JPH04103742A - 溶接用低温高靭性鋼 - 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） 本発明は溶接入熱が４０ｋＪ／　ａｍ〜２００ｋＪ／　
ｃｎ＋程度の中入熱から大入熱溶接に至る広範な入熱の
溶接においても良好な溶接熱影響部の低温靭性を有する
溶接用低温高靭性鋼にかかわるものである。

（従来の技術） 近年、海洋構造物、船舶等、大型構造物の材質に対する
要求は安全性確保の点から厳しさを増している。特に母
材に比べて材質が劣化する傾向にある溶接熱影響部の低
温靭性の向上が望まれている。一般に鋼材をサブマージ
アーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱の大
きい自動溶接を行うと、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと
称する）のオーステナイト結晶粒が粗大化することによ
りＨＡＺの組織が粗くなり、ＨＡＺ靭性が著しく低下す
る。

ＨＡＺ靭性向上のためにはＨＡＺ、特に高温にさらされ
る融合部（フュージョンライン、以下ＦＬと称する）近
傍のＨＡＺ組織を微細化する必要がある。従来、以下に
示すような種々のＨＡＺ組織微細化方法が提案されてい
る。

例えば、昭和５４年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８
号１２３２頁においては、ＴｉＮを微細析出させること
によりＨＡＺのオーステナイト粒を微細化して、５０ｋ
ｇ　ｆ　／　ｍ４級高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靭
性を改善する技術が開示されているが、ＴｉＮはＦＬ直
近では溶接時に大部分が溶解し、オーステナイトの粗粒
化と固溶Ｎの増加とによりＨＡＺ′ｇＪ性の劣化が避け
られないという欠点が存在する。

ごく最近では、オーステナイトの細粒化によらずに粒内
フェライトを生成させることにより、ＨＡＺ組織の微細
化を図る技術が開発されている。

粒内フェライトの生成核としてＴ１酸化物が有効であり
、Ｔｉ酸化物は高温にさらされても溶解することがなく
、ＦＬ直近でも粒内フェライトの核として働き、組織微
細化が可能で、ＴｆＮ等を利用した鋼に比較してＦＬ近
傍のＨＡＺ靭性の著しい向上が可能であることが、例え
ば特開昭６１−１１７２４５号公報に示されている。

（発明か解決しようとする課題） Ｔｉ酸化物を分散させた鋼（以下、Ｔｉ　−０鋼と称す
）は、ＦＬ直近のように溶接により非常な高温にさらさ
れてもフェライト生成核としてのＴｉ酸化物が安定であ
り、粗大な旧オーステナイト粒内に微細な粒内フェライ
トを多量に生成することにより組織を微細化して靭性向
上が計れ、他の鋼に比べて優れた特性を有する。

しかしながら、Ｔ１酸化物を十分分散させても粒界から
の変態が先行するため、全面を微細な粒内フェライト組
織とすることは困難であり、粒界から変態する粗大な板
状ないしは塊状のフェライト、及びフェライトサイドプ
レート（以下ＦＳＰと称す）の存在が不可避である。そ
の結果として、Ｔｌ−０鋼においては酸化物の微細分散
による靭性向上効果が飽和する傾向が認められ、より一
層の靭性向上が妨げられていた。

そこで、Ｔ１酸化物を用いた鋼材でさらにＨＡＺ靭性を
するためには、粒界からの変態を抑制して粗大な粒界フ
ェライトやＦＳＰを消滅させるか、あるいは少なくとも
微細化する技術が必要となる。

一般的には合金元素量を高めれば粒界からの変態は抑制
されるが、その場合には粒内フェライト変態も同時に抑
制され好ましい組織形態にはならない。ＮｂやＢなどの
微量元素の活用も考えられるが、粒界フェライト変態を
抑制できる程度添加すると、靭性に悪影響を及ぼす島状
マルテンサイト（Ｍ″）が増加したり、析出脆化を生じ
たりして問題も多い。

