JPH05295480A

JPH05295480A - 電子ビーム溶接部の靱性に優れた溶接構造用厚鋼板

Info

Publication number: JPH05295480A
Application number: JP32421392A
Authority: JP
Inventors: Masanori Nishimori; 正徳西森; Tomoya Koseki; 智也小関; Kenichi Amano; 虔一天野
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1991-12-13
Filing date: 1992-12-03
Publication date: 1993-11-09
Anticipated expiration: 2013-01-26
Also published as: JP2703162B2

Abstract

(57)【要約】【目的】厚肉溶接構造用鋼に、引張強さが 590 MPa以
上の高い強度と良好な低温靭性を有し、かつ電子ビーム
溶接を適用した場合にも十分な継手部の靭性を付与する
こと。【構成】成分組成が重量％で、Ｃ：0.07〜0.20％、S
i：0.05〜0.20％、 Mn：0.20〜1.80％、Ｐ：0.008 ％
以下、Ｓ：0.005 ％以下、solAl：0.005 〜0.040 ％、
Ｎ：0.0020〜0.0070％、Ni：0.05〜1.50％、 Cr：0.05
〜0.50％、Mo：0.05〜1.00％およびＯ：0.0040％以下
を、Ｎ／Al：0.11〜0.40の範囲で含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなり、しかも鋼中平均Ｐ含有量
（Ｐ₀）に対する板厚中心部のＰ含有量（Ｐ）の比Ｐ／
Ｐ₀を 1.3以下となる溶接構造用厚鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、溶接構造用厚鋼板、
とくに電子ビーム溶接部の衝撃特性に優れ、しかも引張
強さが590MPa超級の高張力厚鋼板およびその製造方法に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】原子力プラントや化学プラントの圧力容
器や反応容器に用いられる鋼板としては、高い引張強さ
の他、優れた低温靱性や良好な溶接性などが要求され
る。しかも、これらの鋼板は、板厚が50mmを超える厚肉
材となることが多く、最近では、例えば反応効率の向上
や原子炉の高出力化等から、板厚が 200mmにも及ぶ極厚
鋼板の使用が検討されるまでに至っている。従来、この
種の用途に適した鋼材としては、Mn−Ni−Mo系を主成分
としたASTM規格の A 533系や JIS規格の SQV系などの鋼
材が使用されている。

【０００３】一方、近年の溶接工の不足並びに溶接施工
能率の向上の観点から、厚鋼板を１パスで溶接でき、溶
接効率と品質の両者を同時に向上させ得る新しい溶接法
として、電子ビーム溶接法（以下、単にＥＢＷと言う）
が開発され、現在、急速にその実用化が進められてい
る。しかし、上述の厚鋼板にＥＢＷを適用した場合、溶
接のままは勿論のこと、溶接後に熱処理を施した場合で
あっても溶接金属の低温衝撃特性が低いため、重要構造
物にはＥＢＷを適用することができなかった。

【０００４】上記の問題を解決するものとして、特開昭
61−246345号公報では、TiＮとＶ炭化物を共存させるこ
とによってＥＢ溶接金属の靱性の改善を図っているが、
発明者らの実験によれば、ＥＢ溶接後に熱処理した場合
に靱性のばらつきが認められ、効果が十分とは言い難か
った。

【０００５】また、特開昭64-15321号公報には、Al無添
加成分系で Ti₂O₃とNbを共存させることによってＥＢ溶
接金属の靱性が確保できることが開示されている。しか
し、この技術で対象とする鋼材は、元々強度レベルが低
く、またＥＢ溶接後の熱処理でＥＢ溶接金属の靱性がば
らつくため、その効果は十分とは言い難い。しかも母材
の靱性とくにＮＲＬ落重特性の安定確保も難しい。

【０００６】さらに特公昭61−3376号公報には、ＥＢ溶
接した極厚鋼板を再度 880〜920 ℃のオーステナイト化
温度に加熱後、冷却処理することによって靱性の改善を
図る方法が提案されているが、溶接後の大型構造物を高
温度に加熱するのは現実性および経済性の面で困難なだ
けでなく、寸法や形状に変化が生じ実際的でない。

