JPH0543765B2

JPH0543765B2 -

Info

Publication number: JPH0543765B2
Application number: JP61127197A
Authority: JP
Inventors: Nobuhiro Seki; Osamu Hirano; Yoshikazu Ishizawa; Kazuyoshi Ume; Tomoaki Hyodo
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1986-06-03
Filing date: 1986-06-03
Publication date: 1993-07-02
Also published as: JPS62284043A

Description

【発明の詳細な説明】

「発明の目的」本発明は溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優
れた鋼の製造法に係り、母材部に比し劣らざるを
得ないものとされている溶接部、特に溶接熱影響
部の耐硫化物応力腐食割れ性を適切に向上するこ
とのできる鋼の製造法を提供しようとするもので
ある。産業上の利用分野サワーラインパイプおよびその付設物あるいは
サワーガスに曝される圧力容器、化学配管等の溶
接部の耐応力腐食割れ性を必要とする鋼材の製造
技術。従来の技術硫化水素（H₂S）を含有した、いわゆるサワー
オイルやサワーガスを輸送するラインパイプ及び
その付属設備、或いはその他のH₂Sを含む流体を
扱う化学プラントの配管や圧力容器などの鋼構造
物には耐水素誘起割れ性（耐HIC性）とともに耐
硫化物応力腐食割れ性（以下耐SSC性という）が
要求されることが多い。然してこの耐SSC性につ
いては通常NACE（National Association of
Corrosion Engineers）TM01−77規格による定
荷重型SSC試験（6.35mmφの後述第２図に示すよ
うな丸棒試験片に５％NaCl＋0.5％CH₃COOH＋
飽和H₂S液内で、ある荷重による引張応力を付与
し、種々の応力における破断時間を求める試験）
や、４点曲げ試験などによつて材料の耐SSC性が
評価される。一般に鋼材の耐SSC性を改善するには耐HIC性
を向上させておくことが必要条件である（例え
ば、極低Ｓ化とCaの適量添加などによる介在物
形状制御や、偏析部の硬化低減策など）が、ミク
ロ組織の管理が非常に重要であつて、低炭素ベイ
ナイトの細粒組織、焼戻マルテンサイト細粒組織
などを得ることによつて、鋼材の耐SSC性（具体
的には例えば限界応力σ_th）が大巾に向上するこ
とが知られている。因みに通常の耐サワー材料でフエライト−パー
ライト系組織を呈するものではNACE TM01−
77テストのσ_thレベルは0.5〜0.65σ_y（σ_y：降伏応
力）程度であるが、低炭素ベイナイト組織や焼戻
マルテンサイト組織を呈するものでは0.75〜
0.95σ_y前後にも向上する。発明が解決しようとする問題点ところが、溶接継手部の耐SSC性（σ_th）母材
のミクロ組織に依らず、ほぼ0.45〜0.65σ_yの範囲
にあり、母材の耐SSC性を向上させても、必ずし
も継手SSC性は改善しないことが知られている。
これは溶接による熱履歴によつて良好な組織が変
化するのに加えて溶接熱影響部が大きく硬化した
り、溶接熱歪によるミクロ的な残留応力などが関
与するからと考えられる。溶接部の耐SSC性を母材なみに改善する方策の
１つとして、溶接後に焼入焼戻のような熱処理を
施すことも１つの手段であるが、必ずしも工業的
にやりやすい方策でもないし、焼きの入りにくい
鋼の場合はそれほど耐SSC性の改善は期待できな
い。「発明の構成」問題点を解決するための手段 (1) Ｃ：0.005wt％〜0.15wt％未満、Si：0.05〜
0.8wt％、Mn：0.5wt％を超え2.2wt％まで、
Ｐ：0.025wt％以下、Ｓ：0.004wt％以下、
Nb：0.010〜0.080wt％、Ｖ：0.020〜0.10wt％、Al：0.005〜0.070wt
