JPH0693371A - 現地溶接性及び耐治具跡割れ性に優れた大入熱溶接用調質高張力鋼とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 大型構造物の溶接能率向上のための大入熱溶
接性と隅肉溶接部における耐治具跡割れ性やタンクサポ
ート部内側のクラックを皆無とし、併せて現地溶接性を
向上する。 【構成】 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．１０％以
下、Ｍｎ：０．５０〜２．２０％，Ｐ：０．０１５％以
下、Ｓ：０．０００８〜０．００２５％、Ｓ．Ａｌ：
０．０１０〜０．１０％、（Ｓｉ＋Ｓ．Ａｌ）：０．１
３％以下、Ｃｕ：０．５０〜２．５０％、Ｎｉ：０．５
０〜２．００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０１８％、不純物としてのＢ：
０．０００２％以下とし、Ｃｅｑ：０．３８％以下、Ｔ
ｉｅｑ：−０．００７〜０．００５％としてＭｎＳがＴ
ｉＯＮ又はＴｉＮとの複合析出物を形成することを特徴
とする現地溶接性及び耐治具跡割れ性に優れた大入熱溶
接用調質高張力鋼。ＭｎＳの複合析出物形成に際して出
鋼時のＳｉによる弱脱酸に引き続き真空脱ガス時にＡｌ
により完全脱酸する事を特徴とする前記鋼の製造方法

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は貯槽タンク、圧力容器、
橋梁、海洋構造物等の低温用又は常温用の鋼材として大
入熱溶接性と共に吊り具等の隅肉溶接やブロックの現地
溶接での溶接性（小入熱溶接特性、予熱省略溶接特性、
高水素雰囲気溶接特性）が要求される調質高張力鋼の製
造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、構造物の大型化とともに溶接能率
の向上が求められ大入熱溶接の適用が一般的になってい
る。一方で、タンク、橋梁等の吊り具の隅肉溶接部にお
ける治具跡割れやタンクサポート部の内側における溶接
熱影響部（ＨＡＺ）の硬度上昇に伴うクラックが開放検
査等で発見される場合がしばしばある。又橋梁分野にお
いては、工場での加工には大入熱溶接が適用され現地組
立にはボルト締めが一般的であったが、最近では工期短
縮や景観保全のため溶接の適用が検討され予熱省略及び
プライマーや溶接棒からの高水素雰囲気下での溶接等の
現地溶接性も要求されるようになって来た。

【０００３】大入熱溶接性に就いては鉄鋼各社で実用化
され、特開昭６１−２７０３５４号，６２−１８４２
号，６２−５６５１８号の各公報のように基本的にはＴ
ｉＮをベースに種々の改善が加えられているがいずれも
大入熱溶接専用の鋼材であり、隅肉溶接等の小入熱溶接
性（クラックフリー）や現地溶接性をも同時に具備した
ものはない。一方、小入熱特性に優れた従来技術として
は本発明者らによる特公昭５８−２５７０号公報，特開
平１−９６３２９号公報があるが、その安定性及び大入
熱溶接特性と高強度化に限界があった。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】大型構造物の工場加工
における溶接能率向上の大入熱溶接性と共に吊り具等の
隅肉溶接部における治具跡割れやタンクサポート部内側
のクラックを皆無とし、現地組立時の溶接性をも大幅に
改善してこれら複合特性を併せて具備する事が本発明の
改善しようとする課題である。本発明者等による従来技
術として前記せる特公昭５８−２５７０号公報はＢフリ
ー化且つ低Ｃ−低Ｓｉ系の非調質強靱高張力鋼の製造方
法であって、縞状組織の分散及び高炭素マルテンサイト
（Ｍ^* ）の生成抑制を前提としてＢフリー化によるＨＡ
Ｚ硬さの低減を同時に具備して、高強度で且つ高吸収エ
ネルギー（ｖＥｓ）、高靱性（ｖＴｒｓ）及び低炭素等
量（Ｃｅｑ）化による高溶接性と同時に、新しい品質ニ
ーズ（耐ＨＡＺ割れ性、耐ＳＲ割れ性、耐焼き戻し脆
性）にも応える優れたものであった。