【０００７】またさらに、特開平２-77557号公報には、
ＰおよびＮの鋼中含有量を低減することにより電子ビー
ム溶接部の靱性が向上することが開示されている。しか
し、コスト的に有利な連続鋳造法によるスラブから製造
される鋼板では、板厚中心部にＰが偏析し、しかもＥＢ
Ｗによる再度の溶融と凝固によって、ＥＢＷ部最終凝固
部では偏析が一層進むことから、靱性に優れた溶接部を
得ることは難しい。

【０００８】このような弊害をもたらす中心偏析は、連
続鋳造の場合、凝固先端部の凝固収縮のほか、凝固シェ
ルのバルジングなどによって生じる空隙の真空吸引力に
よって、凝固先端部にＣ，Ｐ，Cr等の濃化溶鋼成分が吸
い込まれることによって形成されたものである。その防
止策として、例えば２次冷却帯域における電磁撹拌等が
試みられたが、セミミクロ偏析を軽減するまでには至ら
なかった。また、凝固末期に一対のロールを用いて大圧
下を施すいわゆるインラインリダクション法｛鉄と鋼
第60年 (1974) 第７号 875〜884 頁｝の適用も試みられ
たが、未凝固層の大きい鋳片領域における圧下が不十分
だと、凝固界面に割れが発生し、逆に圧下が十分すぎる
場合には鋳片の厚み方向中心部に強い負偏析が生じるな
どの問題があった。

【０００９】この点について、特開昭49−121738号公報
では、鋳片の凝固先端部付近でロール対による軽圧下を
施し、該部分の凝固収縮量を圧下により補償する方法
が、また特開昭52-54625号公報では、鍛造金型を用いて
鋳片の凝固完了点近傍を大圧下する方法が、それぞれ提
案されている。しかしながら、ロールによる軽圧下の場
合には、複数対のロールによる数mmの圧下を施したとし
ても、ロールピッチ間で生じる凝固収縮やバルジングを
十分に防止することができず、また圧下位置が適正でな
いとかえって中心偏析が悪化するといった問題があっ
た。他方、鍛造金型を用いて鋳片の凝固完了点近傍を大
圧下する場合は、インラインリダクション法のようなロ
ールによる大圧下に比べて凝固界面が割れにくく、ま
た、負偏析さらにはセミマクロ偏析をも飛躍的に改善で
きることが明らかになってはいるけれども、未凝固層の
大きい鋳片領域での圧下が不十分であると凝固界面に割
れが発生し、逆に圧下が十分すぎると鋳片の中心部に強
い負偏析を生じる不利があり、さらには、未凝固厚の小
さい領域を圧下してもその効果は得られないことから、
最適な圧下条件を模索しているのが実情である。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、ＥＢ
溶接金属の低温靱性改善を目的とした従来技術は、経済
性や寸法精度の面、また特性のばらつきや強度、さらに
は中心偏析等の面でなにかしらの問題を残していた。こ
の発明の目的は、上記各従来技術が抱えているそれぞれ
の問題を悉く解決できる溶接構造用厚鋼板を開発するこ
とにあり、とくに連鋳スラブを素材とする場合であって
も、ＥＢ溶接部の低温靱性に優れ、しかも590MPa以上の
引張強さを併せ持つ溶接構造用厚鋼板を、その有利な製
造方法と共に提案する。

【００１１】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上掲
の目的を達成すべく、ＥＢ溶接部の靱性に及ぼす各種元
素の影響を、まず検討した。その結果、Ｃ含有量の比較
的高い場合には、Tiを添加した上で、さらにNbやＶを複
合添加した成分系では、良好な低温靱性を安定して確保
することはできないことが判明した。その理由として
は、ＥＢ溶接時に固溶、溶解したTiやNbおよびＶが、そ
の後の熱処理（溶接後熱処理）で炭化物として析出する
ことおよびＥＢ溶接金属部に脆弱な島状マルテンサイト
が生成することが挙げられる。

