JPH02175815A - 靭性の優れた溶接構造用高張力鋼材の製造方法 - 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） 本発明は溶接熱影響部（以下ＨＡＺと樗す）のシャルピ
ー試験値（ｖＥ＝低温靭性）とディープノツチ試験値（
Ｋｃ値＝破壊靭性値、以下ＫＣ値と榊す）に優れ、大型
溶接構造物の安全性の確保を含む使用性能の保証を満足
する溶接構造用高張力鋼を経済的に製造する方法に関す
るものである。

〈従来の技術） 一般に鋼材を両面多層ＳＭＡＷ、両面多層ＳＡＷ　、片
面−層ＳＡＷ等のサブマージアーク溶接等により接合す
ると、）ＩＡＺに粗大な結晶粒が生成して脆化組織が形
成され靭性が劣化する事が知られている。

一方このＨＡＺの靭性劣化を防止する方法は種々の提案
があり、その代表的なものとして特開昭６３２１０２３
５号公報による提案がある。

この提案は２つの要件で構成されている。

要件の１つは成分限定にあり、Ｃ，Ｓｉ、　Ｍｎ等の基
本成分の他に、実質的にＡ！を含有せず、優れた）ＩＡ
Ｚ靭性を得るために、ＨＡＺ　＆ｔ［の微細化の核とな
るＴｉ２Ｏ３、ＴｉＮの２つの微細な析出物を同時に多
量生成させることを目的として、Ｔｉ、　Ｏ，ＮｉＪの
バランス条件を次記の範囲に規定している。

−０，０１％≦〔Ｔｉ％）−２〔Ｏ％〕−３．４〔Ｎ％
〕≦＋０．０１５％ 残る要件は、上記した第１の要件を満たす鋼にＴｉ、ｆ
：ｈ　、ＴｉＮを多数生成させるめに、凝固冷却速度の
速い連続鋳造法によりスラブとした後、該スラブの再加
熱温度を１２５０℃以下としてＴｉＮの粗大化を防ぎ、
優れた）ＩＡＺ靭性を確保すると共に、更に優れた母材
靭性を得るために、製造費の増大を余儀無く招く、制御
圧延、制御圧延と加速冷却、圧延直接焼入れと焼戻し、
＾ｃ、点以下の温度に再加熱する脱水素等の加工熱処理
を施す事を規制している。

これ等により前記した提案は、３３．６〜５１．０のＹ
Ｓ（Ｊｆ／ｍｉ”）　、４９．０〜６１．５のＴＳ　（
ｋｇｆ／ｍ＋ｎ”）からなる強度と、２４．７〜４５．
３のｖＥ　、、（ｋｇｆ　　−ｍ）で示される靭性を有
する母材を得ている。

又）容接入熱２００ｋＪ／ｃｍ相当の溶接再現熱サイク
ル材のンヤルビー試験値は、再現熱サイクルにおけるピ
ーク温度１３００℃及び１４００℃での破面遷移温度（
ｖＴｒｓ）として−４０℃〜−８３℃及び−４４℃〜−
７１℃と優れた値を得ている。

従来、海洋構造物、船舶、貯槽等の大型溶接構造物の使
用性能の保証、とりわけ安全性の確保に重要な溶接部の
低温靭性の保証とその確認は、例えば前記特開昭６３−
２１０２３５号公報に示されている様にンヤルピー試験
値を用いて行われている。

このシャルピー試験値は良く知られている様に種々の組
織で構成されている切り欠き部の平均的特性のみを示す
もので、経験に基づく安全性の評価に使用出来ても、構
造物の破壊特性を正確に評価する事は出来ない。

前記した特開昭６３−２１０２３５号公報の提案方法で
製造された鋼もこの点においては同じで、必ずしもＫｃ
値は良くない。

（発明が解決しようとする課題〉 これ等の点から、本発明はＩＩＡＺが優れたシャルピー
試験値を発渾する）容接構造用高張力鋼材を経済的に製
造すると共に、経験に基づき安全性を評価出来る該シャ
ルピー試験値のみならず、ＩＩＡＺの切り欠き先端の最
脆化組織の特性を破壊力学的に評価出来るＫｃ値も、こ
の種鋼材に一般に求められている５００ｋｇｆ／ｍｉ”
”　（０℃）　以上ｃ７）　（ｆ　ｈ　タ（ａ　ヲ示を
溶接構造用高張力鋼材の製造方法を確立して大型溶接構
造物の使用性能の保証を万全にする事を課題とするもの
である。

