その要旨は以下の通りである。

本発明の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法は、成分が質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０３％以上０．３０％以下かつＮｂ≧２Ｃ、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下であり、Ｍｏ：０．０３％以下で、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰ_ＣＭ値が０．１６％以下である鋳片または鋼片を、１０００℃以上１３００℃以下の温度に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却を開始し、３５０℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする。

また本発明の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法においては、上記の成分に加えて質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．２０％以下の範囲でさらに含有されていることが好ましい。
更に本発明の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法においては、さらに質量％で、Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％、Ｃｕ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００３％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．００５以下％、の範囲でこれら１種または２種以上の元素が含有されていることが好ましい。
更にまた本発明の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法においては、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００５％以上０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００８％以下、の範囲でこれら１種または２種の元素が含有されていることが好ましい。

本発明により、高温強度と低温靭性に優れた溶接構造用高張力鋼が大量かつ安価に提供できるようになった。その結果、建築構造用として、耐火被覆の軽減または省略が可能となった。また、建築以外の用途においても、強度、靭性などの基本性能を具備した上で、さらに高温強度をも具備したため、高温に晒される可能性のある溶接構造物用鋼として、構造物の安全性を一段と高めることができるようになった。

以下、本発明の実施の形態について説明する。
本発明に係る高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法は、特定の組成の鋳片または鋼片を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却を開始し、３５０℃以下の温度で加速冷却を停止する、というものである。以下、本発明に係る溶接構造用高張力鋼の製造方法について、詳細に説明する。

本発明に係る鋳片または鋼片は、例えば、転炉において成分調整がなされ、連続鋳造法により鋳造されてなるものであって、Ｃ：０．００５％以上０．０５％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０３％以上０．３０％かつＮｂ≧２Ｃ、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００６％、さらに、Ｍｏが不可避的不純物として含有する程度の０．０３％以下で、実質的にＭｏを含有せず、残部が鉄および不可避的不純物からなるものである。ここで、ＲＥＭとは希土類元素である。
また、本発明に係る鋳片または鋼片は、Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭ値が０．１６％以下となるものである。
以下、鋼成分の限定理由並びに溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭ値について説明する。

Ｃは、高張力鋼としてはきわめて低いレベルに限定しており、本発明の特徴の一つである。これは、後述する他の成分とともに製造方法とも密接に関係している。鋼成分の中でもＣは鋼材の特性に最も大きな影響を及ぼすもので、下限０．００５％は強度確保や溶接などの熱影響部が必要以上に軟化することのないようにするための最小量である。しかし、Ｃ量が多すぎると焼入性が必要以上に上がり、鋼材が本来有すべき強度、靱性のバランス、溶接性などに悪影響を及ぼしたり、さらに、後述する比較的低温で加速冷却を停止する本発明に係る製造方法においては、鋼材表層の極端な硬化や板厚断面方向の材質変動を抑えるため、上限を０．０５％とした。

Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．４０％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも十分可能であり、ＨＡＺ靱性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、このようなことからＳｉは必ずしも添加する必要はない。

Ｍｎは、常温の強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると焼入性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を２．０％とした。

Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２０％とした。

Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１０％とした。

Ｎｂは、本発明における最も重要な元素の一つである。なぜなら、Ｍｏフリーの本発明鋼においては、高温耐力確保のためＮｂの析出物（炭窒化物）を利用しているからである。常温強度をＮｂ析出物による析出硬化で増加させるためには、比較的少ない量で良いが、高温時の耐力を確保するためには、０．０３％以上で、かつ、少なくともＣ量の２倍以上のＮｂ含有が必要である。上限については、必ずしも限界を見極めたわけではないが、本発明者らの実験により、溶接部の大幅な靭性劣化を招かない範囲として、本発明では０．３０％とした。なお、Ｎｂ添加は、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮することにも寄与する。

Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６０％とした。

Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接熱影響部の靭性、溶接性に有害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。

次に必要に応じて含有することができるＶ、Ｔｉの添加理由について説明する。
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有し、本発明におけるＶの役割は、Ｎｂを補完するものである。ただし、Ｖは、Ｎｂに比べて効果は小さく、焼入れ性にも影響を及ぼすため、上下限を限定したものだが、下限はＶ添加の効果を確実に享受できる最少量として０．０１％に、上限はあくまでＮｂの補完的役割であることと後述するＰ_ＣＭへの影響も勘案し０．２０％とした。