【００１２】そこで、発明者らは、TiやNb, Ｖを無添加
とした成分系を基本として、島状マルテンサイトの生成
を抑制しかつ母材靱性を確保し得る新しい成分系を開発
すべく鋭意実験と検討を重ねた結果、Si, AlおよびＮ並
びにＰ, Ｓの調整のみで、優れた低温靱性並びに引張強
さが得られることの知見を得た。また、発明者らは、連
続鋳造工程において鍛圧加工を活用することにより、Ｐ
の偏析を有利に防止できることも併せて見出した。この
発明は上記の知見に立脚するものである。

【００１３】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。１．Ｃ：0.07〜0.20wt％（以下、単に「％」で示す）、 Si：0.05〜0.20％、 Mn：0.20〜1.80％、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、 solAl：0.005 〜0.040 ％、Ｎ：0.0020〜0.0070％、 Ni：0.05〜1.50％、 Cr：0.05〜0.50％、 Mo：0.05〜1.00％およびＯ：0.0040％以下を、Ｎ／Al：0.11〜0.40の範囲で含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物の組成になり、かつ鋼中平均Ｐ含有量
（Ｐ₀）に対する板厚中心部のＰ含有量（Ｐ）の比Ｐ／
Ｐ₀が 1.3以下である電子ビーム溶接部の靱性に優れた
溶接構造用厚鋼板（第１発明）。

【００１４】２．Ｃ：0.07〜0.20％、 Si：0.05〜0.20％、 Mn：0.20〜1.80％、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、 solAl：0.005 〜0.040 ％、Ｎ：0.0020〜0.0070％、 Ni：0.05〜1.50％、 Cr：0.05〜0.50％、 Mo：0.05〜1.00％およびＯ：0.0040％以下を、Ｎ／Al：0.11〜0.40の範囲
で含み、かつ Ca：0.0005〜0.0050％および REM：0.0005〜0.0050％、
のうちから選んだ一種又は二種を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物の組成になり、かつ鋼中平均Ｐ含有量
（Ｐ₀）に対する板厚中心部のＰ含有量（Ｐ）の比Ｐ／
Ｐ₀が 1.3以下である電子ビーム溶接部の靱性に優れた
溶接構造用厚鋼板（第２発明）。

【００１５】３．Ｃ：0.07〜0.20％、 Si：0.05〜0.20％、 Mn：0.20〜1.80％、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、 solAl：0.005 〜0.040 ％、Ｎ：0.0020〜0.0070％、 Ni：0.05〜1.50％、 Cr：0.05〜0.50％、 Mo：0.05〜1.00％およびＯ：0.0040％以下を、Ｎ／Al：0.11〜0.40の範囲で含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物の組成になる溶鋼を、連続鋳造し、熱
間圧延または鍛造により厚鋼板とした後、焼入れ−焼戻
しを施すことによって、溶接構造用厚鋼板を製造するに
際し、連続鋳造工程において、連鋳片の内部溶鋼が凝固
を完了するクレータエンド近傍に対し、取鍋中溶鋼のＰ
含有量（Ｐ₀）に対する板厚中心部におけるＰ含有量
（Ｐ）の比Ｐ／Ｐ₀が 1.3以下となる鍛圧加工を施すこ
とを特徴とする電子ビーム溶接部の靱性に優れた溶接構
造用厚鋼板の製造方法。

【００１６】４．Ｃ：0.07〜0.20％、 Si：0.05〜0.20％、 Mn：0.20〜1.80％、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、 solAl：0.005 〜0.040 ％、Ｎ：0.0020〜0.0070％、 Ni：0.05〜1.50％、 Cr：0.05〜0.50％、 Mo：0.05〜1.00％およびＯ：0.0040％以下を、Ｎ／Al：0.11〜0.40の範囲
で含み、かつ Ca：0.0005〜0.0050％および REM：0.0005〜0.0050％、
のうちから選んだ一種又は二種を含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物の組成になる溶鋼を、連続鋳造し、熱
間圧延または鍛造により厚鋼板とした後、焼入れ−焼戻
しを施すことによって、溶接構造用厚鋼板を製造するに
際し、連続鋳造工程において、連鋳片の内部溶鋼が凝固
を完了するクレータエンド近傍に対し、取鍋中溶鋼のＰ
含有量（Ｐ₀）に対する板厚中心部におけるＰ含有量
（Ｐ）の比Ｐ／Ｐ₀が 1.3以下となる鍛圧加工を施すこ
とを特徴とする電子ビーム溶接部の靱性に優れた溶接構
造用厚鋼板の製造方法。

