JPS62214126A - 溶接部ｃｏｄ特性に優る高張力鋼の製造方法 - 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〉 この発明は、溶接入熱量：２．５〜１３万Ｊ／ｃｍにて
溶接したときの溶接熱影響部に生成する島状マルテンサ
イト組織が体積率にて３％以下で、−４５℃における溶
接熱影響部の限界ＣＯＤ値が０．２５ｍｍ以上を示す、
溶接部の信鯨性が極めて高い高張力鋼材の製造方法に関
するものである。

〈背景技術〉 近年、苛酷な寒冷地における資源開発活動の活発化や、
ＬＰＧ或いはＬＮＧ用低趨貯蔵容器等の増設傾向を反映
し、母材自体の強度や靭性に優れることは勿論、脆性破
壊に対する信顛性の十分に高い溶接部を、特殊な溶接手
段によることなく安定して形成し得る高張力鋼材が強く
要望されるようになってきた。

このような事情から、最近では、上記用途に使用される
高張力鋼材に“脆性破壊に対する溶接継手の信頼度を実
際面に即応して評価できる”と注目され出したｒｃＯＩ
）試験（疲れ切り欠き付の試験片を使用した三点曲げ試
験）」が実施される場合も増加してきている。そして、
この際低い限界ＣＣＤ値を与えるとして常に問題となる
のが溶接熱影響部（以下、ＨＡ　Ｚと略称する）であっ
た。

なぜなら、溶接時における溶接部への入熱はどうしても
ＨＡＺの脆化を伴いがちだったからである。なお、この
脆化度は鋼材の強度レベルが高い程、また溶接入熱量が
大きい程顕著であると言われている。

ところが、最近では溶接作業の能率を向上させ作業コス
トを低減するために“大入熱溶接”が一般的に取り入れ
られる傾向にあり、相反する対策が要求されるＨ　Ａ　
Ｚ靭性向上の観点からは、これに対処する別の方策を講
じる必要に迫られていたのである。

従来、大入熱溶接によるＨＡＺ、特にボンド部近傍の脆
化は、主として“溶接入熱によるボンド部近傍の結晶粒
の粗大化”に起因したものであると認識されており、こ
れまでにも該現象を抑えてＨＡ　２部靭性を改善するこ
とを目指した幾つかの方法も開発されている。

例えば、特開昭５７−１４０８５６号として提案された
ところの「鋼中に微量のＴｉを添加しＴｉＮの微細分散
によりオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト
変態の促進を図る方法」が、その一つとして挙げられる
。しかし、ボンド部近傍は通常１２５０℃以上の高温に
曝されるものであり、この温度ではＴｉＮ粒子が一部溶
解してしまうことから、該方法によって十分なＨＡＺ靭
性向上を図ることは実際上極めて困難だったのである。

そのため、現状は溶接入熱量を制限した溶接作業（約５
万Ｊ／ｃｍ以下）が行われており、作業能率低下による
コストアンプの問題を解消できないでいた。

また、Ｔｉ酸化物を利用して結晶粒粗大化を防止しよう
との提案（特開昭６０−２４５７６８号）も見られ、ボ
ンド部のシャルピー衝撃特性が十分に改善されるとして
いるが、この場合でも、前記Ｃ０ｒ）試験特性の観点か
ら脆性破壊防止に十分であるとされる−４５℃における
Ｈ　Ａ　Ｚの限界ＣＣＤ値〔δＣ）　　：０．２５ＩＩ
ｍ以上”を安定して達成することは困難であった。

〈問題点を解決するための手段〉 そこで本発明者等は、従来の高張力鋼材に見られる上記
問題点を踏まえ、引張強さが５０　ｋｇｆ／ｍｍ”以」
二で、しかも“−４５℃でのＨＡＺ部限界限界Ｄ値〔δ
ｃ）　　：　０．２５ｍｍ以上”を安定して示すところ
の、脆性破壊に対する十分な抵抗力を備えた高張力鋼材
を簡単かつ確実に製造する方法を見出すべく様々な観点
からの研究を行ったところ、以下に示される如き知見を
得るに到ったのである。即ち、 ｔａｔ　　高張力鋼材におけるＨＡＺのＣＯＤ試験特性
には、溶接ボンド部近傍の結晶粒粗大化現象の影響が幾
らかはあるものの、特にＨＡ　Ｚのｍ織が島状マルテン
サイトａｍを多く含んだ上部ベイナイト組織化すること
の悪影響が極めて強く現れ、従って、やはり高張力鋼材
の脆性破壊に対する信軒性はシャルピー衝撃特性値で十
分に１１［シ測れるものではないこと。つまり、ＣＯＤ
試験特性値とシャルピー衝撃特性値を数式で表すと次の
ようになる。