【０００５】特開平１−９６３２９号公報はＢフリー化
且つ低Ｃ系の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた調質ＨＴ
６０キロ鋼の製造方法であって、特公昭５８−２５７０
号公報を更に低Ｃ化且つ調質熱処理化して低Ｓｉの制約
をなくすとともに、１０〜３０ＫＪ／ｃｍ程度の小入熱
溶接におけるＨＡＺ硬さの低減により硫化水素又はアン
モニア雰囲気における耐応力腐食割れ性に優れたもので
あった。ところが、前記発明（特公昭５８−２５７０号
公報、特開平１−９６３２９号公報）は大入熱溶接性、
高強度化に限界があると共に、新しい品質ニーズに応え
るにはその特性に対し今一つの安定性が欠けるという欠
点を有していた。

【０００６】本課題に対して本発明者等が仔細に調査し
たところ、前記発明はＢフリー鋼としてＢを添加してい
ないにも拘らず不純物としてのＢ含有量がばらつく結
果、品質特性の安定性が左右されていた事を知見するに
至った。又、大入熱溶接性の向上には、低Ｃ−低Ｓｉ系
の特公昭５８−２５７０号公報の発明をベースにＮｂと
Ｔｉ（Ｔｉｅｑ）を微量且つ狭範囲に制御すると共にＭ
ｎＳとして存在するＳを不純物としてではなく、大入熱
溶接性向上のため積極的な活用をする必要のある事がわ
かった。更に、高強度化をはかる上で大入熱特性と小入
熱特性を同時に満足するためにはＣｕの析出強化を利用
する事が不可欠である事も判明した。

【０００７】一方、大入熱溶接性を向上する特開昭６１
−２７０３５４号公報はＣ：０．０３〜０．２０％，Ｓ
ｉ：０．０１〜０．５０％，Ｍｎ：０．３０〜２．０
％，Ｐ：０．０２％以下，Ｓ：０．０１５％以下，Ｂ：
０．０００３〜０．００３０％，Ｎ：０．００８０％以
下を基本成分とし、必要に応じてＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｎｂ，Ｖの一種又は二種以上を含有して、更にまた
０．０３％以下のＴｉ，ＲＥＭ，Ｃａの一種又は二種以
上を合計で０．００３〜０．０３％含有し且つ全Ａｌを
０．００３％以下とする高靱性溶接鋼である。ところが
該発明は大入熱特性は改善されたものの、Ｃｅｑの規制
がない上にＢを積極的に添加しているために小入熱特
性、就中耐治具跡割れ性や現地溶接性には劣り、又Ａｌ
を添加していない故に脱酸が不安定なため酸素との親和
力の強いＴｉ，ＲＥＭ，Ｃａの歩留が悪くその添加量が
ばらつく結果大入熱特性が不安定であるという欠点を有
していた。

【０００８】又、特開昭６２−１８４２号公報はＣ：
０．０２〜０．１８％，Ｓｉ：０．５％以下，Ｍｎ：
０．４〜２．０％，Ｓ：０．０００７〜０．００５０
％，Ｔｉ：０．０３０％以下を含有し、Ｐ：０．０１５
％以下，Ｎ：０．００４％以下に制約し必要に応じてＮ
ｉ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂの一種又は
二種以上を含有し、一時脱酸生成物を実質的に含まず、
粒子径が０．１〜３．０μｍの二次脱酸生成物とＴｉ窒
化物とＭｎＳの複合体をそれぞれ５×１０⁴ 〜1 ×１０
⁵ 個／ｍｍ² 含有する事を特徴とする溶接部靱性の優れ
た強靱性高張力鋼である。ところが該発明は大入熱特性
には優れているが、Ａｌを無添加とし弱脱酸元素のＴ
ｉ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａのみで二次脱酸するために脱
酸が不安定となって安定したＴｉＮ＋ＭｎＳが生成出来
難くなると共に強脱酸元素のＴｉの歩留が不安定となっ
てＮとＴｉがバランスせずＴｉｅｑがばらついて安定し
た大入熱特性が得られず、一方でＢを添加したり、Ｃｅ
ｑの規制がないために小入熱特性、就中耐治具跡割れ性
や現地溶接性には劣っていると云う欠点を有していた。