【００１７】

【作用】以下、この発明の開発経過について説明する。
発明者らの研究によれば、ＥＢ溶接金属の靱性劣化は、
(1) Ti、NbおよびＶによる析出脆化、(2) 脆弱な島状マ
ルテンサイトの生成、(3) ＰとＳがＥＢ溶接金属の樹枝
状晶間に偏析し、一般に考えられている以上に悪影響を
及ぼす、(4) 固有Ｎ量が 70ppmを超えると著しく靱性が
劣化することに起因するものであることが判明した。こ
のうち (2)に関しては、Al含有量の多寡が大きく影響す
るという知見も新たに見出した。

【００１８】さらに、この種の鋼材には、母材の靱性、
特に落重特性も良好なことが要求されている。一般に、
この種の厚肉鋼板で良好な落重特性を確保する手段とし
ては、結晶粒の細粒化が知られていて、具体的にはＮ含
有量を約100ppm以上としてAlＮを析出させ、このAlＮに
よって粒の細粒化が図られている。この場合、ＮとAl量
のバランスはＮ／Al≧0.5 となるように調整して添加さ
れている。しかし、上述したような従来の成分設計、す
なわちＮ／Al≧0.5 となるような高Ｎ成分系ではＥＢ溶
接金属の低温靱性が劣化してしまう。とはいえＥＢ溶接
金属の靱性改善の面から単に低Ｎ化をはかった場合に
は、母材の高靱性が確保できないという新たな問題が生
じる。

【００１９】そこで発明者らは、上記した相反する特性
の両立を目指して、鋭意研究を重ねた。その結果、添加
合金元素としては一般的なSi, Al, Ｎ, ＰおよびＳの量
的バランスを調整するだけで、特に特別な合金元素を必
要とすることなしに、所期した目的が有利に達成できる
という思いもかけない新規知見が得られたのである。す
なわち、ＰとＳを極力低減させると共に、低Siとくに好
ましくは0.15％以下とし、さらに低ＮとしてＮ／Alが0.
11〜0.40となるように調整することにより、良好な母材
靱性とＥＢ溶接部靱性を兼備できることが究明されたの
である。

【００２０】以下、まず各合金元素添加量の限定理由を
説明する。Ｃ：0.07〜0.20％Ｃは、強度を確保するために少なくとも0.07％を必要と
するが、0.20％を超えると母材およびＥＢ溶接金属の低
温靱性が劣化するため、0.07〜0.20％の範囲とした。

【００２１】Si：0.05〜0.20％ Siは、脱酸に有効なだけでなく、強度向上にも有用な元
素であるが、ＥＢ溶接部靱性に大きく影響する元素で、
多量添加は望ましくない。有効利用のためには少なくと
も0.05％を必要とするが、0.20％を超えるとＥＢ溶接金
属の低温靱性が劣化するだけでなく、本発明組成鋼では
母材特性とくに落重特性が満足されなくなるので、0.05
〜0.20％（好ましくは0.05〜0.15％未満）の範囲とし
た。

【００２２】Mn：0.20〜1.80％ Mnは、所望の強度を確保のために少なくとも0.20％を必
要とするが、1.80％を超えると溶接性およびＥＢ溶接金
属の低温靱性を低下させるため、0.20〜1.80％の範囲と
した。

【００２３】Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、ＰおよびＳはいずれも、ＥＢ溶接金属の低温靱性を著し
く劣化させるので、極力低減するのが望ましく、併せて
良好な母材靱性を確保するには、それぞれの上限はＰは
0.008％、Ｓは 0.005％までである。