ｖＴｓ　−−１０，３ｄ−””＋３．４（χトへ）＋１
８．９上記数弐からも明らかなように、ＣＯＤ試験特性
とシャルピー衝撃特性とに対しては各要因の寄与する度
合が異なっており、ＣＯＤ試験特性には特に島状マルテ
ンサイト組織生成量が大きく影響するものであって、必
ずしも、高いシャルピー衝撃特性を示すものが高いＣＯ
Ｄ試験特性を示すものではないこと。因みに、第１図は
後述する第１表中の鋼について島状マルテンサイト組織
生成量と前記ＴδＣ＝。、２．との関係を示したもので
あるが、島状マルテンサイト組織生成量の増加に比例し
てＴδＣ＝。、２５が高くなることが分かる。

（ｂｌ　　従って、脆性破壊に対する抵抗性に十分な信
頼性があり、しかも利用価値の高い高張力鋼材を得るに
は、溶接に際し高温に曝されるボンド部においても結晶
粒の粗大化が起きないようにすることは勿論であるが、
それとともに粒内に島状マルテンサイト組織が生成する
のを極力抑制することで、溶接入熱量が大きく実用上十
分な高能率作業を確保できる範囲で高いＣＯＤ値が実現
されるようにすることが欠かせないこと。

（Ｃ１ところが、高張力鋼の製造に当たって、素材鋼の
ＡＡ’含有量を従来の鋼材よりも少なく抑えるとともに
Ｔｉ等の高融点酸化物形成元素の微量を添加し、かつオ
ーステナイト安定化元素であるＳｉをも低減するなどそ
の成分組成を特定のものに調整した上でこれに特定条件
の圧延を施すと、上記へβ含有量の低減効果により溶接
ボンド部近傍に加わる高温にも安定な酸化物系粒子（例
えばＴｉ酸化物等）が微細分散することとなって、広範
囲な入熱量での溶接においてもオーステナイト粒の粗大
化が十分に抑制され、しかもその酸化物系粒子がフェラ
イト変態核となｉＱ微細フェライトを生成させるのでＨ
ＡＺ靭性を劣化させる主要因である“島状マルテンサイ
ト組織の生成”も抑制されて、ＨＡＺ　（ボンド部）に
おける最低の限界ＣＯＤ値が０．２５ｍｍとなる温度（
Ｔδｃ＝ｏ、ｚｓ）は安定して一４５℃以下を示すよう
になること。

（ｄｌ　　また、このような手段によると、従来から一
般に［鋼材の強度を上昇させるのには有利であるが、Ｈ
ＡＺに島状マルテンサイト組織を多く生成して靭性を劣
化させる」と言われていたＭｏを添加したとしてもボン
ド部に生成する島状マルテンサイト組織量が従来鋼材に
比して半減され、ボンド部における優れたＣＯＤ特性の
確保が可能となるので、支障なくＭｏ添加による鋼材の
強化が図れること。因みに、第２図は、後述する第１表
中の高Ｓｉ・高へｌ鋼（従来鋼）と低Ｓｉ・低＾β鋼（
本発明対象鋼）についてＭｏ含有量とＨＡＺの島状マル
テンサイト組織生成量との関係を調べたグラフであるが
、この第２図からも低Ｓｉ・低Ａｌ銅化することにより
ＨＡＺの島状マルテンサイト組織生成量を抑制できるこ
とが分かる。