く課題を解決するための手段〉 本発、明は上記課題を達成するために、（１）重量％で
、 ６１２５０．００４％ Ｔｉ：　０．００５〜０．０３０％ Ｎ：　　０．００１　〜０．００６５％０：　　０．０
０１５〜０．００６０％を含存し、且つ−０，０１％≦
〔Ｔｉ％）−２（０％］３．４　　（Ｎ％〕≦＋０．０
４５％を満足する低温用溶接構造用鋼を鋳型に注入しつ
つ液相線から固相線の間を１０℃／分以上の速度で冷却
し、凝固後８００℃から少なくとも５００℃迄の間を２
℃／秒〜５０℃／秒の速度で冷却する事を第１の手段と
し、 （２）重量％で Ａｌ：６０．００４％ Ｔｉ　：　０．００５〜０．０３０％ Ｎ　：　０．００２５〜０．００６５％０　：　０．０
０１５〜０．００６０％を含有し、且つ−ｏ、ｏｏｓ％
≦（７４％）−２〔○％〕３．４　　（Ｎ％〕≦Ｏ％を
満足し、その他Ｆｅと不可避的成分からなる溶接構造用
高張力鋼を鋳型に注入し、液相線から固相線の間を１０
℃／分以上の冷却速度で冷却して凝固後１３００℃から
１０００“Ｃの間を５℃／分以上の速度で冷却後、８０
０℃から５００℃迄の間を２℃／秒〜５０℃／秒の速度
で冷却する事を第２の手段とし、 （３）重量％で Ａｌ：６０．００４％ Ｔｉ　：　０．００５〜０．０３０　％Ｎ　：　０．０
０２５〜０．００６５％０　：　０．００１５〜０．０
０６０％を含有し、且つ−０，００８％≦（７４％）−
２（０％〕−３．４〔Ｎ％〕≦０％を満足し、その他Ｆ
ｅと不可避的成分からなる溶接構造用高張力鋼を鋳型に
注入し、液相線から固相線の間を１０″Ｃ／分以上の冷
却速度で冷却し、凝固後１３００℃から１ｏｏｏ’ｃの
間を５℃／分以上の速度で冷却凝固後加工熱処理する事
を第３の手段とするものである。

通常、溶接構造用高張力鋼は所要の材質を得るために、
その成分は従来から当業分野での活用で確認されている
作用、効果の関係を基に、例えば前記特開昭６３−２１
０２３５号公報に記載され、次記する様に、基本的成分
と鉄及び不可避的な成分を後述する理由に基づいて定め
られた各種の元素を付記した量添加して構成している。

つまり基本的成分としては、重量％で、Ｃｊ　Ｏ，０１
〜０．１５％　　Ｎｂ　：　０．００５〜０．０６％Ｓ
ｉ　：　０．５％以下　　　Ｔｉ　：　０．００５〜０
．０３％Ｍｎ　：０．５〜２．０　％　　　Ｎ　：　０
．００１０〜０．００６５％Ｐ　：　０．０２５％以下
　　０　：　０．００１５〜０．００６％Ｓ　：　０．
００５％以下　　Ａｌ　：　０．００４％以下を含み、
更に不可避的成分として、重量％で、Ｖ　：　０．００
５〜０．１％　Ｍｏ　：　０．０５〜０．４％Ｎｉ　：
　０．０５〜２．０％　　Ｂ　：　０．０００３〜０．
００２％Ｃｕ　：　０．０５〜１．０％　　Ｃａ　：　
０．０００５〜０．００５％Ｃｒ　：　０．００５〜１
．０％　ＲＥＭ：０．００５〜０．０３０の一種または
二種以上を選択添加している。