【００２４】sol Al：0.005 〜0.040 ％ Alは、鋼材の脱酸に使用される元素であり、この発明で
はＮと共に重要な役割を果たす。すなわち低Si、低Ｐ、
低Ｓおよび低Ｎ鋼において、Al添加量を0.005％未満ま
で低減すると粗大な島状マルテンサイトがＥＢ溶接金属
中に生成して低温靱性は著しく劣化し、また 0.005％未
満ではAlＮによる母材の粒の細粒化効果も全く期待でき
ず、母材の低温靱性も劣化するので、下限を 0.005％と
した。一方この発明の低Ｎ系鋼において、Alを0.040 ％
を超えて多量に添加すると粗大なAlＮが生成し母材の低
温靱性が劣化するため、上限を 0.040％とした。

【００２５】Ｎ：0.0020〜0.0070％Ｎは、ＥＢ溶接金属の低温靱性を劣化させるので、この
種の汎用鋼よりも低減するが、本発明組成鋼においては
0.0070％以下にすれば十分なＥＢ溶接金属の低温靱性が
確保できる。しかし、0.0020％に満たないほど低減する
とAlＮの析出が生じなくなって母材の低温靱性が損なわ
れるので、0.0020〜0.0070％（好ましくは0.0020〜0.00
50％未満）の範囲とした。

【００２６】Ni：0.05〜1.50％ Niは、ＥＢ溶接金属の低温靱性を害することなく、母材
の強度と靱性を向上させる有用元素であり、目標の特性
を得るには0.05％以上が必要である。しかし、1.50％を
超えて添加しても特性改善効果は少なく、しかも高価な
元素であることから、0.05〜1.50％の範囲とした。

【００２７】Cr：0.05〜0.50％ Crは、焼き入れ性を向上させ、ひいては母材おびＥＢ溶
接金属部の強度を高める有用元素であり、少なくとも0.
05％を必要とするが、0.50％を超えると溶接性やＥＢ溶
接金属の低温靱性を劣化させるため、0.05〜0.50％の範
囲とした。

【００２８】Mo：0.05〜1.00％ Moは、母材の強度および靱性を共に向上させる元素であ
り、0.05％以上を必要とするが、1.00％を超えると溶接
性やＥＢ溶接金属の低温靱性の劣化を招くため、0.05〜
1.00％の範囲とした。

【００２９】Ｏ：0.0040％以下Ｏが多すぎると、ＥＢ溶接金属にブローホールを生じさ
せるため、極力低減する必要があるが、0.0040％までな
らば許容できる。

【００３０】Ｎ／Al：0.11〜0.40％以上、基本成分について説明したが、この発明では成分
組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分で、ＮとAl
との比Ｎ／Alを所定の範囲に制限することが肝要であ
る。すなわち、この発明は、厚鋼板の母材靱性とＥＢ溶
接金属靱性の両特性を同時に良好なものとするため、両
特性に影響を及ぼす固溶Ｎ量、固溶Al量およびAlＮ析出
形態を規制、制御することに加えて、さらに添加Ｎ量と
Al量との比Ｎ／Alを上記の範囲に規制することにした。
この理由は、Ｎ／Alが0.11に満たないと、AlＮ析出量が
少なく、たとえこの発明の組成範囲内であっても母材の
低温靱性が著しく劣化するからであり、一方、Ｎ／Alが
0.40を超えると、母材靱性は良好であるもののＥＢ溶接
金属の低温靱性が著しく劣化するからである。

【００３１】Ｃ：0.18％、Si：0.15％、Mn：1.45％、
Ｐ：0.004 ％、Ｓ：0.002 ％、Ni：0.65％、Cr：0.13
％、Mo：0.55％およびＯ：0.0020％を基本成分とし、Al
とＮ量を、Al：0.006 〜0.050 ％、Ｎ：0.0020〜0.0120
％の範囲で変化させて、Ｎ／Alを種々に変化させたとき
の、Ｎ／Alと母材の低温靱性（vTrs）およびＥＢ溶接金
属の吸収エネルギー（vE-₄₀)との関係について調べた結
果を、図１に示す。同図より明らかなように、Ｎ／Alが
0.11〜0.40を満足している場合に限り、優れた母材靱性
と良好なＥＢ溶接金属の靱性の両者を兼備することがで
きる。