％、Ｎ：0.01〜0.02wt％、Ca：0.0005〜0.0080wt
％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼を1000〜1300℃に加熱し、未再結晶温
度以下における圧下率を20〜80％とし、圧延終
了温度650〜800℃で圧延することを特徴とする
溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の
製造法。 (2) Ｃ：0.005wt％〜0.15wt％未満、Si：0.05〜
0.8wt％、Mn：0.5wt％を超え2.2wt％まで、
Ｐ：0.025wt％以下、Ｓ：0.004wt％以下、Nb：0.010〜0.080wt
％、Ｖ：0.020〜0.10wt％、Al：0.005〜
0.070wt％、Ｎ：0.01〜0.02wt％、Ca：0.0005〜0.0080wt
％を含有すると共に、 Cu：1.0wt％以下、Ni：1.0wt％以下、 Cr：1.0wt％以下、Mo：0.5wt％以下、 Ti：0.1wt％以下、Ｂ：0.0020wt％以下の何れか１種または２種以上を含有し、残部が
Feおよび不可避的不純物からなる鋼を1000〜
1300℃に加熱し、未再結晶温度以下における圧
下率を20〜80％とし、圧延終了温度650〜800℃
により圧延することを特徴とする溶接部の耐硫
化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法。 (3) Ｃ：0.005wt％〜0.15wt％未満、Si：0.05〜
0.8wt％、 Mn：0.5wt％を超え2.2wt％まで、Ｐ：
0.025wt％以下、Ｓ：0.004wt％以下、Nb：0.010〜0.080wt
％、Ｖ：0.020〜0.10wt％、Al：0.005〜0.070wt
％、Ｎ：0.01〜0.02wt％、Ca：0.0005〜0.0080wt
％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなる鋼を1000〜1300℃に加熱し、未再結晶温
度以下における圧下率を20〜80％とし、圧延終
了温度650〜800℃により圧延後、直ちに冷却速
度３〜50℃／sec、冷却停止温度400〜650℃で
冷却することを特徴とする溶接部の耐硫化物応
力腐食割れ性に優れた鋼の製造法。 (4) Ｃ：0.005wt％〜0.15wt％未満、Si：0.05〜
0.8wt％、 Mn：0.5wt％を超え2.2wt％まで、Ｐ：
0.025wt％以下、Ｓ：0.004wt％以下、Nb：0.010〜0.080wt
％、Ｖ：0.020〜0.10wt％、Al：0.005〜
0.070wt％、Ｎ：0.01〜0.02wt％、Ca：0.0005〜0.0080wt
％を含有すると共に、 Cu：1.0wt％以下、Ni：1.0wt％以下、 Cr：1.0wt％以下、Mo：0.5wt％以下、 Ti：0.1wt％以下、Ｂ：0.0020wt％以下の何れか１種または２種以上を含有し、残部が
Feおよび不可避的不純物からなる鋼を1000〜
1300℃に加熱し、未再結晶温度以下における圧
下率を20〜80％とし、圧延終了温度650〜800℃
により圧延後、直ちに冷却速度３〜50℃／sec、
冷却停止温度400〜650℃で冷却することを特徴
とする溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れ
た鋼の製造法。作用上記したような本発明について更に説明する
と、本発明者等は前記したような従来技術の問題
点に鑑み、種々検討を重ねた結果、溶接部の耐
SSC性を改善せしめる鋼の製造法を見い出したも
のであつて、仔細は以下の如くである。即ち、本発明によるものは、wt％（以下単に
％という）で、Ｃ：0.005％〜0.15％未満、Si：
0.05〜0.8％、Mn：0.5％を超え2.2％まで、Ｐ
0.025％、Ｓ0.004％、Nb：0.010〜0.080％、
Ｖ：0.020〜0.10％、Al：0.005〜0.070％、Ｎ：
0.01〜0.02％、Ca：0.0005〜0.0080％で残部がFe
及び不可避的不純物から成る鋼、あるいはこれに