又これらの成分の添加理由及び添加量の限定理由は、通
常は次の通りである。

Ｃは母材及び溶接部の強度の確保、並びにＮｂ、Ｖ等を
添加した時にこれらの効果を発揮させるために添加し、
その効果の限界から０．０１％を下限としており、また
母材靭性への悪影響、溶接性の劣化、高炭素島状マルテ
ンサイトの生成による）ＩＡＺ靭性の劣化を防止するた
めに０．１５％を上限としている。

Ｓｉは脱酸上必要な元素であるが、溶接性、ＩＩＡＺ靭
性の劣化を防止するために、０．５％を上限としている
。

Ｍｎは強度と靭性を確保し、粗大な初析フェライト（以
下フェライトをαと栴す）がＨＡＺのオーステナイト（
以下オーステナイトをＴと栴す）粒界に生成して靭性を
低下させるのを防止するため、０．５％を下限とし、多
量の添加は連続鋳造スラブの中心偏析を助長し、焼入れ
性を増加させ硬化組織を生成して母材靭性及びＨＡＺ靭
性を劣化させ、又溶接性を劣化せしめるので２．０％を
上限としている。

不純物成分であるＰ及びＳは、それぞれ母材及びＨＡＺ
の靭性を所要レベルに維持するため、Ｐは０．０２５％
を、Ｓは０．００５％を上限としている。

特にＰの低減はＩＩＡＺの粒界破壊を防止する上で有効
であり、望ましくは実質的には０．０１％を上限とする
のが好ましく、又Ｓの低減は粒界αの生成を抑制して靭
性が向上するので望ましい。

ＮｂはＩＩＡＺの７粒界に生成するαを抑制し、組繊を
微細化する効果がある。そのため０．００５％を下限と
する。又多量ぎると焼入性を高め靭性に存害なフェライ
トサイドプレート（以下ＦＳＰと榊す）及び島状マルテ
ンサイトの生成を助長する事から０．０６％を上限とし
ている。

Ｔｉ、０、Ｎは上記した基本成分で保証したレベルから
更にＩＩＡＺのシャルピー試験値を改善するため、溶接
部が熱サイクルを受けてＴからαに変態する時にγ粒内
に存在して核としてＴから微細なアシキエラーフエライ
ト（以下ＩＦＰと称す）を放射状に生成し、ＨＡＺの組
織を微細化する核となる微細な↑１２０３と更にＨＡＺ
のγ粒の粗大化を防止してＨＡＺの組織を微細化する微
細なＴｉＮを生成するのに必要な量を確保すると共に、
Ｔｉ不足により固溶Ｎの増大を招きＨＡＺ靭性が劣化す
るのを防ぐため、Ｔｉはｏ、ｏｏｓ％、ＯＬｔｏ、００
１５％、Ｎは０．００１０％を下限とし、更にＴｉは過
剰なＴｉによるＴｉＣの生成によって靭性が劣化するの
を防止するため０．０３％を上限とし、０は過剰な０に
より非金属介在物を生成してＩＩＡＺ靭性の劣化を防止
するため０．００６％を上限とし、Ｎは固ｔＩＦＮによ
るＨＡＺ靭性の劣化を防止するために０．００６５％を
上限としている。

このようにして得られるＴｉ、Ｏ，とＴｉＮを通常の製
鋼法で鋼中に分散させて所要のシャルピー値を得るには
、 −０，０１％≦〔Ｔｉ％）−２〔Ｏ％〕−３，４［Ｎ％
］≦十０．０１５％のバランス条件を満たす必要がある
。

この関係式はＴｉ２（ｈとＴｉＮのみが生成すると考え
た時に化学量論的にみたＴｉ、０、Ｎの過不足量を表す
バランス条件の弐である。

又Ａｌは通常脱酸に用いられ鋼中に含まれる。

しかし本発明ではＡｌが鋼中に含まれるとＯと結合しで
Ｔｉ、０３の生成が妨害されるので０．００４％を上限
としている。

尚本発明においてはＴｉとＳｉのみの脱酸で支障はない
。

又■、Ｎｉ、　Ｃｕ、　Ｃｒ、　Ｎｏ、、Ｂ、　Ｃａ、
　ＲＥＭは基本成分で確保した優れた特性を損なう事な
く、強度、靭性をさらに向上せしめるために用いる。

ＶはＮｂと同様の効果を発揮し、０．００５％を下限と
し、経済性から０．１％を上限としている。

Ｎｉは母材の強度、靭性の向上のため０．０５％を下限
とし、溶接性への悪影響を防止するため、２．０％を上
限としている。

Ｃｕの０．０５％以上の添加は、溶接部の強度、靭性を
高める他、耐蝕性、耐水素誘起割れ性を改善するが、熱
間圧延時のＣｕ起因の割れの防止から１．０％を上限と
している。