【０００９】更に特開昭６２−５６５１８号公報はＣ：
０．０３〜０．１２％，Ｓｉ：０．０５〜０．４０％，
Ｍｎ：０．７〜１．６％，Ｐ：０．０１５％以下，Ｓ：
０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０
１０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％，Ｂ：０．０
００３〜０．００２０％，Ｎ：０．００４０〜０．００
６０％，必要に応じてＣｕ，Ｎｉ，Ｖ，Ｃａの一種又は
二種以上含有し、Ｔｉ／Ｎ：１．５〜３．４，Ｃｅｑ：
０．３４％以下である鋼を所定の熱間圧延を行い、直ち
に室温まで急冷後２００〜４５０℃の低温焼き戻しを行
うことを特徴とする５０キロ鋼の大入熱溶接用高張力鋼
の製造方法である。ところが該発明はＳｏｌ．Ａｌを
０．０１０％以下，Ｎを０．００４０〜０．００６０％
にして溶鋼でＴｉＮの安定析出をはかると共にＨＡＺに
もＢＮを析出させて大入熱特性を向上させたが低Ａｌ且
つ高Ｎ故に脱酸が不安定となって安定したＴｉＮが得ら
れず、一方でＢを積極的に添加した結果小入熱特性、就
中耐治具跡割れ性や現地溶接性には劣っていると云う欠
点を有していた。現地溶接性（予熱省略溶接、高水素雰
囲気下溶接）や耐治具跡割れ性（小入熱溶接、水素誘起
割れ）から大入熱溶接性に至る迄の要求を満足するに
は、これら従来技術では対応が不可能であることが判明
した。

【００１０】

【発明が解決するための手段】本発明はかかる多様な問
題を解決すべく、低Ｃ−低（Ｓｉ−Ａｌ）系調質高張力
鋼の不純物としてのＢ，Ｓ量を特定すると共にＮｂ，Ｔ
ｉの極微量化やＣｕ析出強化の利用及びＴｉｅｑやＣｅ
ｑの最適化と相俟って現地溶接性及び耐治具跡割れ性に
優れた大入熱溶接用熱調質高張力鋼とその製造方法を提
供することにより大型構造物の経済的施工を可能ならし
めて工期面且つ経済面での競争力を飛躍的に強化するも
のである。本発明の要旨とするところは （１）重量％でＣ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．１０％
以下、Ｍｎ：０．５０〜２．２０％、Ｐ：０．０１５％
以下、Ｓ：０．０００８〜０．００２５％、Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１０％、（Ｓｉ＋Ｓｏｌ．Ａ
ｌ）：０．１３％以下、Ｃｕ：０．５０〜２．５０％、
Ｎｉ：０．５０〜２．００％、Ｎｂ：０．００５〜０．
０２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％、Ｎ：０．
００２０〜０．００５０％を含み残部鉄及び不可避的不
純物からなり、更に不純物としてのＢをＢ：０．０００
２％以下とし、且つ次式で定められるＣｅｑ，Ｔｉｅｑ
をＣｅｑ：０．３８％以下，Ｔｉｅｑ：−０．００７〜
０．００５％とし、又ＭｎＳがＴｉＯＮ又はＴｉＮとの
複合析出物を形成する事を特徴とする現地溶接性及び耐
治具跡割れ性に優れた大入熱溶接用調質高張力鋼。 Ｃｅｑ：Ｃ＋１／６Ｍｎ＋１／２４Ｓｉ＋１／４０Ｎｉ
＋１／５Ｃｒ＋１／４Ｍｏ＋１／１４Ｖ Ｔｉｅｑ：Ｔｉ−３．４×Ｎ

【００１１】（２）重量％でＣｒ：０．０５〜１．００
％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜
０．１０％の一種又は二種以上を鋼に含有せしめた事を
特徴とする（１）記載の現地溶接性及び耐治具跡割れ性
に優れた大入熱溶接用調質高張力鋼。 （３）ＭｎＳの複合析出物形成に際して出鋼時のＳｉに
よる弱脱酸に引続き真空脱ガス時にＡｌにより完全脱酸
を行ってＴｉＯＮ又はＴｉＮを形成せしめた鋼を鋳造後
直ちに、又はＡｃ₃ 点以上１１７０℃以下に再加熱後一
般の厚板圧延又は必要に応じて累積圧下率６０％以下の
未再結晶温度域圧延に引続き焼き入れ焼き戻しを行う事
を特徴とする（１）又は（２）記載の現地溶接性及び耐
治具跡割れ性に優れた大入熱溶接用調質高張力鋼の製造
方法である。