【００３２】さらにこの発明では、上記の基本成分に加
えてCaやREM を以下の範囲で添加することができる。 Ca：0.0005〜0.0050％ Caは、硫化物（MnＳ）の形態を制御し、母材の低温靱性
や異方性の改善および耐水素誘起割れ性の向上に効果を
発揮する有用元素であるが、含有量が0.0005％に満たな
いとその添加効果に乏しく、一方0.0050％を超えるとCa
オキシサルファイド（介在物）が生成し、低温靱性や清
浄度を害するため、0.0005〜0.0050％の範囲とした。

【００３３】REM ：0.0005〜0.0050％ REMは、Caと同様、硫化物（MnＳ）の形態制御並びに母
材の低温靱性や異方性の改善および耐水素誘起割れ性の
向上に有効に寄与するが、含有量が0.0005％に満たない
とその添加効果に乏しく、一方0.0050％を超えると低温
靱性や清浄度が劣化するので、0.0005〜0.0050％の範囲
とした。

【００３４】この発明鋼板は、上記の如く化学組成を調
整した溶鋼を、連続鋳造によって鋳片とする際、連鋳片
の内部溶鋼が凝固を完了するクレータエンド近傍に対
し、取鍋中溶鋼のＰ含有量（Ｐ₀）（これは、鋼中平均
Ｐ含有量にほぼ等しい）に対するクレータエンド部にお
ける板厚中心部のＰ含有量（Ｐ）の比Ｐ／Ｐ₀が、 1.3
以下となる鍛圧加工を施し、ついで熱間圧延または鍛造
後、常法による焼入れ−焼戻し処理あるいは熱間圧延後
の直接焼入れ−焼戻し処理のいずれかの製造法によって
得ることができる。上記の鍛圧加工により、電子ビーム
溶接部の靱性に害を及ぼすＰの偏析が効果的に防止され
るのである。

【００３５】ここに、上記の如き鍛圧加工によってＰ／
Ｐ₀比の制御が可能な理由は、次のとおりである。すな
わち内部溶鋼の凝固末期には、Ｐの濃化が進んだ溶鋼が
クレータエンド近傍に存在するため、このまま凝固する
と中心偏析となるわけであるが、凝固前に鍛圧加工を施
すと、かようなＰ濃化溶鋼は上方に押し出される結果、
中心部におけるＰ濃度はさほど上昇することはない。従
って、鍛圧加工の実施時期をＰの濃化程度に応じて調節
すれば、板厚中心部におけるＰ含有量を調整できるわけ
である。この点、かかる制御を行わない、従来のような
Ｐ／Ｐ₀比が 1.3を超える鋼板では、中心偏析部がさら
にＥＢＷによって溶融と凝固を繰り返すことにより、Ｅ
ＢＷ最終凝固部ではなお一層Ｐの濃化した偏析部が生じ
る。その結果、Ｐの鋼中含有量を低減した鋼であって
も、ＥＢＷ部に局所的に靱性の劣化した部分が存在し、
破壊の起点となるおそれがある。また、Ｐの鋼中含有量
の低減は現在の製鋼技術では経済的に非常に不利である
が、Ｐ／Ｐ₀比を 1.3以下にすることによって、かかる
製鋼上の経済的負担を軽減することもできる。なお、Ｐ
／Ｐ₀比を 1.3以下とするのに好適な、鍛圧加工におけ
る圧下率は、５％以上、15％以下程度である。また、Ｐ
／Ｐ₀比を 1.3以下とするための手段としては、鍛圧加
工のみではなく、拡散焼鈍等の処理も有効である。

【００３６】

【実施例】

実施例１表１に化学組成を示す溶鋼を、連続鋳造し、その際クレ
ーターエンド近傍で鍛圧加工（圧下率：５〜15％）を施
し、ついで熱間圧延により120 mm厚の鋼板とした。これ
らの鋼板について、 900℃に加熱後空冷し、さらに 880
℃で３時間加熱保持後、水焼き入れしたのち、 645℃に
加熱後空冷した。ついで、かかる板厚 120mmの鋼板に１
パスの電子ビーム溶接を行った。その後、 615℃で５時
間の溶接後熱処理を行った後の、鋼板の引張特性と衝撃
特性およびＥＢ溶接金属の衝撃特性について調べた結果
を、表１に併記する。なお表１には、比較のため、この
発明のような鍛圧加工を施さない従来法に従って得た鋼
板の調査結果についても併せて示す。