Ｃ「の０．００５％以上の添加は母材、ＨＡＺの強度を
高めるが、溶接性、ＨＡＺ靭性の劣化防止から１．０％
を上限としている。

Ｍｏの０．０５％以上の添加は、母材の強度、靭性を共
に高めるが、０．４％超の添加は母材及び溶接部の靭性
及び溶接性を劣化させる。

Ｂは０．０００３％以上添加すると、母材の焼入れ性を
高めて強度を高め、更にＩＩＡＺでは固溶Ｂが１粒界に
偏析して靭性に有害な板状初析αの生成を防止するが、
多量になるとＦｅｚｚ（ＣＢ）ｉ等の粗大な析出物が粒
界に析出して靭性を劣化させるので上限を０．００２％
にしている。

Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００５％以上
の添加で硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、母材の靭性
を向上させ、耐水素誘起割れ性の改善に効果を発揮する
が、ＣａＯ、ＣａＳが多量に生成して、大型介在物を形
成し、母材の靭性を頃なうばかりでなく、清浄度が低下
し、溶接部へ悪影響を与えるのでＣａは０．００５％を
、ＲＥＭは経済性の点から０．０５％を上限としている
。

又Ｃｅｑ　、は通常ＣＺ＋ＳｉＺ／２４＋ＭｎＺ／６　
＋Ｎｉ′ｙ、／４０＋ＣｒＺ１５　＋ＭｏＺ／４　＋Ｖ
Ｘ／１４　≦０．４５トＬテイル。

本発明においてはこれ等の各元素を本発明の作用・効果
に支障なく同等の理由に基づき同量の範囲で選択的に使
用する事が出来、これ等を含む鋼は本発明の対象鋼に含
まれる。

又本発明において用いる加工熱処理は、特開昭６３−２
１０２３５号公報に記載の通り、制御圧延、制御圧延と
加速冷却、圧延直接焼入れと焼戻し、それ等に加えてＡ
ｃ１点以下の温度に再加熱する脱水素等を指し、この加
工熱処理自体は公知である。

本発明の第１の発明は、特開昭６３−２１０２３５号公
報による提案が必要としている加工熱処理を行う事なく
経済的に母材の靭性を向上するため、上記の特開昭６３
−２１０２３５号公報に記載の範囲に各種の成分と鉄及
び不可避的成分、及びＴｉとＮと０のバランス条件を整
えた鋼を鋳型に注入し、液相線から固相線の間を１０℃
／分以上の速度で冷却して凝固鋼片に微細なＴｉｚ０３
ｚを充分に析出させ、ＩＩＡＺに微細なＩＦＰと塊状α
の組織を形成可能とし、更に凝固後ａｏｏ　’ｃから５
００℃の間を２℃／秒〜５０℃／秒の速度で冷却して特
開昭６３−２１０２３５号公報の提案の如く加工熱処理
を行う事なく、γ−α変態時にベーナイト組織を微細化
して母材とＩＩＡＺのシャルピー試験値を向上するもの
である。

本発明の第２及び第３の発明は、ＨＡＺのシャルピー試
験値と共にＫｃ値を向上するために、ＴｉとＮと０のバ
ランス条件を上記第１の発明、及び特開昭６３−２１０
２３５号公報による提案とは異なる範囲、つまり、−０
，００８％≦〔Ｔｉ％）−２〔Ｏ％〕　−３．４〔Ｎ％
）６０％に限定し、更にＮの下限を０．００２５％に限
定してこれ等以外は、上記した第１の発明及び特開昭６
３−２１０２３５号公報による提案と同様にして上記の
各種の成分と鉄及び不可避的成分の範囲に整えた鋼を鋳
型に注入し、液相線から面相線の間を１０℃／分以上の
速度で冷却して鋼片の凝固時にＴｉ　ｇｏｓを充分に微
細な状態に析出させ、ＩＩＡＺに微細なＩＦＰと塊状α
の組織を生成可能とし、更に凝固後１３００℃から１０
００”Ｃの間を５℃／分以上の速度で冷却する事により
ＴｉＮを鋼中に微細に分散させて鼎２に微細なＴ組織を
形成可能としたものである。