（ｅ）シかも、主としてＣＯＤ試験特性の観点から好ま
しい結果が得られる上記特定の圧延条件は、ＨＡＺの優
れたＣＯＤ特性は勿論のこと、母材の高靭性・高強度確
保のためにも極めて好ましい条件であること。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、 Ｃ：　０．０４〜０．１５％（以下、成分割合を表す％
は重量％とする）、 Ｓｉ　：　０．００１〜０．２５０％、Ｍｎ　：　０．
５０〜１．７５％、 Ｐ　：　０．０２０％以下、 Ｓ　：　０．０２０％以下、 Ｔｉ　：　０．００３〜０．０４０％、＾１：ｏ、ｏｏ
ｇ％以下、 Ｎ　ｊ　Ｏ，００５０％以下、 Ｍｏ　：　０．３５％以下 なる成分に加え、必要により更に Ｃｒ　：　０．１５％以下、Ｎｉ　＋　０．１５％以下
、Ｃｕ　：　０．３５％以下、Ｖ　：　０．０７％以下
、Ｎｂ　：　０．０６％以下、Ｂ　：　０．００２％以
下の一種以上をも含有し残部が実質的にＦｅより成る鋼
を、Ａｃ、点〜１２８０℃の温度域に加熱してからこれ
に圧延加工を施し、８００〜Ａｒａ点の温度域にて圧延
を終了した後、この圧延終了温度から少なくとも４５０
℃までの温度域を５〜５０℃７ｓｅｃの冷却速度で冷却
することより、溶接入熱量：２，５万〜１３万Ｊ／ｃｍ
にて溶接したときの溶接熱影響部に生成する島状マルテ
ンサイト組織が体積率にて３％以下で、−４５℃におけ
るＨＡＺの最低限界ＣＯＤ値：　０．２５ｗ以上を示し
、溶接部の信頼性が極めて高い高張力鋼材を安定して製
造し得るようにした点、 に特徴を有するものである。

次に、この発明の高張力鋼材の製造方法において、圧延
に供される綱の化学成分組成並びに圧延条件（加熱温度
、圧延仕上げ温度、圧延後の冷却速度）を前記の如くに
限定した理由を説明する。

＾）ｓｌの化学成分組成 ■　Ｃ Ｃは鋼材の強度を確保するとともにＨＡＺの粗粒化を防
止する元素であるが、その含有量が０．０４％未満では
前記作用に所望の効果が得られず、一方、０．１５％を
越えて含有させると島状マルテンサイト組織生成量が増
加してＨＡＺにおけるＣＯＤ値を劣化するようになるこ
とから、Ｃ含有量は０゜０４〜０４０％と定めた。

■　５ｔ Ｓｉは鋼の脱酸剤として有効な元素であり、その含有量
が０．００１％未満になっていると脱酸効果が十分にな
らず、一方、Ｓｉ含有量が高くなるとＨＡＺ靭性は劣化
傾向を見せ、ＨＡＺ組織の細粒化と言う観点からはその
含有量は低い程好ましくて０．２５０％を越えると所望
のＣＯＤ特性を達成出来なくなる。従うで、−４５℃に
おけるＨＡＺの限界ＣＯＤ値：０．２５ｎ＋以上を確保
するとともに十分な脱酸効果をも得るために、Ｓｉ含有
量は０．００１〜０．２５０％と定めた。

■　Ｍｎ Ｍｎも鋼材の強度確保に必要な元素であり、所望の強度
を確保するためにはその含有量を０．５０％以上に調整
しなければならないが３．７５％を越えて含有させると
ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすようになることから、Ｍｎ
含有量は０．５０〜１．７５％と定めた。

■　Ｐ Ｐは鋼中へ不可避的に随伴される不純物元素であり、靭
性面からは少ない程好結果を得られるが、経済性を考慮
してＰ含有量の許容上限を０．０２０％と定めた。

■　Ｓ ＳもＰと同様に避けることのできない網中不純物であり
、その含有量が少ない程良好な靭性がもたらされるが、
この発明の方法では０．０２０％の含有量まで許容でき
ることから、Ｓ含有量は０．０２０％以下と定めた。

■　Ｔｉ Ｔｉは鋼中で酸化物及び窒化物を形成し、これによって
ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を防止するとともに
、ＨＡＺの溶接熱サイクルの冷却過程においてフェライ
トの析出核として作用する有効な元素であるが、その含
有量が０．００３％未満では化合物の生成量が少なくて
前記作用に十分な効果が得られず、一方、０．０４０％
を越えて含有させると却って鋼材の靭性劣化を招くこと
から、Ｔｉ含有量は０．００３〜０．０４０％と定めた
。

■　Ａｌ Ａｎは製鋼時の脱酸剤として有用な成分であるが、ここ
ではその含有量が多くなると先に説明した酸化物系粒子
の生成が困難になり、ＨＡＺ靭性改善効果が不十分とな
ってしまう。そして、この傾向はＡｌ含有量が０．００
８％を越えると著しくなることから、へｘ含有量を０．
００８％以下と定めた。