【００１２】

【作用】以下に本発明を詳細に説明する。Ｃは強度を上
昇させるのに最も有効な元素であるが、現地溶接性等を
悪くするＣｅｑを上昇させると同時に比較的低冷速とな
る極厚調質鋼の縞状組織の助長及び焼き入れ時の母材又
は溶接ＨＡＺにおけるアッパーベイナイト（Ｂｕ）又は
高炭素マルテンサイト（Ｍ^* ）を生成する直接の主要元
素であるため０．１０％以下に限定した。そして本発明
の技術思想及び高Ｃｕ系成分では、Ｃは強度設計上許さ
れれば低いほど望ましい。母材成分が希釈されて、溶接
金属（ＷＭ）のＣが０．０４％以下になると高温割れを
引き起こす時があり、この場合には母材の低硫化又はＮ
ｉの複合添加などの配慮が必要となる。

【００１３】Ｓｉは脱酸上有用な元素であるが本発明で
は低ければ低いほど好ましく、０．１０％以上では鋼中
でＣと斥力を有し焼き入れ時の母材又はＨＡＺにおいて
変態時にフェライト（α）から残留オーステナイト
（γ）にＣを掃き出すのを促進する結果、Ｂｕ又はＭ^*
の生成を助長するために０．１０％以下に限定した。Ｍ
ｎは本発明において安価に強度を上昇させる有用な元素
でありその必要下限から０．５０％以上とし、２．２０
％以上の添加は母材靱性、溶接性を阻害するために０．
５０〜２．２０％に限定した。Ｐは溶接性、低温靱性か
ら０．０１５％以下に限定した。

【００１４】Ｓは低温靱性及びＷＭの高温割れ防止の観
点から、不純物としては低いほど好ましく上限を０．０
０２５％以下としたが、本発明では大入熱溶接性の観点
から０．０００８％以上のＳを不純物としてではなく、
ＴｉＯＮ（Ｔｉ−ＯｘｙＮｉｔｒｉｄｅ）又はＴｉＮと
ＭｎＳとの複合析出物を形成せしめ、ＨＡＺのγ粒内に
おけるα変態核として活用するために０．０００８〜
０．００２５％に限定した。Ｓｏｌ．ＡｌはＳｉと同様
に脱酸上必要な元素であり本発明の技術思想から低Ｓｉ
系成分が選択されるために０．０１％以上とするが、一
方０．１０％以上の添加はαから残留γへのＣ濃化を助
長するため及び溶接性の観点から０．０１０〜０．１０
％に限定した。又、安定したＴｉＯＮ又はＴｉＮ鋼を形
成するには出鋼時のＳｉによる弱脱酸に引続き真空脱ガ
ス時に０．０１０％以上のＡｌにより完全脱酸するのが
望ましい。更に、Ｓｏｌ．Ａｌは鋼中においてＣに対す
る相互作用（斥力）がＳｉと全く同様に働き、Ｓｏｌ．
ＡｌとＳｉの単独制約では不十分なために（Ｓｉ＋Ｓｏ
ｌ．Ａｌ）の総和を０．１３％以下に限定した。

【００１５】Ｃｕは溶接性、低温靱性向上のためＣｅｑ
低減を目的としてＣ，Ｓｉ，Ｍｎに置換して一般的には
添加されるが、Ｃｕは常温で鉄マトリクスに固溶せず焼
き戻し時に析出し、その析出強化による調質鋼の強度確
保を計るために本発明では０．５０％以上とし、２．５
０％以上の添加は熱間脆性防止のため概ね等量、少なく
とも半分のＮｉ添加が必要となりコスト上の観点から好
ましくなく０．５０〜２．５０％に限定した。Ｎｉは低
温靱性向上のためＣｅｑ低減を目的としてＣ，Ｓｉ，Ｍ
ｎに置換して添加して強度確保し、且つＣｕの熱間脆性
及びＷＭの高温割れ防止のために０．５０％以上とし、
２．００％以上の添加はコスト上の観点から好ましくな
く０．５０〜２．００％に限定した。Ｎｂは調質熱処理
（ＤＱ−Ｔ，ＱＴ）においてＴｉとともに最も有用な元
素であり、ＮｂＣとして加熱時のγ粒成長の抑制、未再
結晶温度域の拡大、圧延中における変形帯へのＮｂＣ析
出強化、大入熱溶接時のＨＡＺ軟化防止のために０．０
０５％以上必須であり、一方０．０２４％以上の過度の
添加はＴｉｅｑの過剰時同様に大入熱溶接性を損なうた
めに０．００５〜０．０２４％の微量に限定した。