従って、Ｔｉ−０鋼のより一層の靭性向上を計るために
は、ＨＡＺ靭性劣化要因の増加を招かずに粒界フェライ
ト、ＦＳＰ変態を抑制できる新しい技術が必要である。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは非常な高温にさらされてもフェライト生成
核としてのＴｉ酸化物が安定であり、ＦＬ直近てのＨＡ
Ｚ靭性確保が可能なＴｉ−０鋼を基本として、粒界フェ
ライトの生成を抑制することにより、−層の靭性向上を
安定的に達成できると考え、粒界フェライト生成を抑制
するための最適な手段を検討した。

その結果、合金元素によるより、微量元素を用いること
か好ましく、かつその添加元素の種類、組合せを工夫す
ることによりＨＡＺ靭性劣化要因の増加を招かすに粒界
フェライト、ＦＳＰ変態を抑制できる新しい技術を発明
するに至った。

以下にその詳細な内容を実験結果に基づいて述べる。

粒界フェライトの抑制にはＮｂやＢなどの微量元素の添
加が有効であることが知られている。

Ｎｂなら０．Ｏ１％程度、Ｂならｌｏｐｐｍ程度添加す
ることにより粒界焼入性が高くなり、ある程度粒界フェ
ライトの生成が抑制される。

しかし、この程度の添加では粒界フェライトの生成抑制
は十分ではない。さらに添加量を増やしてもそれほどの
効果は認められず、かえって靭性劣化を招いたり、逆に
粒界フェライトの生成が増加したりする場合もある。

即ち、添加量か多くなると粒内の焼入性も増加して島状
マルテンサイトの量か増加し、靭性か逆に劣化する。ま
た、添加量か多いと大人熱溶接のように冷却速度かそれ
ほど大きくない場合には冷却途中変態開始前に析出して
しまい、逆に焼入性を落として粒界フェライトの生成を
助長するような場合もあり、単独では適正な添加条件を
見いだせない。

そこで、本発明者らはＮｂ、Ｂ及び同様の効果を持つＭ
ｏ　、　Ｖ、　Ｗ、　Ｔａ等の粒界焼入性に対する効果
を詳細に検討した結果、各元素を単独に添加したのでは
Ｎｂ、Ｂと同様の問題を生じてしまうが、複合添加で各
元素を微量ずつ添加することにより、粒界焼入性を適切
に高めながら靭性劣化を生じない条件が存在することを
見いだした。

第１図には基本成分を０，０８％Ｃ−０，２％Ｓｔ１．
４％Ｍｎ−〇Ｊ％Ｎｉ−０．３％Ｃｕ−０，０１５％Ｔ
ｉ−０，００３５％ＮとしたＴｉ−０鋼について、微量
元素を単独あるいは複合添加したときの溶接再現熱サイ
クル材のシャルピー破面遷移温度（ｖ　Ｔ　ｒｓ）の変
化を示す。

溶接再現熱サイクル条件は最高加熱温度１４００℃、８
００から５００℃までの冷却時間を１６１秒とした。

第１図の横軸には各微量元素の粒界焼入性に対する効果
をＮｂ当量として表した粒界焼入性を表す式、ｆ　をと
った。このｆＭは連続冷却変態挙動を詳細に調査して各
元素の粒界フェライト生成に対する効果を比較して求め
たものである。

＠−元素を２種以上複合添加した場合にはｆＭが０．０
５程度までは無添加の場合に比べて再現熱サイクル靭性
は向上する。微量元素の組合せ、種類により靭性向上の
程度は異なるが、最大３０℃程度のｖＴｒｓの向上が可
能である。これは微量元素の粒界焼入性向上効果により
粒界フェライトの生成が微量元素無添加の場合に比べて
抑制され、且つ粒内フェライトの生成はほとんど抑制さ
れず、またＭ″の生成も顕著には増加しないためである
。

傾向としては添加する微量元素の種類が多いほど靭性向
上効果が安定して得られる傾向にあるが、２種類の添加
でも微量元素無添加に比べて明らかに靭性向上が可能と
なる。ただし、複合添加の場合も添加量がｆＭて０，０
５を超えるようになると無添加の場合に比べて靭性が劣
化するようになる。