■　Ｎ Ｎは上記の如＜ＴｉとともにＴｉＮを形成して鋼材のＨ
ＡＺ靭性を改善する作用を有しているが、その含有量が
多くなると遊離Ｎが増加して靭性劣化を招くことから、
Ｎ含有量はＴｉ含有量をも考慮して０．００５０％以下
と定めた。

■　Ｍ。

Ｍｏは鋼材の強度を上昇させる一方でＨＡＺに島状マル
テンサイト組織の生成を助長する元素でもあり、ＣＯＤ
特性の面からは極力少ない方が良いが、この発明ではＳ
ｉの上限を０．２５％に抑え、かつＡｌを０．００８％
以下としたことにより島状マルテンサイト組織の生成を
十分に抑制することができることから、強度上昇に有効
なＭｏ添加を０．３５％まで許容できるようになる。従
って、ＨＡＺ靭性に格別な悪影響を及ぼすことなく鋼材
を強化して所望強度を達成するため、０．３５％以下の
Ｍｏを含有させることと定めた。

［相］　Ｃｒ％　ＮｉＳ、Ｃｕ、、Ｖ％及びＮｂこれら
の元素には鋼の靭性や強度を向上する作用があるので必
要に応じて１種以上含有せしめられる成分である。中で
も、Ｃｒ、　Ｎｉ及びＣｕは微量添加で母材の靭性改善
作用を発揮する上、ＨＡＺ靭性改善にも有効であるが、
Ｃｒが０．１５％を、Ｎｉが０．１５％を、そしてＣｕ
が０．３５％をそれぞれ越えて含有されてもより以上の
効果が得られないばかりか、却って靭性劣化を招きかね
ないことから、Ｃｒ含有量は０．１５％以下、Ｎｉ含有
量も０．１５％以下、そしてＣｕ含有量は０．３５％以
下とそれぞれ定めた。また、■及びＮｂには微量添加で
母材の強度を上昇させる作用があるが、■が０．０７％
を、そしてＮｂが０．０６％をそれぞれ越えて含有され
るとＨＡＺ靭性劣化を招くことから、■含有量は０．０
７％以下と、またＮｂ含有量は０．０６％とそれぞれ定
めた。

Ｂ Ｂには鋼の焼入れ性を増して強度・靭性を改善する作用
があるが、ＨＡＺ靭性の観点からはその含有量をできる
だけ抑えるべき元素でもある。ただ、この発明ではＳｉ
の上限を０．２５％に抑え、かつ＾ｌを０．００８％以
下としたことによりフェライト変態を促進し、島状マル
テンサイト組織の生成を十分に抑制することができるこ
とから、強靭性改善に有効なり添加を０．００２％まで
許容できるようになる。従って、ＨＡＺ靭性に格別な悪
影響を及ぼすことなく鋼材を強化して所望強度を達成す
るため、必要により０．００２％以下のＢを含有させる
ことと定めた。

Ｂ）圧延加熱温度 圧延に供する鋼の加熱温度がＡｃｓ点の温度未満では完
全なオーステナイト化がなされず、一方、１２８０℃を
越えて加熱するとオーステナイト粒径が粗大化して圧延
後の組織を粗くし、母材の靭性を損なうようになること
から、該加熱温度はＡｃ２点〜１２８０℃と定めた。

Ｃ）圧延仕上げ（終了）温度 圧延仕上げ温度が８００℃を越えた場合には圧延加工に
よる鋼材組織の微細化が不十分となり、安定して高靭性
を得ることができない上、強度バラツキが大きくなる。

一方、Ａｒ１点未満の温度域で圧延を行うと変態を終了
したフェライトに加工を加えることとなり、加工歪が残
ったままとなって母材の靭性が損なわれてしまう。従っ
て、圧延仕上げ温度を８００〜Ａｒ３点と定めた。

Ｄ）圧延後の冷却条件 この発明の高張力鋼材の製造方法では、′圧延終了後加
速冷却を行って母材強度を高める手段を採用しているが
、その冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満であると強度上昇効
果が小さくて所望の高強度を達成できず、一方、５０℃
／ｓｅｃを越えた場合には焼入れ組織となって母材強度
は上昇するものの靭性の点で十分なものが得られなくな
ることから、上記冷却速度は５〜ｂ また、冷却速度を限定した範囲は圧延仕上げから４５０
℃までの温度域であるが、４５０℃を下回る温度域では
“単なる放冷”又は“加速冷却”のどちらを採用しても
所望の強度が達成されることとなる。しかし、４５０℃
を下回る温度域まで加速冷却すると鋼材中の水素放出が
不十分となることから、加速冷却は４５０℃までに止め
ることが望ましい。