これによってＨＡＺにおける１粒は５００μＩ以下とな
り、主たる＆［Ｉ織がＩＦＰと塊状αで構成され、シャ
ルピー試験値はもとよりＫｃ値も前記した所要の値以上
を確保可能とするものである。

特に第２の発明は、上記した特徴に加えて、特開昭６３
−２１０２３５号公報の提案及び第３の発明が母材の組
織を微細化して母材靭性を向上するために行う加工熱処
理に代え、本発明者等の新知見を活用した鋼片の制御冷
却方法、つまり凝固後の鋼片を８００℃〜５００℃にお
いて２／秒〜５０／秒の冷却速度で冷却を行って、経済
的に、更に鋼材の靭性を向上するものである。

〈作用〉 本発明者等は本発明の課題を達成するために、平均的に
安全性を保証出来るシャルピー試験値の向上と共に該シ
ャルピー試験値のみならず、ＨＡＺの切り欠き先端の最
脆化組織の特性を評価出来るＫｃ値を含んで破壊力学的
に大型溶接構造物の使用性能を保証する方法についてに
種々実験・検討を行った。

その結果、■ＩＩＡＺのＩＦＰを微細化してシャルピー
試験値を向上する核として、鋼片に形成が必要な微細な
Ｔｉ、０□は鋳型に注入した溶鋼の冷却速度と密接な関
係があり、■Ｉ（ＡＺ　γを微細化してシャルピー試験
値を向上するために、鋼片に形成が必要な微細なＴｉＮ
が凝固後の１３００℃から１０００℃間の冷却速度と密
接な関係が有り、■母材靭性の向上に必要な母材の微細
なαの生成が、凝固後鋼片の８００℃から５００℃間の
冷却速度と密接な関係がある事を知見した。

即ち、液相線から固相線の間の冷却速度が１０℃／分未
満では微細なＴｉｚＯｉが鋼中に存在せず、所要のＨＡ
Ｚ靭性を得るのに望ましいＩＦＰ　ＭｉＩが生成されな
くなると共に、凝固後１３００℃から１０００℃の間を
５℃／分未満の冷却速度で冷却すると鋼片に微細なＴｉ
Ｎが生成せず、ＨＡＺの１粒は５００μｌを超える極め
て粗大なものとなり微細な）ＩＡＺ組織は生成せず、シ
ャルピー試験値の向上は望めず、所要のＫｃ値の確保は
不可能となってＨＡＺの靭性を向上させる事が出来なく
なり、８００℃から５００　℃の間を２℃／秒〜５０℃
／秒の速度で冷却すると加工熱処理を省略でき得る事を
知見した。