これは焼入性が高くなりすぎるために粒内フェライト変
態も抑制されて上部ベイナイト組織が増加し、またＭ＊
量も増加するためである。

従って、微量元素複合添加の場合においてもその添加量
はｆＭで０．０５以下とする必要がある。このようにし
て粒界フェライトの生成を抑制することにより、板状の
粒界フェライトから引き続いて生成する傾向を有するＦ
ＳＰの生成も同時に抑制されるようになる。

一方、微量元素を単独で添加した場合には複合添加に比
べて顕著な靭性向上が望めず、逆に靭性劣化を生じる傾
向か強い。第１図はＶ、Ｎｂ、Ｂを単独添加した例を示
すが、いずれもほぼ添加量によらず微量元素を含まない
基本成分に比べて靭性は劣化する。ＮｂやＢ単独添加の
場合、ｆ８で０．０１以下の極微量添加においては無添
加の場合に比べて多少靭性が向上する場合もあるが、靭
性向上可能範囲が非常に狭く実際製造上は適用が困難で
あり、またその靭性向上の程度も小さいので有効な方法
とはいい難い。

本発明においてはこの微量元素の複合添加をＴｉ酸化物
を分散させたＴｉ　　−０鋼に限定している。これは基
本的にＴｉ−０鋼が優れた溶接部靭性を得やすいためと
、微量元素を添加したときの悪影響が少なく、微量元素
の効果を最も効果的に用いることが可能なためである。

即ち、ＴｉＮ等の単室化物を粒内フェライト生成核やオ
ーステナイト細粒化に利用して、溶接部靭性向上を計る
鋼においては微量元素の添加によりその析出挙動が変化
しやすく、またＴｉＮはミクロ偏折部に析出するために
、同じ位置に偏析する傾向のあるＮｂなどを添加すると
粒内フェライト生成能を失いやすい等の問題を有し、微
量元素の有効利用がＴｉ−０鋼に比べて困難であるため
である。

実際、ＡＮ脱酸によるＴｉ添加鋼では微量元素の複合添
加による靭性向上は、第１図のＴｉ−０鋼におけるほど
明確でなく、靭性向上が可能なｆＭの範囲は非常に狭く
、またばらつきも多いため実用的でない。

（作　　用） 以上が本発明の要旨であるが、さらに本発明においては
種々の限定が必要であり、以下にその理由について述べ
る。

先ず、Ｃは強度を向上するために有効な成分として添加
するもので、０．０２％未満では構造用鋼に必要な強度
の確保か困難である。ただし、０．１８％を超える過剰
の添加はＨＡＺ靭性、耐溶接割れ性などを著しく低下さ
せるので、０．０２〜０．１８％の範囲とした。

Ｓｉは母材の強度確保に有効な元素であるが、０．５％
を超える過剰の添加はＨＡＺにＭ＊を生成して靭性を劣
化させるため、上限を０．５％とした。

Ｍｎも母材の強度確保に有効な元素であり、０．４％以
上の添加が必要である。ただし、２，０％を超えて添加
すると、母材靭性、耐溶接割れ性を劣化させるので、０
．４〜２．０％の範囲とした。

ＳについてはＭｎＳを形成してフェライト生成を助長す
る元素であるので、０．００１％以上必要であるが、０
，０１％を超える過剰の添加は粗大なＡ系介在物を形成
して母材の延性、靭性の低下と機械的性質の異方性の増
加を招く上から避けるべきであり、従って、Ｓは０．０
０１〜０．０１０％の範囲とすべきである。

ＴＩはＴｉ酸化物を形成するために必須の元素であり、
十分な量のＴ１酸化物を得るためには０．００５％以上
必要である。ただし、０．０２０％を超えて添加すると
、Ｔｉ酸化物が粗大化したり、ＴＪ炭窒化物による析出
脆化等の弊害も生じるので０．００５〜０．０２０％の
範囲とした。

ＮはＴｉＮを形成して溶接部のオーステナイト粒径の微
細化に寄与するので有効な元素であるが、ＨＡＺ組織中
にＭ★を生成してＨＡＺ靭性を低下させる元素でもある
ため、過剰な添加は避けるべきであり、本発明者らの検
討結果に基づいて上限をｏ、ｏｏｅｏ％とした。