【００１６】Ｔｉは前述のＮｂ同様にγ粒制御のために
も必要ではあるが、本質的には大入熱溶接時のＨＡＺに
おいてＴｉＯＮによるγ粒成長抑制と同時にγ粒内にお
けるα変態核としてＴｉＯＮ又はＴｉＮとＭｎＳとの複
合析出物を形成せしめるために０．００５％以上必須で
あり、０．０１８％以上の過度の添加は溶接性を損なう
ために０．００５〜０．０１８％に限定した。尚、Ｔｉ
はこの範囲であってもＮとのバランスが崩れると品質上
好ましくない。即ち、Ｎが過剰になると鋳片割れを誘発
し逆にＴｉが過剰になると母材の低温靱性や大入熱溶接
性が損なわれるのでＮに対して等量添加（Ｎ×３．４）
するのが望ましい。Ｎは前述する如くＴｉＯＮ又はＴｉ
Ｎ生成のために０．００２０％以上必要であり、０．０
０５０％以上では大入熱溶接性特にＨＡＺ靱性を損な
い、鋳片の割れをも誘発するために０．００２０〜０．
００５０％に限定される。Ｎはこの範囲内で出来るだけ
Ｔｉと等量（Ｔｉ／３．４）にバランスさせることが望
ましい。

【００１７】Ｂは本発明の耐治具跡割れ性や隅肉溶接性
及び現地溶接性に影響するＣとともに重要な元素であ
り、単にＢフリー鋼とするだけでは不十分である。即
ち、Ｆｅ−Ｓｉ系合金やＳｉ−Ｍｎ系合金にはＢが時と
して高濃度に含有されている場合があるので、製鋼副原
料の精選により不純物としてのＢを０．０００２％以下
に限定することが極めて重要である。Ｃｅｑは予熱省略
溶接やプライマー、溶接棒等からの侵入水素が高い時の
溶接割れが少ない所謂現地溶接性を改善するために０．
３８％以下に限定した。ＴｉｅｑはＴｉが過剰になり
０．００５％以上になるとＴｉとＣの相互作用（Ｓｏｌ
ｕｔｅ Ｄｒａｇ Ｅｆｆｅｃｔ）によりＴｉＯＮ＋Ｍ
ｎＳ又はＴｉＮ＋ＭｎＳの複合析出物がＨＡＺのγ粒内
においてα変態核として活用できなくなり、更にＮが過
剰になって−０．００７以下になるとＴｉＯＮ又はＴｉ
Ｎが粗大化してα変態核としての複合析出物の数が不足
するので−０．００７〜０．００５％に限定した。従っ
て、ＴｉとＮの成分狙いは図１に示す狭い範囲とする必
要がある。

【００１８】上記基本成分以外の他の元素（Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｖ）を一種又は二種以上を強度、靱性向上のために
添加しても本発明の効果は損なわれないが、これ以外の
元素（Ｃａ，ＲＥＭ等）はＭｎＳよりも硫化物形成力が
強く、本発明に必須なＭｎＳ生成を阻害するために添加
してはならない。Ｃｒは焼き入れ性向上による強度確保
のために０．０５％以上添加され、過度の添加は加速冷
却時の母材靱性やＨＡＺ靱性を劣化するために０．０５
〜１．００％に限定した。Ｍｏは焼き入れ性向上による
強度確保のために０．０５％以上添加され、過度の添加
は加速冷却時の母材靱性やＨＡＺ靱性を劣化するために
０．０５〜１．００％に限定した。Ｖは強度向上のため
に０．００５％以上添加され、過度の添加は溶接性、低
温靱性が劣化するために０．００５〜０．１０％に限定
した。