本発明者等は、上記■の知見を活用して特開昭６３−２
１０２３５号公報の提案と同様に成分条件及びＴｉとＮ
と０のバランス条件、−０，０１％≦〔Ｔｉ％）−２〔
０％）−３．４〔Ｎ％）≦＋０．０１５％を設定して＋
１ＡＺの良好なシャルピー試験値を確保すると共に該特
開昭６３−２１０２３５号公報の提案が必須としている
加工熱処理を、■の知見を活用して経済的な方法に代え
る第１の発明を確立し、更に本発明者等は、■と■と■
の知見を活用してＩ（ＡＺのシャルピー試験値のみなら
ず）ＩＡＺの切り欠き先端の最脆化組織の特性を評価出
来るＫＣ値も優れた溶接構造用高張力鋼材の製造方法を
検討し、上記した如く凝固後の鋼片内に所要量のＴｉｇ
ＯｉとＴｉＮを生成するため、Ｔｉはｏ、ｏｏｓ％、Ｎ
は０．００２５％、０は０．００１５％を下限とし、過
剰なＴｉによるＴｉＣの生成がもたらすＨＡＺ靭性の劣
化を防止すると共に、Ｔｉの不足から固？９Ｎが発生し
てＨＡＺ靭性の劣化を招くのを防ぎ、過剰な０による非
金属介在物の生成によってＨＡＺ靭性を低下するのを防
止するためＴｉは０，０３％、Ｎは０．００６５％、０
は０．００６％を上限とし、更に本発明者等が本実験・
検討から得た第１図及び第２図が示す知見に基づいて、
ＴｉとＮとＯのバランス条件を、−ｏ、ｏｏｓ％≦〔Ｔ
ｉ％）−２〔Ｏ％〕　−３，４〔Ｎ％〕≦０％とする事
によりシャルピー試験値のみならずＨＡＺの切り欠き先
端の最脆化組織の破壊靭性を評価出来るＫｃ値も優れた
溶接構造用高張力鋼材を製造する第２及び第３の発明を
確立するに到うたのである。

〈実施例〉 表１及び表２の鋼種ＡからＺ及び鋼種ＡｌからＪ１迄は
、本発明の第１発明の対象鋼であり、ｔＩＡ種に１から
Ｋｌ迄は比較鋼である。

又表１及び表２の鋼１１ＡからＣ，Ｆからり、ＮとＯ，
Ｒ，４からＺ、及びＡｌからＪｌ迄は、本発明の第２、
第３発明の対象鋼であり、鋼種り、Ｅ、Ｍ、Ｐ、Ｑ、Ｓ
、とＫｌから×１は比較鋼である。

表３乃至表６は、使用鋼種、凝固冷却速度、凝固鋼材の
１３００℃から１０００℃迄Φ冷却速度、８００℃から
５００℃迄の冷却速度、及び使用した加工熱処理方法と
条件に伴う母材特性とＨＡＺ靭性を示す。

表３及び表４の調香ｌから３７は鋼種及び凝固冷却速度
と８００℃から５００　℃迄の冷却速度が本発明の第１
発明の範囲内にある例である。

調香１から３７の何れも母材の靭性はシャルビ試験の破
面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−７５℃以下の優れた靭性が
得られた。

又ＨＡＺの一８０℃における吸収エネルギーで示す靭性
は、溶接入熱が１６から２５ｋＪ／ｃ＋＊の小入熱両面
多層サブマージアーク溶接継手のボンド部では、ｖＥ−
１６で４．４　ｋｇｆ　−ｍ以上、溶接入熱が３３から
５０ｋＪ／ｃ＋ａの中入熱両面多層サブマージアークｉ
８　ｔ！継手のボンド部では、ｖＥ−ａ。で４．９ｋｇ
ｆ・１以上、溶接入熱が１９０から２５０ｋＪ／ｃ■の
大入熱片面−層サブマージアーク溶接継手のボンド部で
は、ｖＥ−６・で４．６　ｋｇｆ／ｍ＋＊”以上を示し
、ＨＡＺが低温靭性に優れている事を示した。

一方、調香３８から６８は比較例で、３８から４２．４
６から４８．５２．５３．５６．５７及び５９から６２
．６７は凝固冷却速度と８００℃から５００　℃の冷却
速度が第１発明の上下限を外れたもの、また調香４３か
ら４５．４９から５１．５４．５５．５８と６３から６
６．６８は第１発明の成分限定範囲を満足しない鋼種を
使用して第１発明の凝固冷却速度と８００℃から５００
℃の冷却速度を満たすものである。

母材靭性は何れの場合もｖＴｒｓで一４０℃程度しか得
られず、ＨＡＺ靭性は溶接入熱が１６から２５ｋＪ／ｃ
ｍの小入熱両面多層サブマージアーク溶接継手のボンド
部では、ｖＥ−＝６で３．３ｋｇｆ−ｍ以下、溶接入熱
が３３から５０ｋＪ／ｃｍの中入熱両面多層サブマージ
アーク溶接継手のボンド部においてはｖＥ−８０で３．
２ｋｇｆ−ｍ以下、溶接入熱が１９０から２５０ｋＪ／
ｃｍの大人熱片面−層サブマージアーク溶接継手のボン
ド部ではｖＥ−６６で２．５ｋｇｆ−ｍ以下を示し、Ｈ
ＡＺのシャルピー試験値で評価した低温靭性は、要望を
満たす事が出来なかった。