ＯもＴｉ酸化物形成のために必須の元素である。

安定して粒内フェライト組織を生成してＨＡＺ靭性向上
を計るためには、本発明者らの検討によれば０量は０．
００２０％以上必要である。０量が増加すれば酸化物個
数は増加し、組織改善には有効であるが、Ｏｍが多すぎ
ると酸化物が粗大化して逆に靭性劣化を生じるため、上
限を０．０１５％に制限した。

また、ＰはＨＡＺ靭性や耐溶接割れ性を劣化させる元素
で、極力低減するべきであり、上限を０．０１５％とし
た。

ＡＩは非常に脱酸力の強い元素であり、不純物としても
一定量以上含有すると、Ａ、１７酸化物を形成して微細
な酸化物の形成を妨げるので、ＴｉＯ鋼においては極力
低減する必要のある元素であるが、その悪影響を許容で
きる限度として上限を０．００６％とした。

Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔａ、Ｂはｆ、　−０，ｌ−Ｍｏ
％＋０．２−Ｖ％＋Ｎｂ％＋０．１−Ｗ％＋Ｔａ％＋１
０・Ｂ％の値として０．０１〜０，０５に限定する必要
がある。

これは第１図に示すように、ｆＭが０．０１未満ではｆ
Ｍ−０、即ち、微量元素を全く含まない場合に比べて靭
性向上効果が明らかでなく、０．０５を超えると逆に靭
性か劣化する傾向かあるためである。

また、Ｍｏ　、　Ｖ、　Ｎｂ　、　Ｗ、　Ｔａ　、　Ｂ
はｆＭとして範囲を限定すると同時に各々の含有量も以
下に示す理由から限定する必要がある。

即ち、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔａ、Ｂはいずれも粒界焼
入性を上げて粒界フェライト生成を抑制してＨＡＺ靭性
向上に効果があるが、ｆＭが限定範囲内であっても各々
の添加量が過剰となると、析出脆化や焼戻し脆化を生じ
たり、鋼塊の割れ等を生しやすくして好ましくないので
、それぞれＭ　ｏ　：　０　、３９６以下、Ｖ　：０．
２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｗ：０．３％以下、
Ｔａ：０．０２％以下、Ｂ　：０．００３％以下に限定
する必要かある。

以上が、本発明鋼の基本成分の各々の限定理由であるか
、母材強度調整及び母材靭性向上の目的で、必要に応じ
てＣ「、Ｎｉ　、Ｃｕの１種または２種以上を含有する
ことができる。ただし、以下に述べる理由によりやはり
その成分範囲を限定する必要かある。

先ず、Ｃｒは母材の強度向上に有効な元素であるか、Ｉ
　、　Ｏ％を超える過剰な添加をすると、母材靭性やＨ
ＡＺ靭性を劣化させるので上限を１．０％とした。

Ｎｉは母材の強度、靭性とＨＡＺ靭性を同時に向上でき
る極めて有効な元素であるが、３．０％を超える過剰な
添加をすると、ベイナイトが生成しやすくなり、フェラ
イトの生成が抑制され、ＨＡＺ靭性が劣化するようにな
るため、上限を３．０％とした。

また、Ｃｕは母材強度を高める割にはＨＡＺ靭性劣化が
少ない点で有効な元素であるが、１．５％を超える多量
の添加は応力除去焼鈍による割れやＨＡＺ靭性劣化の問
題等が顕著になるため、上限を１　、５９６とした。

以上が各元素の限定理由であるが、本発明においてはさ
らに炭素当量（Ｃｅ′ｑ、）も併せて限定する必要があ
る。即ち、Ｃｅｑ、が高すぎて合金元素による鋼の焼入
性が高すぎると、微量元素を同等含有しなくとも、粒界
のフェライト生成は抑制されるかわりに粒内フェライト
の生成も抑制され、微量元素の複合添加の効果もなく、
また粒内フェライトによる組織の微細化も期待できない
ため、ＨＡＺ靭性は大きく劣化する。

逆にＣｅｑ、が低すぎる場合は焼入性が低すぎるために
粒界フェライトの生成を抑制することが困難となり、微
量元素により粒界フェライトの生成を抑制しようとする
とその添加量を多くする必要かあり、添加元素の悪影響
も顕在化する可能性が高く、組織は制御できても靭性向
上が困難となる。従って、微量元素の複合添加が効果的
となるＣｅｑ、範囲とする必要が生じる。