Ｔｉは、鋼母材および溶接熱影響部の靭性向上のために必須である。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏ（酸素）と結合してＴｉ_２Ｏ_３を主成分とする析出物を形成し、このＴｉ_２Ｏ_３が粒内変態フェライト生成の核となり溶接熱影響部の靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとして鋼スラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部の組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多過ぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％である。

次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｂ、Ｍｇの添加理由について説明する。
基本となる鋼成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがってその添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
Ｎｉは、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部の靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくない。また、Ｎｉを多く添加すると液体アンモニア中で応力腐食割れ（ＳＣＣ）を誘起する可能性が指摘されている。本発明者らの実験によれば、１．０％までの添加は溶接性や液体アンモニア中でのＳＣＣを大きく劣化させず、強度、靭性向上効果の方が大きいが、経済性を優先し、上限を０．５％とした。

Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の０．５０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。

Ｃｒは、母材の強度、靭性をともに向上させる。これらの効果を享受するため、添加する場合、最低０．０５％が必要である。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性を劣化を招き、経済性も失するため上限を０．５０％とした。

Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上させ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を０．００３％とした。なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくない。

Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。

次に、Ｃａ及びＲＥＭの添加理由について説明する。
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に悪化させ、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限はＣａ、ＲＥＭそれぞれ０．００４％、０．００８％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同等の効果を有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよく、２種を添加してもよい。

Ｍｏは、前述したように本発明では実質的に含まず、不可避的に混入する濃度レベル（概ね０．０３％以下）である。

鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。本発明では、Ｐ_ＣＭの値を０．１６％以下に限定する。Ｐ_ＣＭは一般的に溶接割れ感受性組成と呼ばれるもので、溶接性を表す指標であり、このＰ_ＣＭが低いほど溶接性が良好になる。一般に、Ｐ_ＣＭが０．２５％以下であれば優れた溶接性の確保が可能であるが、本発明における前記限定は、本発明の特徴をより明確にすることを企図したものであり、高張力鋼としては画期的に低いものである。この上限値０．１６％は、後述する比較的低温で加速冷却を停止しても、強度が過剰となったり、鋼材の表層が必要以上に硬化しないように限定したものである。下限は特に限定しないが、各成分の限定範囲から自ずと制約されるものである。

限定された鋼成分において、優れた高温強度と低温靭性を両立する溶接構造用高張力鋼を得るためには、製造条件も本願発明の通りに限定することが必要である。以下、その理由について説明する。

圧延に先立つ加熱温度を１０００〜１３００℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の微細化を図るためである。１３００℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が著しく劣化する。一方、加熱温度が低すぎると、板厚によっては後述する圧延終了温度の確保が困難となるばかりでなく、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させたり、析出硬化を発現させるためのＮｂの溶体化の観点から下限を１０００℃に限定した。

上述のような条件で加熱した鋳片または鋼片を、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上とし、７５０℃以上で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却する。オーステナイト未再結晶温度域での圧延を行うことによって、オーステナイト粒を顕著に細粒化するため、少なくとも３０％以上の累積圧下量が必要である。圧延終了温度が７５０℃を下回ると、フェライトが変態析出し、フェライトを加工（圧延）する恐れがあり、低温靭性確保の点で好ましくない。このため、圧延終了温度は、７５０℃以上に限定する。

７５０℃以上で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却を開始するのは、変態域の冷速を早めることで組織を微細化し、強度と靭性を同時に向上させるためである。また、組織を微細化することは、比較的低温で加速冷却を停止する本発明においてはＣ濃縮相であるマルテンサイト−オーステナイト混合相（Ｍ−Ａ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）が生成する可能性があるが、その場合でも微細に分散生成することになるため、鋼母材靭性への悪影響を抑えることにも寄与する。加速冷却開始温度が６８０℃を下回ると、粗大なフェライトが析出し始め、強度低下や靭性を劣化させるため、６８０℃以上からの加速冷却に限定した。この加速冷却は、３５０℃以下の温度で停止しなければならない。３５０℃を超える温度では、本発明のような比較的Ｃの低い鋼では、安定した高張力化が困難となる。

なお、加速冷却時の冷速は、鋼成分や意図する強度や低温靭性レベルによっても変わるため一概には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温度から３５０℃までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒以上とすることが望ましい。