表５の調香１．３．４．７．８．１０．１２．１３．１
５．１６．１９．２１から２４．２６から２９．３Ｌ　
３３．３４は成分及び凝固冷却速度と１３００℃から１
０００℃迄の冷却速度、８００℃からｓｏｏ　’ｃ迄の
冷却速度が第２発明の範囲内にある例である。

母材は何れもｖＴｒｓで一６８℃以下の優れた靭性を示
した。

又）ＨＡＺの靭性は、溶接入熱が１９０から２５０ｋＪ
／ｃｍの大入熱片面−層サブマージアーク溶接継手のボ
ンド部では、ｖＥ−６０で１０．９ｋｇｆ　　−ｒａｍ
以下、且つボンド部のＯ″ＣでのＫｃＩＩ！！は５７０
ｋｇｆ／　ｌｌｌ１３／２以上を示し、ＨＡＺがシャル
ピー試験値のみならずＫｃ値も優れている事を示した。

一方、調香２．５．６．９．１１．１４．１７．１８．
２０．２５．３０．３２は比較例であって、調香５．６
、ｌ４．１７．１８．２０は第２発明の成分限定範囲を
満足せず、調香２．２５は凝固冷却速度が、調香１１．
３２は１３００℃から１ｏ００’ｃ間の冷却速度が、調
香９．３０は８００℃から５００“０間の冷却速度の各
々が第２発明の上下限を外れたものである。

母材靭性は何れの場合もｖＴｒｓで一４５℃程度しか得
られず、ＩＩＡＺ　ｆｌｌＪ性は溶接入熱が１９０〜２
５０ｋＪ／ｃｍの大人熱片面−層サブマージアーク溶接
継手ではボンド部のＶＥ−ｉｏが３．１ｋｇｆ−ｎ以下
で且つボンド部の０゛ＣでのＫｃ値が４１０ｋｇｆ／ｍ
１１””以下で、）ＩＡＺのシャルピー値のみならずＫ
ｃ値も劣り低温靭性の要望を満たす事が出来なかった。

表６の調香１．３．４．７．８．１０．　ｘ２：、１３
．１５．１６．１９．２１から２４．２６から２９．３
１．３３．３４は成分と凝固冷却速度と１３００℃から
１０００°ｃ’ｃ迄の冷却速度が、本発明の第３発明の
範囲内にある例である。

母材は圧下比１から２２に及ぶ加工熱処理により製造さ
れるため優れた強度と靭性を示す。第３発明の母材は何
れの場合もｖＴｒｓは一７３℃以下の優れた靭性が得ら
れた。

又１１ＡＺの靭性は、溶接入熱が１９０から２５０ｋＪ
／ｃｌの大入熱片面−層サブマージアーク溶接継手のボ
ンド部では、ｖＥ−６゜で９．９ｋｇｆ　−ｒｅ以上で
、且つボンド部のディープノツチ特性（０℃でのＫｃ値
）は５６５ｋｇｆ／　ｍｍ”２以上を示し、ＨＡＺがシ
ャルピー値のみならずＫｃ値も優れている事を示した。

一方、調香２．５．６．９．１１．１４．１７．１８．
２０．２５．３０．３２は比較例であって、更に調香５
．６．１４．１７．１８．２０は第３発明の成分限定範
囲を満足せず、調香２．９．２５は凝固冷却速度が、調
香１１３０．３２は１３００℃から１０００”ｃの冷却
速度が第３発明の上下限を外れたものである。

これ等の母材靭性はｖＴｒｓで一４５℃程度で、ＨＡＺ
靭性は溶接入熱が１９０から２５０　ｋＪ／ｃ＋ａの大
入熱片面−層サブマージアーク溶接継手のボンド部では
ｖＥ、、が３．１に、ｇｆ−ｒｘ以下で且つボンド部の
ｏ　’ｃでのＫｃ値は４０５ｋｇｆ／　ａｎ””以下で
、ＨＡＺのシャルビ試験値のみならずＫｃ値も劣り低温
靭性の要望を満たす事が出来なかった。