Cu1.0％、Ni1.0％、Cr1.0％、Mo0.5％、
Ti1.0％、Ｂ0.0020％を母材強化のための任
意添加元素とした鋼を加熱温度1000〜1300℃、未
再結晶温度以下の圧下率20〜80％、圧延終了温度
650〜800℃で制御圧延し、あるいはこの制御圧延
に加えてその後３〜50℃／secの冷却速度で、停
止温度400〜650℃まで制御冷却する溶接部の耐
SSC性に優れることを特徴とする鋼の製造法であ
る。本発明の骨子としては、まずNb添加による制
御圧延の細粒化効果と、通常Ｎ量（＜60ppm）よ
りも大幅にＮ量を増加させることによる窒化物の
微細分散析出の効果を重畳させ、700〜850℃の溶
接熱サイクルがかかつても、良好な組織をできう
る限り維持し、軟化を防ぐことであり、更に、制
御圧延、または制御圧延−制御冷却することによ
り細粒の高転位密度組織を導入し、水素のトラツ
プ効果を増加させることである。また、溶接継手部に生ずるSSCは、一般にビツ
カース硬さ248以上とか、260以上の硬化組織があ
ると、その部分から発生することは既に公知であ
る。しかしこのような硬さ制御（H_v280or
260）を行つた溶接継手部でも前述した如く従来
はNACE定荷重SSC試験でσ_thレベルは0.55σ_y前後
であつた。しかも該SSCは溶接金属や粗粒域
HAZ（Fusion Lineに近い高温HAZ）に発生する
のではなく、むしろ上記の700〜850℃に溶接熱サ
イクルがかかつた２相域HAZで主に発生し、伝
播する。２相域HAZ（A_c1点〜A_c3点）は、強度が
低下することの他にミクロ組織的にも水素感受性
の高い島状マルテンサイトなどが発生しやすく、
耐SSC特性が劣化しやすいことが知られている。次に、溶接部耐SSC特性に及ぼす母材Ｎ量の影
響と制御圧延および制御圧延と制御冷却の効果の
例については第１図に示す如くであつて、鋼成分
は0.06％Ｃ−0.22％Si−0.87％Mn−0.009％Ｐ−
0.001％Ｓ−0.025％Nb−0.07％Ｖ−0.02％Al−
0.0025％Ca系で、板厚は15mmであり、制御圧延条
件は、加熱温度1150℃で、未再結晶温度以下の圧
下率50％、仕上圧延温度750℃であつて、制御冷
却条件は冷却速度８℃／secであり、冷却停止温
度は570℃である。溶接条件としては、Ｘ開先内
外面１層のサブマージアーク溶接で、入熱は内面
35KJ／cm、外面39KJ／cmである（溶接ワイヤー
はＣ−Mn−Ni−Mo−Ti系、フラツクスは塩基
性溶融型）。SSC試験法は、NACE TM01−77に
基く丸棒試片の定荷重テストで、採取法は第２図
に示す如く、母材１間における溶接部２に関して
丸棒状の試片３をG.L.の中心にFusoin Lineが来
るように内面側から採取したものである。即ち第１図によれば、100ppm以上のＮを含有
したときの限界応力σ_thは制御圧延することによ
り従来レベルより向上すること、また制御圧延に
加えて制御冷却を施すと、制御圧延のみの場合と
比較し、より一層σ_thレベルが改善することがわ
かる。尚、破断位置はいずれもA_c1直上の２相域HAZ
である。継手における耐SSC性の向上の理由は必
ずしも明確にできないが、概ね次の〜のよう
に推論できる。 Nb添加による溶接前組織の細粒化。 Nb、Ｖ添加、高ＮによるNb（CN）、VNな
どの微細分散析出による細粒化への寄与。溶接熱サイクルがかかつたときの２相域
HAZでの軟化防止と窒化物による水素のトラ
ツプ効果。制御冷却による高転位密度のサブ組織確保に
よる水素のトラツプ効果。即ちこれらの〜の相乗作用により、２相域
HAZの耐SSC性が従来より改善され、延いては
継手の耐SSC性が向上したものと考えられる。次に、本発明鋼における添加元素の限定理由に
ついて述べると以下の如くである。Ｃは、強度確保上少なくとも0.005％以上必要
であるが、0.15％以上となると溶接性が劣化し、
SAWなどでは高温割れの危険性も生ずるので
0.005％〜0.15％未満とした。 Siは、脱酸上少なくとも0.05％以上必要である
が、0.80％を超えると靭性急激に劣化するので、
0.05〜0.8％とする。 Mnは、ミクロ組織を改善し、強度靭性の確保