本発明においては通常の溶接条件の範囲で十分目的の組
織、ＨＡＺ靭性を得られる成分範囲を検討した結果から
、Ｃｅｑ、（Ｃｅｑ、−Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋　（Ｎ１％
十Ｃｕ％）／１５＋Ｃｒ％／５）を０，３０〜０．４５
の範囲に限定した。

なお、本発明は入熱が４０ｋＪ／Ｃｆ１ｌ程度以上の中
入熱量上の溶接に供される鋼材において有効である。

即ち、手溶接やサブマージアーク溶接においても、入熱
か小さい場合には溶接後のＨＡＺの冷却速度は速いため
、合金元素量や微量元素量によらずＨＡＺの粒界フェラ
イトがもともと生じ難いので、粒界フェライト抑制を目
的とした本発明は必要ではない。

（実　施　例） 第１表に本発明に従って試作した鋼板及び比較鋼板の化
学成分、溶接部の靭性等を示す。

ここで、ＮＯ，１〜Ｎα１２が本発明鋼であり、磁１３
〜Ｎｏ、　２０が比較鋼である。

本発明鋼、比較鋼とも熱間圧延により２０＋ａｍ及び３
０ｍｒａの鋼板とした。鋼板製造方法は第１表に示すよ
うに焼きならしくＮ）、制御圧延子制御冷却（ＴＭＣＰ
）　、焼入れ・焼き戻しくＱ　Ｔ）等、種々の方法によ
った。

２０ｗ材についてはＸ開先で、電流７００Ａ　、電圧３
２ｖ１溶接速度３０ａｎ／ｗｉｎ　％入熱４５ｋＪ／ｃ
ｍの両面１層１電極潜弧溶接（サブマージアーク溶接）
を行った。

３０ｍｍ材についてはＹ開先で、電流１３８ＯＡ　（Ｌ
極）　、ｌｌ５ＯＡ　（Ｔ　］極）　、＋０４０Ａ　（
Ｔ２極）、電圧３６Ｖ（Ｌ極）　、４２Ｖ　（Ｔｌ極）
　、４８Ｖ　（Ｔ２極）、溶接速度４５ｃｍ／ｍｉｎ　
、入熱１９４ｋＪ／ｃｍの片面１層３電極サブマージア
ーク溶接を行い、いずれも：１２ｎＶノツチシヤルピ一
衝撃試験片を板表面から７ｍｍの位置が試験片の中心部
となり、溶接金属とＨＡＺの境界（融合部：ＦＬ）から
ＨＡＺ側に１關入った位置かノツチ位置となるよう採取
し、−６０℃で試験を実施した。

このような試験片の採取方法によれば、ノツチはＨＡＺ
と斜めに交差し、ノツチ先端中央部にはほぼＦＬ直近の
ＨＡＺが含まれることになる。

第１表から明らかなように、Ｎα１−Ｎα１２０本発明
鋼は比較鋼に比べて優れたＨＡＺ靭性を有し、６０℃の
低温でも構造物の安全性確保に十分なンヤルビー試験の
吸収エネルギーを示すことが分かる。

即ち、本発明鋼はいずれもＴｉ−０鋼であり、さらに各
成分、Ｃｅｑ、、ｆ　Ｍの値がいずれも本発明の限定範
囲内にあるため、粒内フェライトが十分生成していると
ともに、粗大な粒界フェライトやＦＳＰの生成か抑制さ
れており、入熱４５ｋＪ／ｃｍの両面１層溶接たけでな
く、入熱１９４ｋＪ／ｅｍの片面１層の大入熱溶接にお
いてもきわめて優れたシャルピー特性を示している。