【００１９】次に厚板製造条件に就いて述べる。鋼を鋳
造後直ちに厚板圧延するのが望ましいが、一般に鋳造時
の生産性１０００Ｔ／Ｈに対して厚板圧延の生産性は３
００Ｔ／Ｈと生産能力がマッチングしておらず、現状の
設備構造では鋳片温度は厚板圧延の前に再加熱が必要な
温度まで低下することが多い。従って、γ化するために
Ａｃ₃ 点以上に再加熱し、本発明のような微量Ｎｂ，Ｔ
ｉ系ではγの粗大化防止のために１１７０℃以下とし
た。本発明は成分系の特定により比較的低冷速となる極
厚調質鋼の縞状組織の分散と焼き入れ時の母材又は溶接
ＨＡＺにおけるＢｕ及びＭ^* の生成抑制という調質熱処
理鋼の金属組織の改善によって高吸収エネルギー（ｖＥ
ｓ）と高靱性（ｖＴｒｓ）とを同時に達成したものであ
り、基本的には生産性を低下させるような圧延上の制約
は必要ない。尚、セパレーションの発生しない温度範囲
で累積圧下率６０％以下の未再結晶温度域圧延を行うと
ｖＥｓを損なわずにｖＴｒｓを更に改善出来るが、この
場合にも生産性への影響は殆どない。本発明の焼き入れ
（Ｑ，ＤＱ）焼き戻し（Ｔ）は通常の調質鋼と同様な一
般的条件で行う。

【００２０】

【実施例】本発明の実施例を比較例とともに表１及び表
２に示す。表１は本発明例（鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ）及び比
較例（鋼Ｅ，Ｆ）の化学成分である。比較例は不純物と
してのＢ及びＣ，Ｓｉ，Ｓ，Ｎｂ，Ｃｅｑ，Ｔｉｅｑが
いずれも本発明の範囲を外れ、更に鋼ＥはＣｕ，Ｎｉ，
Ｔｉが本発明の範囲を外れ、鋼ＦはＴｉが添加されてい
ない。但し、Ｃｕ，Ｎｉは本発明における低Ｃ−低Ｓｉ
系成分の強度補償のために限定されているものであり、
比較例が範囲外であっても冶金的には構わないが、本発
明ではＣｅｑを満足するかどうかが本質的な問題とな
る。尚、本発明鋼はＰ_CMも０．１９〜０．２２％である
のに対して比較例は０．２２〜０．２８％となってい
る。本発明例と実施例の製造実績を表２に圧延実績と共
に示す。本発明例の加熱温度はいずれも特許請求の範囲
内であるのに対して、比較例はいずれも高Ｃ−高Ｎｂ−
高Ｔｉの為に加熱温度が１１９０℃と本発明の範囲を外
れている。一方、本発明例Ａは未再結晶域温度における
ＣＲ累積圧下率が４０％とセパレーション発生の伴わな
い本発明の範囲内で実施されているのに対し、比較例Ｆ
はＣＲ累積圧下率が８０％と本発明の範囲外で実施され
ている。

【００２１】

【表１】

【００２２】

【表２】

【００２３】強度特性に関しては発明例も比較例もいず
れもＨＴ５９０，ＨＴ６９０及びＨＴ７８０クラスの規
格を満足している。一方、本発明例の母材靱性はいずれ
も高靱性（ｖＴｒｓ）、高吸収エネルギー（ｖＴｓここ
ではｖＴ_-20 ）であり、本発明例ＡはｖＥ_-20 を犠牲に
せずｖＴｒｓが高位であるのに対して、比較例ＥはｖＴ
ｒｓ，ｖＴ_-20 とも低く、比較例Ｇは吸収エネルギーを
犠牲にしてセパレーションを発生させる８０％のＣＲ累
積圧下率を実施しているにも拘らずｖＴｒｓは本発明例
と同レベルにとどまっている。耐治具跡割れ性（小入熱
溶接の特性、間接的に耐水素誘起割れ特性も）を示すＪ
ＩＳ最高硬さ（Ｈｖ１０）試験は本発明例がいずれも２
５０以下であるのに対して、不純物としてのＢが高くＢ
ｕやＭ^* が出易い成分系の比較例はいずれも３００以上
と極めて高い。

【００２４】最高硬さと共に現地溶接性を示す高水素雰
囲気下（２８ｃｃ／１００ｇ）での水平一層隅肉溶接に
よる拘束割れ試験（０℃）において本発明例ではいずれ
も割れが観察されなかったのに対して、不純物としての
ＢやＣｅｑが高い比較例ではいずれも割れ（低温割れ）
が観察され、大部分の割れはルート部に発生してＨＡＺ
側に伝播していた。大入熱ＳＥＧ−ＡＲＣ溶接によるＨ
ＡＺ靱性（ＦＬ，Ｈｌ，Ｈ３におけるｖＥ_-20 平均値の
ＭＩＮ値）において本発明例がいずれも高位であるのに
対して、ＢｕやＭ^* が出易い成分系（Ｃ，Ｓｉ，Ｎｂ，
Ｔｉ）でＨＡＺのγ粒内におけるα変態が不十分な成分
（Ｓ，Ｔｉｅｑ）の比較例は靱性が極めて悪い。