の為に少なくとも0.5％超えが必要であるが、2.2
％を超えると靭性劣化や耐HIC性の劣化が懸念さ
れ、0.5％を超え〜2.2％までとしとた。Ｐは、耐HIC性確保の観点から0.025％とす
る。Ｓは、延靱性及び耐HIC性の確保の観点から
0.004％とする。 Nbは、制御圧延時の細粒化効果を発揮するに
は少なくとも0.010％必要であるが、過剰に添加
しすぎると低Ｃ系の場合HAZのHIC性、靭性に
加え母材の靭性も劣化するので上限は0.08％とす
る。Ｖは、VNとして析出させ、特に溶接部の２相
域HAZにて析出させることによつてSSC性の改
善が期待できるので少なくとも0.020％とし、上
限は靭性劣化の点から0.10％とした。 Alは、脱酸剤として0.005％は最少必要である
が、0.08％を超えると表面疵の発生及び靭性劣化
のため0.08％を上限とする。Ｎは、既に述べてあるように窒化物分散析出の
為に100ppmは必要であるが、200ppmを超えると
表面疵の問題及び溶接部の靭性劣化が著しいので
200ppmを上限とすべきである。 Caは、HIC発生の起点となり、SSC性能を劣
化させる伸長したMnS（マンガンサルフアイド）
の形態および組成を制御し、耐HIC特性と耐
SSCC特性の向上に有効であり、特に前記Nb、
Ｖと共に含有させることにより耐SSCC性を大幅
に向上する。なおこのときのCaとＳとの添加量
の比、Ca／Ｓ＝1.5〜10程度が適当であるが、Ca
量としては少くとも5ppmでないと上記の効果が
得られず、一方多く入れ過ぎると却つて鋼を汚し
（カルシウムオキシサルフアイドなどにより）、耐
HIC性に有害であるから上限は80ppmとする。以上は、本発明鋼の必須元素であるが、更に任
意添加元素である母材の強化元素として、Cu、
Ni、Cr、Mo、TiおよびＢの何れか１種または
２種以上を含有させることができる。即ちこれらのCu、Ni、Cr、Mo、TiおよびＢ
は何れも母材強度上昇に有効であるが、Niは１
％を超えて添加すると耐HIC、耐SSCC特性上好
ましくないことになり、又Cu、CrおよびTiはコ
ストの上昇およびHAZ靭性溶接性の劣化を招く
ので1.0％を上限とする。更にMoも同様の理由か
ら上限を0.5％とする。Ｂは特に極低Ｃ領域での
強度低下を補うものとして添加してもよいが、
0.002％を超えると却つて靭性に有害であるため
上限は0.002％とすることが必要である。以上の成分を有する鋼を加熱温度1000〜1300
℃、未再結晶温度以下における圧下率20％以上、
仕上圧延温度650〜800℃の普通の制御圧延を行つ
ても従来よりSSCのσ_thレベルは向上する（例え
ば第１図）が、更に制御圧延に引き続き、冷却速
度３〜50℃／Ｓ、冷却停止温度400〜650℃の制御
冷却を組合わせることによつて、より改善度は大
きくなる。次に、上記のような成分組成の鋼に対する本発
明製造法の限定理由について述べると以下の如く
である。加熱温度：1000〜1300℃。 1300℃を超えると結晶粒が粗大化し、靭性が
大幅に劣化する。一方、下限1000℃を下廻ると
製品強度を確保できないばかりか、組織が不均
一となり靭性が劣化する。未再結晶温度以下の圧下率20％〜80％。オーステナイト未再結晶域での圧下は、オー
ステナイトの結晶粒を圧延方向に延ばし、結晶
粒界面積を増加させるとともに、結晶粒内に変
形帯とよばれる歪み集中部を導入し、オーステ
ナイトからフエライトへの変態の核生成サイト
を増加させ、変態組織を微細なものとし、鋼を
強靭化するのに有効な手段である。このオース
テナイト未再結晶域での圧下率が20％未満で
は、結晶粒微細化の効果が小さく鋼の高強度と
十分な低温靭性が得られないので20％以上とす
る。一方これが80％以上になつてもその効果は
飽和してしまい、また、厚さ200mm程度の連続
鋳造スラブの場合、オーステナイト未再結晶域
での圧下率を大きくすると、オーステナイト再
結晶域での圧下率が低下し靭性の劣化をまね
く。したがつて、オーステナイト未再結晶域で
の圧下率上限は80％とする。Nb、Ｖ、Ti等を
含有する鋼においては、オーステナイト未再結