尚、表６の圧下比は、鋳造スラブの厚みを製品厚みで除
した値で、第３発明により得た母材及び＋１ＡＺの各靭
性は、表示の通り圧下比の変動の影響を実質的に受けな
かった。

〈発明の効果〉 本発明はＡＩ添加量を押制し、ＨＡＺのＩＦＰ組穐と塊
状αの生成核である微細なＴｉ、０３　と、）ＨＡＺ部
の１粒の粗大化を抑制する微細なＴｉＮの各々を鋼片段
階で生成し、ＩＩＡＺ靭性に有害なＴｉＣの生成を抑制
する条件を構成する様にＴｉ、０、Ｎの量と各々のバラ
ンス条件を設定した溶接構造用鋼張力鋼を鋳型に注入し
、しかる後、所要の凝固冷却速度と綱片の所定温度にお
ける冷却速度で鋼片内に上記した微細なＴｉ！０３　と
ＴｉＮを充分に生成すると共に母材に必要な微細なα組
織を有する鋼材を得るので、凝固の侭でも又必要に応じ
て圧延を行った何れの場合においても、近年この種鋼材
に求められている、大、中、小各人熱のサブマージアー
ク溶接における、シャルピー試験値とＫｃ値で保証され
た充分な１１＾Ｚ靭性と、母材靭性を併せ有する溶接構
造用鋼張力鋼材を生産性良く、経済的に製造する事が出
来る等、この種分野にもたらす効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は入熱２００ｋＪ／ｃｍ　　片面−層ＳＡＷにお
けるｆＴｉ　とＩＩＡＺのＫｃ値の関係を示す。 第２図は入熱２００ｋＪ／ｃ＋ａ　　片面−層ＳＡＷに
おけるｆＴｉ　と）ＩＡＺのｖＥ値の関係を示す。 特許出願人　新日本製鐵株式会社

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ａｌ：≦０．００４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ｎ：０．００１〜０．００６５％ Ｏ：０．００１５〜０．００６０％ を含有し、且つ −０．０１％≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕−３．４〔Ｎ％
   〕≦＋０．０１５％を満足し、その他Ｆｅと不可避的成
   分からなる溶接構造用高張力鋼を鋳型に注入し、液相線
   から固相線の間を１０℃／分以上の冷却速度で冷却し、
   凝固後８００℃から５００℃迄の間を２℃／秒〜５０℃
   ／秒の冷却速度で冷却する事を特徴とする靭性の優れた
   溶接構造用高張力鋼材の製造方法。
2. （２）重量％で Ａｌ：≦０．００４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ｎ：０．００２５〜０．００６５％ Ｏ：０．００１５〜０．００６０％ を含有し、且つ −０．００８％≦〔Ｔｉ％〕−〔Ｏ％〕−３．４〔Ｎ％
   ）≦０％を満足し、その他Ｆｅと不可避的成分からなる
   溶接構造用高張力鋼を鋳型に注入し、液相線から固相線
   の間を１０℃／分以上の冷却速度で冷却して凝固後１３
   ００℃から１０００℃の間を５℃／分以上の速度で冷却
   凝固後８００℃から５００℃迄の間を２℃／秒〜５０℃
   ／秒の速度で冷却する事を特徴とする靭性の優れた溶接
   構造用高張力鋼材の製造方法。
3. （３）重量％で Ａｌ：≦０．００４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ｎ：０．００２５〜０．００６５％ Ｏ：０．００１５〜０．００６０％ を含有し、且つ −０．００８％≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕−３．４〔Ｎ
   ％〕≦０％を満足し、その他Ｆｅと不可避的成分からな
   る溶接構造用高張力鋼を鋳型に注入し、液相線から固相
   線の間を１０℃／分以上の冷却速度で冷却して凝固後１
   ３００℃から１０００℃の間を５℃／分以上の速度で冷
   却後加工熱処理する事を特徴とする靭性の優れた溶接構
   造用高張力鋼材の製造方法。