一方、比較鋼はいずれも本発明の要項を完全には満たし
ていないために、本発明鋼に比較して継手ンヤルピー特
性は劣っている。

即ち、比較鋼Ｎα１３．　Ｎｏ、１４はＴｊ−０鋼であ
り、入熱の比較的小さい４５ｋＪ／ｃ＋ｎの場合は優れ
たＨＡＺ靭性を示す。しかしながら、Ｍｏ、Ｎｂ。

Ｖ等の微量元素を含有していないために、■９４ｋｌ／
ｃｍの大入熱溶接の場合はＨＡ　Ｚ！ｉｆｉ織に粒界フ
ェライトを有するため、本発明鋼に比べて若干靭性か劣
る。Ｎｏ、　Ｉ　５　、　Ｎｏ、　１６はＮｂの単独添
加のため、ｆＭは本発明範囲にあって粒界フェライトの
生成は抑制されるものの、粒内フェライトの生成も同時
に抑制されるためＨＡＺ靭性は劣る。Ｎｏ、　１７は微
量元素は複合添加されているものの、全添加量が少なく
　ｆ　ｓか小さいため、粒界フェライトの生成抑制が十
分でなく、靭性は本発明鋼に比べて劣る。

Ｎｏ、　１　ｇは逆にｆＭＯ値か大きすぎるため、粒内
フェライト変態も抑制されて上部ベイナイト組織が増加
し、またＭ＊量も増加して靭性は劣化する。

Ｎｏ、　１９はＡｌを含有するため、Ｔｉ−０鋼特有の
粒内フェライトか生成せず、微量元素の添加有無とは無
関係にＨＡＺ靭性は低い。また、比較鋼Ｎｏ、２０はＣ
ｅｑ、か本発明の範囲を高めに外れているため、粒内フ
ェライトの生成が十分でなく、Ｍ″も多く生成している
ために靭性は劣る。

以上の実施例から本発明によれば、４０ｋＪ／ａｎ程度
の中入熱溶接から２００ｋＪ／ａｍ程度の大入熱溶接に
至るまで極めて優れたＨＡＺ靭性が得られることか明白
である。

（発明の効果） Ｔｉ酸化物を利用してＨＡＺ組織に粒内フェライトを生
成させて組織の微細化を図る技術（Ｔｊ−０鋼）はＨＡ
Ｚ靭性向上のための優れた技術である。一方、本発明は
Ｔｊ−０鋼のＨＡＺ靭性の一層の向上を阻害するＦＬ直
近のＨＡＺ組織における粗大な粒界フェライトやフェラ
イトサイドプレートの抑制を他の靭性阻害要因を助長す
ることなく可能としたもので、−層のＨＡＺ靭性向上か
図れることは以上の実施例からも明らかである。従って
、過酷な使用条件に対しても安全性の高い溶接構造用鋼
を提供することが可能となるものであり、その効果は極
めて顕著である。

【図面の簡単な説明】

第１図は微量元素の粒界フェライト抑制効果を示す式、
ｆＭと最高加熱温度１４００℃、８００℃から５００℃
までの冷却時間が１６１秒の溶接再現熱サイクルを加え
たときのシャルピー特性の関係を示す図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ｓ：０．００１〜０．０１％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｎ：０．００６％以下 Ｏ：０．００２〜０．０１５％ を含有し、 さらに、 Ｍｏ：０．３％以下 Ｖ：０．２％以下 Ｎｂ：０．０２％以下 Ｗ：０．３％以下 Ｔａ：０．０２％以下 Ｂ：０．００３％以下 の範囲で２種以上含有し、かつ、以下の（１）式で示す
   ｆ＿Ｍが０．０１〜０．０５で、さらに以下の（２）式
   で示す炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．３０〜０．４５の範
   囲にあり、不純物としてＰ：０．０１５％以下、Ａｌ：
   ０．００６％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からな
   ることを特徴とする溶接用低温高靭性鋼。 （１）式・・・ｆ＿Ｍ＝０．１・Ｍｏ％＋０．２・Ｖ％
   ＋Ｎｂ％＋０．１・Ｗ％＋Ｔａ％＋１０・Ｂ％ （２）式・・・Ｃｅｑ．＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋（Ｎｉ％
   ＋Ｃｕ％）／１５＋Ｃｒ％／５ ２、重量％で、 Ｃｒ：１．０％以下 Ｎｉ：３．０％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種以上を含有することを特徴とする特許
   請求の範囲第１項記載の溶接用低温高靭性鋼。