晶域の上限温度は約900℃である。圧延終了温度：650〜800℃ 仕上圧延は、オーステナイト温度域あるいは
オーステナイトとフエライト２相域から圧延を
開始して、鋼板の温度を測定しながら連続的に
行う。このとき最終圧延温度すなわち圧延終了
温度は鋼板の機械的性質に重要な影響を及ぼ
す。圧延終了温度が800℃を超えると、圧延終
了後のサブ組織あるいはフエライトの回復が進
行し、高強度と優れた低温靭性および優れた耐
SSC特性が得られない。また、圧延後加速冷却
を施す場合にも高強度および優れた耐SSC特性
が得られない。これは、このような低温域の圧
延後の加速冷却は、圧延により生じ、強度の上
昇と耐SSC特性の向上に寄与するサブ組織の回
復を抑制する効果が大きいためである。一方、
圧延温度が低下すると鋼の圧延時の変形抵抗が
増大し、１回の圧延ごとに大きな圧下がとれな
くなる。また、温度の低下も小さくなり圧延能
率の低下をまねく。また、低温での圧延はSSC
試験時にHICを発生させて耐SSC性能を劣化さ
せる。したがつて圧延終了温度の下限は650℃
とする。仕上温度から冷却停止温度までの冷却速度３
〜50℃／sec。３℃／sec未満では加速冷却によるサブ組織
回復抑制による充分な高張力化が期待できない
ため３℃／secを下限とした。また50℃／secを
超えるとサブ組織回復による高張力化が飽和す
ることに加え、鋼板の歪が大きくなり精度の良
い形状を持つた厚鋼板の製造が困難となるため
50℃／secを上限とした。停止温度400〜650℃ 下限を400℃としたのは、400℃未満では鋼板
の歪が大きく製造工程上好ましくないからであ
る。また上限を650℃としたのは、650℃より高
い停止温度ではベイナイトが充分生成しない等
変態組織の改善効果が期待できないためであ
る。尚、溶接はSAW、TIG、MIG、MMA（手）な
どの何れによつてもよく、特に限定はしないが溶
接金属、溶接熱影響部のヴイツカース硬さが260
を超えないように溶接材料（ワイヤ、棒、フラツ
クス）、溶接条件（入熱など）を選定することは
本発明の前提である。実施例実施例１本発明によるものの具体的な製造例について従
来法と共に仔細を説明すると、以下の如くであ
る。第１表、第２表、第３表にそれぞれ本発明法と
従来法の比較として鋼成分、圧延条件と溶接条
件、及び継手強度と継手SSC試験結果（NACE
TM01−77規格に基づく評価）を示す。即ちこの
ような結果によるときは、本発明によるものが従
来法によるものに比較して優れた継手の耐SSC特
性を有していることは明白である。

【表】

【表】記(1) 試片採取方法は第２図に準ず (2) NACE SSCテストはTM01−77規格に基
く（溶液５％NaCl＋0.5％CH₃COOH＋飽和
H₂S） (3) 試験片方向は溶接線に直角（Ｃ方向）（実施例２）次の第４表に示した化学成分を有する鋼１〜４
を準備する。即ち鋼１は本発明の成分組成を満足
するものであるが、鋼２はNbを含有せず、鋼３
はＶを含有しないもので、また鋼４はCaを含有
しないものであつて、その他の成分については何
れも本発明の要件を満足するものである。

【表】然してこれらの鋼は1150℃に加熱後未再結晶域
での圧下率56％、圧延終了温度720℃で18mmまで
圧延し、SAW溶接した溶接部のSSCC試験を行
つた。前記第４表にはその結果も示すが、Nb、
Ｖ、Caがそれぞれ含まれていない比較鋼２〜４
は何れも0.7σ_yの応力下で250時間以下の破断時間
しか得られていないのに対し、本発明による鋼１
は720時間以上であつて、Nb、ＶおよびCaを共
に含有することによつて溶接部の耐SSCC特性を
大幅に改善し得ることが確認された。「発明の効果」以上説明したような本発明によるときはサワー
オイルやサワーガスに曝されるラインパイプや圧
力容器それらの付属機器、あるいは化学配管など
の溶接部ないし溶接熱影響部における耐硫化物応
力腐食割れ性を有効に改善し、従来技術によるも
のに比し頗る卓越した特性を得しめるものであつ
て、工業的にその効果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであつ
て、第１図は溶接部の耐SSC特性に及ぼす母材Ｎ
量の影響と制御冷却の効果についての具体例を要
約して示した図表、第２図はその試片採取法を示
した説明図である。然してこれらの図面において、１は母材、２は
溶接部、３は丸棒試験片を夫々示すものである。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.005wt％〜0.15wt％未満、 Si：0.05〜0.8wt％、 Mn：0.5wt％を超え2.2wt％まで、Ｐ：0.025wt％以下、Ｓ：0.004wt％以下、 Nb：0.010〜0.080wt％、Ｖ：0.020〜0.10wt％、 Al：0.005〜0.070wt％、Ｎ：0.01〜0.02wt％、 Ca：0.0005〜0.0080wt％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を1000〜1300℃に加熱し、未再結晶温度以
下における圧下率を20〜80％とし、圧延終了温度
650〜800℃で圧延することを特徴とする溶接部の
耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法。２Ｃ：0.005wt％〜0.15wt％未満、 Si：0.05〜0.8wt％、 Mn：0.5wt％を超え2.2wt％まで、Ｐ：0.025wt％以下、Ｓ：0.004wt％以下、 Nb：0.010〜0.080wt％、Ｖ：0.020〜0.10wt％、 Al：0.005〜0.070wt％、Ｎ：0.01〜0.02wt％、 Ca：0.0005〜0.0080wt％を含有すると共に、 Cu：1.0wt％以下、Ni：1.0wt％以下、 Cr：1.0wt％以下、Mo：0.5wt％以下、 Ti：0.1wt％以下、Ｂ：0.0020wt％以下の何れか１種または２種以上を含有し、残部が
Feおよび不可避的不純物からなる鋼を1000〜
1300℃に加熱し、未再結晶温度以下における圧下
率を20〜80％とし、圧延終了温度650〜800℃によ
り圧延することを特徴とする溶接部の耐硫化物応
力腐食割れ性に優れた鋼の製造法。３Ｃ：0.005wt％〜0.15wt％未満、 Si：0.05〜0.8wt％、 Mn：0.5wt％を超え2.2wt％まで、Ｐ：0.025wt％以下、Ｓ：0.004wt％以下、 Nb：0.010〜0.080wt％、Ｖ：0.020〜0.10wt％、 Al：0.005〜0.070wt％、Ｎ：0.01〜0.02wt％、 Ca：0.0005〜0.0080wt％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なる鋼を1000〜1300℃に加熱し、未再結晶温度以
下における圧下率を20〜80％とし、圧延終了温度
650〜800℃により圧延後、直ちに冷却速度３〜50
℃／sec、冷却停止温度400〜650℃で冷却するこ
とを特徴とする溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性
に優れた鋼の製造法。４Ｃ：0.005wt％〜0.15wt％未満、 Si：0.05〜0.8wt％、 Mn：0.5wt％を超え2.2wt％まで、Ｐ：0.025wt％以下、Ｓ：0.004wt％以下、 Nb：0.010〜0.080wt％、Ｖ：0.020〜0.10wt％、 Al：0.005〜0.070wt％、Ｎ：0.01〜0.02wt％、 Ca：0.0005〜0.0080wt％を含有すると共に、 Cu：1.0wt％以下、Ni：1.0wt％以下、 Cr：1.0wt％以下、Mo：0.5wt％以下、 Ti：0.1wt％以下、Ｂ：0.0020wt％以下の何れか１種または２種以上を含有し、残部が
Feおよび不可避的不純物からなる鋼を1000〜
1300℃に加熱し、未再結晶温度以下における圧下
率を20〜80％とし、圧延終了温度650〜800℃によ
り圧延後、直ちに冷却速度３〜50℃／sec、冷却
停止温度400〜650℃で冷却することを特徴とする
溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製
造法。