【００３７】

【表１】

【００３８】同表から明らかなように、この発明に従い
得られた鋼板は引張強さが 590 MPa以上の高い強度を有
し、かつ母材およびＥＢ溶接金属の低温靱性も良好であ
ったのに対し、Al含有量が多すぎたり、少なすぎた場合
には、主に母材の靱性が劣化し、またＮ量の多い鋼では
ＥＢ溶接金属の靱性が劣化した。さらにＮ／Alが適正範
囲外の鋼もＥＢ溶接部の靱性が劣化した。また従来法に
従い得られた鋼材は、Ｐの中心偏析により、良好な低温
靱性は得られなかった。

【００３９】実施例２表２に化学組成を示す溶鋼を、連続鋳造し、その際クレ
ーターエンド近傍で鍛圧加工（圧下率：５〜15％）を施
し、ついで熱間圧延により100 mm厚の鋼板とした。これ
らの鋼板について、 880℃で３時間加熱保持後、水焼き
入れしたのち、 645℃に加熱後空冷した。ついで、かか
る板厚 100mmの鋼板に１パスの電子ビーム溶接を行っ
た。その後、 615℃で５時間の溶接後熱処理を行った後
の、鋼板の引張特性と衝撃特性およびＥＢ溶接金属の衝
撃特性について調べた結果を、表２に併記する。また表
２には、比較のため、この発明のような鍛圧加工を施さ
ない従来法に従って得た鋼板の調査結果についても併せ
て示す。

【００４０】

【表２】

【００４１】同表から明らかなように、この発明に従い
得られた鋼板は引張強さが 590 MPa以上の高い強度を有
し、母材およびＥＢ溶接金属の低温靱性も良好であっ
た。これに対し、AlやＮ含有量が多すぎた場合にはＥＢ
溶接金属の低温靱性が劣化し、またＰ含有量が許容上限
を超えた場合には母材およびＥＢ溶接金属の低温靱性と
も劣化した。さらに従来法に従い得られた鋼材は、Ｐの
中心偏析により、とくにＥＢ溶接金属の低温靱性が大幅
に劣化した。

【００４２】実施例３表３に示す成分組成の鋼片に、拡散焼鈍処理を施し、次
いで熱間圧延により 100mm厚の鋼板とした。これらの鋼
板について、 880℃で３時間加熱保持後、水焼き入れし
たのち、 645℃に加熱空冷した。次いで、かかる板厚 1
00mmの鋼板に１パスの電子ビーム溶接を行った。その
後、 615℃で５時間の溶接後熱処理を行った後の、鋼板
の引張特性と衝撃特性およびＥＢ溶接金属の衝撃特性に
ついて調べた結果を、表３に併記する。同表から明らか
なように、この発明に従い得られた鋼板は引張強さが 5
90 MPa以上の高い強度を有し、母材およびＥＢ溶接金属
の低温靱性も良好であった。

【００４３】

【表３】

【００４４】

【発明の効果】この発明に従うMn−Ni−Mo鋼は、原子力
プラントや化学プラントの圧力容器や反応容器に使用さ
れる厚肉溶接構造用鋼として、引張強さ580MPa以上の高
い強度と良好な低温靱性を有し、しかも電子ビーム溶接
を適用した場合にも十分な継手部の靱性が確保される。
従って溶接効率の著しい向上と構造物としての高い信頼
性が得られ、その工業的価値は大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】母材の低温靱性（vTrs）およびＥＢ溶接金属の
吸収エネルギー（vE-₄₀)に及ぼすＮ／Alの影響を示した
グラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁵ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所 // Ｂ２３Ｋ 103:04