なお、鋼材のＨＡＺにおける島状マルテンサイト量が３
容量％を越えると一４５℃でのＨＡＺの限界ＣＯＤ値が
０．２５ａ＋ｍ未満となって、脆性破壊光生に対する所
望の溶接欠陥許容度を確保出来な（なるが、該許容度が
変わればこの条件も変化することは言うまでもない。ま
た、溶接入熱￥が２．５万〜１３万Ｊ／ｃａの範囲を外
れると、後述の実施例２で説明する第３図にも示される
ように、鋼材の製造条件に工夫を加えたとしても島状マ
ルテンサイト生成量が多くなったり結晶粒が粗大化した
りして　“限界ＣＯＤ値が０．２５＋＋＋ｍになる温度
〔ＴδＣ＝。、８Ｓ〕”が−４５℃を上回るようになる
が、実用上このような範囲での溶接はそれほど重要では
ないことから、この発明の方法では所望ＣＯＤ値を必要
とする溶接入熱量の範囲を２．５万〜１３万Ｊ／ｃｍと
した。

次いで、この発明を、実施例により比較例と対比しなが
ら説明する。

〈実施例〉 実施例　１ まず、常法によって、第１表に示す如き化学成分組成の
鋼を溶製した。

次に、これらの鋼を第２表に示される条件にて加熱・圧
延・冷却し、得られた鋼板（板厚：１５ｍｍ、２０ｍｍ
及び３５ｍｍの３種）の機械的性質及び溶接部の特性を
測定した。なお、溶接部の特性を調べるに当たっては、
市販の６０　ｋｇｆ／ｍｍ＋”級の溶接材料と第４図に
示すようなＸ開先とを採用し、以下の条件でのサブマー
ジアーク溶接を実施した。

板厚が１５ｍｍのもの〔第４図（ａ）〕溶接電流：５０
０Ａ、 溶接電圧：３０■、 溶接速度：　２５　ｃｎ＋／ｍｉｎ、 溶接入熱量：３万Ｊ／ｃｍ。

板厚が２０ｍｍのもの〔第４図（ｂ）〕溶接電流ニア５
０Ａ、 溶接電圧：３５■、 溶接速度：　２４ｃｍ／ｍｉｎ。

溶接入熱量：６．５万Ｊ／ｃｍ。

板厚が３５ｍｍのもの〔第４図（Ｃ）〕溶接電流：　１
０００　Ａ　−９００Ａ　−８００Ａ　。

溶接電圧：３０Ｖ−４０Ｖ−４５Ｖ、 溶接速度：　６１　ｃｍ／ｍｉｎ、 溶接入熱量：１０万Ｊ／Ｃｍ。

また、ＣＯＤ試験に際しては第５図に略示する如き全圧
サイズの断面ノツチＣＯＤ試験片を採用したが、その“
切欠き”は図示の如く溶接金属とＨＡＺの割合が１対１
となる位置に機械加工にて溝切りした後、疲労亀裂を生
しさせて付与した。

そして、ＣＯＤ特性の評価には最低の限界ＣＯＯ値が０
　、２５ｍｍとなる温度を用い、島状マルテンサイト組
織量はＣ０Ｔ）試験片の破壊発生点近傍の量を測定した
。

これらの結果を圧延条件とともに第２表に示した。

第２表に示される結果からは次のようなことが明白であ
り、本発明の条件通りに製造された高張力鋼材はいずれ
も比較高張力鋼に比して優れた性能を有していることが
分かる。即ち、 ○　母材性能上は、製造条件が本発明で規定する範囲か
ら外れたもののみが低強度或いは低靭性となっているの
に対して、本発明の規定通りに造られたものは十分な機
械的性質を備えていること。