転炉における成分調整工程及び連続鋳造機による鋳造工程を経て、表１に示す組成の鋳片を製造した。
得られた鋳片について、１０５０〜１２８０℃の温度に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％〜８０％として７２０℃〜９３０℃の温度で熱間圧延を終了した後、６５０℃〜９１０℃の温度から加速冷却を開始し、１８０℃〜４００℃の温度で加速冷却を停止することにより、厚さ１９〜１００ｍｍの溶接構造用高張力鋼を製造した。
表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を示し、表２に製造条件を示す。

得られた溶接構造用高張力鋼について、降伏強さ、引張強さ、ｖＴｓ（遷移温度）、６００℃における降伏強さ、及び予熱なしでのｙ割れ試験時のルート割れの有無を評価した。尚、予熱なしでのｙ割れ試験は、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定されているｙ形溶接割れ試験である。これらの諸特性の評価結果を表２に併せて示す。

表２に示すように、本発明の製造方法にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、本発明によらない比較鋼は、いずれかの特性が劣っている。

例えば比較鋼１１は、Ｃ量が高いため本発明鋼に比較して、ｖＴｓ（遷移温度）が高くなっており、低温靭性に劣っていることがわかる。また、表２には例示しないが、比較鋼１１では、加速冷却停止温度が比較的低いために、表層硬さが硬くなり、板厚内部との硬さ差がきわめて大きくなり、曲げ加工性、穿孔性などの使用性能に劣ることが予想される。
次に、比較鋼１２は、Ｎｂ量の絶対値が低いため、６００℃における降伏強さが低くなっており、高温強度に劣ることがわかる。

次に、比較鋼１３は、鋼に含まれる個々の成分元素の組成比が本発明の限定範囲にあるものの、Ｎｂ量（０．０５質量％）が、Ｃ量の２倍量（０．０３質量％×２＝０．０６質量％）に対して低いため、６００℃における降伏強さが低くなっており、高温強度に劣ることがわかる。
また、比較鋼１４は、Ｃ量が低いために、常温及び６００℃における降伏強さが低下していることがわかる。

次に、比較鋼１５−１は、圧延後加速冷却が施されていないため、常温及び６００℃における降伏強さが低下している。
比較鋼１５−２は、圧延終了温度が低く、結果として加速冷却開始温度が確保できずに低くなってしまったため、常温及び６００℃における降伏強さが低下している。
比較鋼１５−３は、加速冷却開始温度が低いため、常温及び６００℃における降伏強さが低下している。また、比較鋼１５−４は、加速冷却停止温度が高いため、常温及び６００℃における降伏強さが低下している。

なお、本発明鋼及び比較鋼とも、Ｐ_ＣＭは十分低いために、溶接性（ｙ形溶接割れ試験）はいずれも良好で、明確な差は見られなかった。
ただし、比較鋼１６については、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎ及びＣｒの組成比は本発明の限定範囲内にあるものの、Ｐ_ＣＭが０．１６質量％を超えている。この結果、強度は過剰となり、本発明が対象とする５０キロ級の強度を超過している。

本発明に係る高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼は、火災など高温時の耐力維持を目的とした建築構造用の耐火鋼に主に適用されるが、建築用途に限らず、海洋構造物、船舶、橋梁、各種貯槽タンク用など幅広い用途の溶接構造用高張力鋼に適用できる。なお、主に対象とする強度レベルは、降伏強さで３２５〜４７５ＭＰａ、引張強さで４９０〜６４０ＭＰａの、いわゆる一般に５０キロ鋼と呼ばれるクラスのものである。

Claims (4)

1. 成分が質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０３％以上０．３０％以下かつＮｂ≧２Ｃ、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下であり、Ｍｏ：０．０３％以下で、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰ_ＣＭ値が０．１６％以下である鋳片または鋼片を、１０００℃以上１３００℃以下の温度に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上として７５０℃以上の温度で熱間圧延を終了した後、６８０℃以上の温度から加速冷却を開始し、３５０℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。
2. 上記の成分に加えて質量％で、Ｖ：０．０１％以上０．２０％以下の範囲でさらに含有されていることを特徴とする請求項１に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。
3. さらに質量％で、Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００３％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．００５％以下、の範囲でこれら１種または２種以上の元素が含有されていることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。
4. さらに質量％で、Ｃａ：０．０００５％以上０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００８％以下、の範囲でこれら１種または２種の元素が含有されていることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法。