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.07〜0.20wt％、 Si：0.05〜0.20wt％、 Mn：0.20〜1.80wt％、Ｐ：0.008 wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下、 solAl：0.005 〜0.040 wt％、Ｎ：0.0020〜0.0070wt％、 Ni：0.05〜1.50wt％、 Cr：0.05〜0.50wt％、 Mo：0.05〜1.00wt％およびＯ：0.0040wt％以下を、Ｎ／Al：0.11〜0.40の範囲で含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物の組成になり、かつ鋼中平均Ｐ含有量
（Ｐ₀）に対する板厚中心部のＰ含有量（Ｐ）の比Ｐ／
Ｐ₀が 1.3以下であることを特徴とする電子ビーム溶接
部の靱性に優れた溶接構造用厚鋼板。
【請求項２】Ｃ：0.07〜0.20wt％、 Si：0.05〜0.20wt％、 Mn：0.20〜1.80wt％、Ｐ：0.008 wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下、 solAl：0.005 〜0.040 wt％、Ｎ：0.0020〜0.0070wt％、 Ni：0.05〜1.50wt％、 Cr：0.05〜0.50wt％、 Mo：0.05〜1.00wt％およびＯ：0.0040wt％以下を、Ｎ／Al：0.11〜0.40の範
囲で含み、かつ Ca：0.0005〜0.0050wt％および REM：0.0005〜0.0050wt
％、のうちから選んだ一種又は二種を含有し、残部はFe
および不可避的不純物の組成になり、かつ鋼中平均Ｐ含
有量（Ｐ₀）に対する板厚中心部のＰ含有量（Ｐ）の比
Ｐ／Ｐ₀が 1.3以下であることを特徴とする電子ビーム
溶接部の靱性に優れた溶接構造用厚鋼板。
【請求項３】Ｃ：0.07〜0.20wt％、 Si：0.05〜0.20wt％、 Mn：0.20〜1.80wt％、Ｐ：0.008 wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下、 solAl：0.005 〜0.040 wt％、Ｎ：0.0020〜0.0070wt％、 Ni：0.05〜1.50wt％、 Cr：0.05〜0.50wt％、 Mo：0.05〜1.00wt％およびＯ：0.0040wt％以下を、Ｎ／Al：0.11〜0.40の範囲で含有し、残部はFeおよ
び不可避的不純物の組成になる溶鋼を、連続鋳造し、熱
間圧延または鍛造により厚鋼板とした後、焼入れ−焼戻
しを施すことによって、溶接構造用厚鋼板を製造するに
際し、連続鋳造工程において、連鋳片の内部溶鋼が凝固を完了
するクレータエンド近傍に対し、取鍋中溶鋼のＰ含有量
（Ｐ₀）に対する板厚中心部におけるＰ含有量（Ｐ）の
比Ｐ／Ｐ₀が 1.3以下となる鍛圧加工を施すことを特徴
とする電子ビーム溶接部の靱性に優れた溶接構造用厚鋼
板の製造方法。
【請求項４】Ｃ：0.07〜0.20wt％、 Si：0.05〜0.20wt％、 Mn：0.20〜1.80wt％、Ｐ：0.008 wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下、 solAl：0.005 〜0.040 wt％、Ｎ：0.0020〜0.0070wt％、 Ni：0.05〜1.50wt％、 Cr：0.05〜0.50wt％、 Mo：0.05〜1.00wt％およびＯ：0.0040wt％以下を、Ｎ／Al：0.11〜0.40の範
囲で含み、かつ Ca：0.0005〜0.0050wt％および REM：0.0005〜0.0050wt
％、のうちから選んだ一種又は二種を含有し、残部はFe
および不可避的不純物の組成になる溶鋼を、連続鋳造
し、熱間圧延または鍛造により厚鋼板とした後、焼入れ
−焼戻しを施すことによって、溶接構造用厚鋼板を製造
するに際し、連続鋳造工程において、連鋳片の内部溶鋼が凝固を完了
するクレータエンド近傍に対し、取鍋中溶鋼のＰ含有量
（Ｐ₀）に対する板厚中心部におけるＰ含有量（Ｐ）の
比Ｐ／Ｐ₀が 1.3以下となる鍛圧加工を施すことを特徴
とする電子ビーム溶接部の靱性に優れた溶接構造用厚鋼
板の製造方法。