０　ＨＡＺのＣＯＤ特性も、本発明適合網は溶接時のい
ずれの入熱量下においても島状マルテンサイト組織量が
３％以下となっていて良好な性能を示しているのに対し
て、高Ｓｉ・高Ａｌの（力）ｔａ、高Ｓｉの（チ）綱、
高ＡＡの（ツ）鋼、高Ｎｏの（夕）鋼、高Ｓｉ・高Ａｌ
の（））鋼、高Ｓｉの（ハ）鋼、高Ｂの（ヒ）鋼及び高
Ａ／の（））ｓＩを素材とした鋼材はいずれも酸化物系
粒子の不足、或いは高い焼入れ性の故に島状マルテンサ
イト組織量が多く　（３％以上）、ＣＯＤ特性が本発明
鋼に比して悪くなっていること。

実施例　２ 第１表で示した網（ソ）及び（ネ）を用いるとともに、
これらの鋼を加熱温度：１１５０℃、圧延仕上げ温度ニ
ア１０℃、圧延終了後４５０℃までの平均冷却速度＝２
０℃／ｓｅｃの条件で圧延し、大気放冷して板厚が１０
１と４０＋ｎｍの鋼板を作成し、第６図に示される如き
Ｘ開先を設けてサブマージアーク溶接で両側より各一層
溶接を行った。

このときの溶接条件は次の通りである。

板厚が１０ｍｍのもの〔第６図（ａ）〕溶接電流：４５
０Ａ、 溶接電圧：２８Ｖ、 溶接速度：　３８　ｃ＋ｎ／ｍｉｎ、 溶接入熱量：２万Ｊ／ｃｔ１１０ 板厚が４Ｑｎ＋ｍのもの〔第６図（ｂ）〕溶接電流：　
１０００　Ａ　−９００Ａ　−８０ＯＡ　。

溶接電圧：３０Ｖ−４０Ｖ−４５Ｖ、 溶接速度：　４１　ｃｍ／ｍｉｎ。

溶接入熱量：１５万Ｊ／ｃｓｏ。

続いて、これらについて実施例１と同様にＣＯＤ特性及
び島状マルテンサイト組織量を調べ、その結果を第３図
に示した。

第３図に示される結果は、「溶接入熱量の小人熱側では
島状マルテンサイト組織生成量が多くなり、２．５万Ｊ
／ｃ＋ｎを下回ると目標性能（Ｔδｃ＝ｏ、ｚｓが一４
５℃以下）を満足しなくなる」ことや「大入熱側では島
状マルテンサイト組織生成量にはそれ程の差がないもの
の大入熱の故に結晶粒の粗大化は避けられず、やはり靭
性（ＣＯＤ特性）の劣化が認められて目標性能を満足し
なくなる」ことを明瞭に物語っている。