【００２５】

【発明の効果】以上の如く本発明鋼は成分系を特定する
ことにより、調質高張力鋼の変態組織を安定して靱性の
良い組織に改善可能ならしめた。その結果、大入熱溶接
性、耐治具跡割れ性（小入熱溶接性，耐水素誘起割れ
性）、現地溶接性（予熱省略、高水素雰囲気溶接）をも
同時に改善した。一方、本発明は金属組織的改善により
高張力鋼の高靱性化を達成した結果、従来技術の如き未
再結晶温度域におけるＣＲをも不要ならしめて圧延時の
生産性の低下を解消可能とするものである。これによ
り、厚板の生産性を高めるだけでなく大型構造物製造の
工期短縮を可能とし且つ景観の保全等にも資するもので
ある。従って、本発明により産業界が受ける経済的利益
はもとより環境保全的な利益は多大なものがある。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明に係るＴｉとＮの成分狙い範囲を示す図
である。

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【手続補正書】

【提出日】平成５年５月２５日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】請求項３

【補正方法】変更

【補正内容】

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１１

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１１】（２）重量％でＣｒ：０．０５〜１．００
％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜
０．１０％の一種又は二種以上を鋼に含有せしめた事を
特徴とする（１）記載の現地溶接性及び耐治具跡割れ性
に優れた大入熱溶接用調質高張力鋼。 （３）ＭｎＳの複合析出物形成に際して出鋼時のＳｉに
よる弱脱酸に引続き真空脱ガス時にＴｉ添加後Ａｌによ
り完全脱酸を行ってＴｉＯＮ又はＴｉＮを形成せしめた
鋼を鋳造後直ちに、又はＡｃ_３点以上１１７０℃以下に
再加熱後一般の厚板圧延又は必要に応じて累積圧下率６
０％以下の未再結晶温度域圧延に引続き焼き入れ焼き戻
しを行う事を特徴とする（１）又は（２）記載の現地溶
接性及び耐治具跡割れ性に優れた大入熱溶接用調質高張
力鋼の製造方法である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１０％以下、 Ｓｉ：０．１０％以下、 Ｍｎ：０．５０〜２．２０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０００８〜０．００２５％、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、 （Ｓｉ＋Ｓｏｌ．Ａｌ）：０．１３％以下、 Ｃｕ：０．５０〜２．５０％、 Ｎｉ：０．５０〜２．００％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％、 Ｎ ：０．００２０〜０．００５０％ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなり、更に不純物
   としてのＢをＢ：０．０００２％以下とし、且つ次式で
   定められるＣｅｑ，ＴｉｅｑをＣｅｑ：０．３８％以
   下、Ｔｉｅｑ：−０．００７〜０．００５％とし、又Ｍ
   ｎＳがＴｉＯＮ又はＴｉＮとの複合析出物を形成する事
   を特徴とする現地溶接性及び耐治具跡割れ性に優れた大
   入熱溶接用調質高張力鋼。 Ｃｅｑ：Ｃ＋１／６Ｍｎ＋１／２４Ｓｉ＋１／４０Ｎｉ
   ＋１／５Ｃｒ＋１／４Ｍｏ＋１／１４Ｖ Ｔｉｅｑ：Ｔｉ−３．４×Ｎ
2. 【請求項２】 重量％でＣｒ：０．０５〜１．００％、
   Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．１
   ０％の一種又は二種以上を鋼に含有せしめた事を特徴と
   する請求項１記載の現地溶接性及び耐治具跡割れ性に優
   れた大入熱溶接用調質高張力鋼。
3. 【請求項３】 ＭｎＳの複合析出物形成に際して出鋼時
   のＳｉによる弱脱酸に引続き真空脱ガス時にＡｌにより
   完全脱酸を行ってＴｉＯＮ又はＴｉＮを形成せしめた鋼
   を鋳造後直ちに、又はＡｃ₃ 点以上１１７０℃以下に再
   加熱後一般の厚板圧延又は必要に応じて累積圧下率６０
   ％以下の未再結晶温度域圧延に引続き焼き入れ焼き戻し
   を行う事を特徴とする請求項１又は請求項２記載の現地
   溶接性及び耐治具跡割れ性に優れた大入熱溶接用調質高
   張力鋼の製造方法。