〈総括的な効果〉 以上に説明した如く、この発明によれば、溶接入熱量：
２，５万〜１３万Ｊ／ｃｍの広範囲に亘って“−４５℃
における限界ＣＯＤ値”を安定して０．２５ｍ＋＋＋以
上とすることができ、脆性破壊発生に対する溶接欠陥の
許容度が極めて大きな高張力鋼材を生産性良く製造する
ことが可能となるなど、産業上有用な効果がもたらされ
るのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、高張力鋼材の溶接時における島状マルテンサ
イト組織生成量と“ＴδＣ＝。、２．′との関係を示す
グラフ、 第２図は、高張力鋼材のＭｏ含有量と溶接時における島
状マルテンサイト組織生成量との関係を示すグラフ、 第３図は、高張力鋼材の溶接時における入熱量と島状マ
ルテンサイト組織生成量及び“ＴδＣ−０，２５”との
関係を示すグラフ、 第４図は、実施例において採用した溶接開先形状を示す
模式図であり、第４図（ａ）、第４図（ｂ）、及び第４
図（ｃ）はそれぞれ肉厚の異なるものの形状を示してい
る、 第５図は、実施例において採用したＣＯＤ試験片の概略
模式図、 第６図は、別の実施例において採用した溶接開先形状を
示す模式図であり、第６図（ａ）及び第４図（ｂ）はそ
れぞれ肉厚の異なるものの形状を示している。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて、 Ｃ：０．０４〜０．１５％、 Ｓｉ：０．００１〜０．２５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．７５％、 Ｐ：０．０２０％以下、 Ｓ：０．０２０％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０４０％、 Ａｌ：０．００８％以下、 Ｎ：０．００５０％以下、 Ｍｏ：０．３５％以下 を含有し残部が実質的にＦｅより成る鋼を、Ａｃ＿３点
   〜１２８０℃の温度域に加熱してからこれに圧延加工を
   施し、８００〜Ａｒ＿３点の温度域にて圧延を終了した
   後、この圧延終了温度から少なくとも４５０℃までの温
   度域を５〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することよ
   り、溶接入熱量：２．５万〜１３万Ｊ／ｃｍにて溶接し
   たときの溶接熱影響部に生成する島状マルテンサイト組
   織が体積率にて３％以下で、−４５℃における溶接熱影
   響部の最低限界ＣＯＤ値が０．２５ｍｍ以上である鋼材
   とすることを特徴とする、溶接部ＣＯＤ特性に優れた高
   張力鋼材の製造方法。
2. （２）重量割合にて、 Ｃ：０．０４〜０．１５％、 Ｓｉ：０．００１〜０．２５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．７５％、 Ｐ：０．０２０％以下、 Ｓ：０．０２０％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０４０％、 Ａｌ：０．００８％以下、 Ｎ：０．００５０％以下、 Ｍｏ：０．３５％以下 なる成分に加えて、更に Ｃｒ：０．１５％以下、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｃｕ：
   ０．３５％以下、Ｖ：０．０７％以下、Ｎｂ：０．０６
   ％以下 の一種以上をも含有し残部が実質的にＦｅより成る鋼を
   、Ａｃ＿３点〜１２８０℃の温度域に加熱してからこれ
   に圧延加工を施し、８００〜Ａｒ＿３点の温度域にて圧
   延を終了した後、この圧延終了温度から少なくとも４５
   ０℃までの温度域を５〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷
   却することより、溶接入熱量：２．５万〜１３万Ｊ／ｃ
   ｍにて溶接したときの溶接熱影響部に生成する島状マル
   テンサイト組織が体積率にて３％以下で、−４５℃にお
   ける溶接熱影響部の最低限界ＣＯＤ値が０．２５ｍｍ以
   上である鋼材とすることを特徴とする、溶接部ＣＯＤ特
   性に優れた高張力鋼材の製造方法。
3. （３）重量割合にて、 Ｃ：０．０４〜０．１５％、 Ｓｉ：０．００１〜０．２５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．７５％、 Ｐ：０．０２０％以下、 Ｓ：０．０２０％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０４０％、 Ａｌ：０．００８％以下、 Ｎ：０．００５０％以下、 Ｍｏ：０．３５％以下 Ｂ：０．００２％以下 を含有し残部が実質的にＦｅより成る鋼を、Ａｃ＿３点
   〜１２８０℃の温度域に加熱してからこれに圧延加工を
   施し、８００〜Ａｒ＿３点の温度域にて圧延を終了した
   後、この圧延終了温度から少なくとも４５０℃までの温
   度域を５〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することよ
   り、溶接入熱量：２．５万〜１３万Ｊ／ｃｍにて溶接し
   たときの溶接熱影響部に生成する島状マルテンサイト組
   織が体積率にて３％以下で、−４５℃における溶接熱影
   響部の最低限界ＣＯＤ値が０．２５ｍｍ以上である鋼材
   とすることを特徴とする、溶接部ＣＯＤ特性に優れた高
   張力鋼材の製造方法。
4. （４）重量割合にて、 Ｃ：０．０４〜０．１５％、 Ｓｉ：０．００１〜０．２５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．７５％、 Ｐ：０．０２０％以下、 Ｓ：０．０２０％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０４０％、 Ａｌ：０．００８％以下、 Ｎ：０．００５０％以下、 Ｍｏ：０．３５％以下、 Ｂ：０．００２％以下 なる成分に加えて、更に Ｃｒ：０．１５％以下、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｃｕ：
   ０．３５％以下、Ｖ：０．０７％以下、Ｎｂ：０．０６
   ％以下 の一種以上をも含有し残部が実質的にＦｅより成る鋼を
   、Ａｃ＿３点〜１２８０℃の温度域に加熱してからこれ
   に圧延加工を施し、８００〜Ａｒ＿３点の温度域にて圧
   延を終了した後、この圧延終了温度から少なくとも４５
   ０℃までの温度域を５〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷
   却することより、溶接入熱量：２．５万〜１３万Ｊ／ｃ
   ｍにて溶接したときの溶接熱影響部に生成する島状マル
   テンサイト組織が体積率にて３％以下で、−４５℃にお
   ける溶接熱影響部の最低限界ＣＯＤ値が０．２５ｍｍ以
   上である鋼材とすることを特徴とする、溶接部ＣＯＤ特
   性に優れた高張力鋼材の製造方法。