JPS61190016A - 大入熱溶接構造用鋼の製造方法 - 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） 本発明は大入熱溶接構造用鋼の製造方法に関し、詳しく
は、大入熱溶接を施しても、溶接熱影響部（以下、ＨＡ
Ｚという、）の靭性のすぐれた引張強さ６０　ｋｇｆ／
１１ｍ”線溶接構造用鋼の製造方法に関する。

（従来の技術） 近年、貯槽や船舶をはじめとする各種構造物の溶接には
、溶接作業能率を向上させ、溶接施工費を軽減するため
に、大入熱のエレクトロガスアーク溶接や片面一層サブ
マージアーク溶接等の高能率溶接法が採用されてきてい
る。しかし、従来の一般の溶接構造用鋼材にこのような
大入熱溶接を施すと、そのＨＡＺが脆化する。この傾向
は鋼材の強度レベルが高くなるほど著しい。

一般に、大入熱溶接によるＨＡＺ、特に、ボンド部近傍
の脆化は、溶接熱によってその部分が通常１１００℃以
上の高温に加熱されるうえに、その後の緩慢な冷却によ
って、ボンド部近傍の結晶粒が著しく粗大化すると同時
に、組織が靭性の極めて悪い粗大な上部ベイナイト組織
となり、しかも、高温では不安定なＡＩＮ等の窒化物が
溶接熱により解離し、固溶Ｎが増加して、マトリックス
の靭性を劣化させるために生じると考えられている。

このため、最近になって、大入熱溶接時におけるＨＡＺ
の脆化を軽減するため、高温においても比較的安定であ
るＴｉＮの微細分散を利用して、オーステナイト粒の粗
大化を防止し、また、フェライト変態核となるＴｉＮ或
いはＢＮ、ＲＥＭ化合物、Ｃａ化合物等の分散析出物を
利用して、組織の微細なフェライト・パーライト化を図
った各種の大入熱溶接用鋼が開発され、実用化に至って
いる。

しかしながら、低温での要求品質が厳しい低温用鋼或い
は合金元素を比較的多量に含有する高強度鋼においては
、上記技術を適用した大入熱溶接用鋼を使用しても、過
度の大入熱溶接を行なえば、要求品質を満足することが
困難となるため、溶接入熱量を制限しているのが実情で
ある。

（発明の目的） このような事情を背景として、本発明者らは、大入熱溶
接に対する厳しい要求品質を満足し得る溶接構造用鋼を
得るために鋭意研究した結果、主に低温アルミキルド鋼
のＨＡＺ靭性に及ぼすＴｉ、Ｂ、Ｎ等の影響を入熱量１
５０ＫＪ／ｅ１１に相当する熱サイクル試験、即ち、１
３５０℃又は１１００℃に加熱した後、８００℃から５
００℃までの冷却時間を１８０秒として研究し、次のよ
うな新しい知見を得た。

即ち、第１は、Ｎ含有量と脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ
　）との関係を示す第１図に明らかなように、溶接熱に
より少なくとも１３５０℃以上に加熱されるボンド部近
傍においては、固溶Ｎの低減が低温靭性の改善に有効で
ある。また、第２図にＮ含有量が１６〜１９ｐｐｍであ
る場合について、熱サイクル靭性に及ぼすＢの影響を示
す。これより、Ｂが溶接後の冷却過程でＮを固定化する
ためとみられるが、３を所定量添加することにより、熱
サイクル靭性が大幅に改善される。

次に、第３図にＮ１５〜１８ｐｐｍ、２６〜３８ｐｐｍ
及び４５〜５５ｐｐｍの各場合の熱サイクル靭性に及ぼ
すＴｉ及びＢの単独又は複合添加による影響を示す。Ｂ
を添加せずに、Ｔｉを単独で添加した基台、Ｎ１５〜１
８ｐｐｍでは熱サイクル靭性の向上が全く認められない
のに対して、Ｎ２６〜５５ｐｐｍでは靭性向上の効果が
認められるが、いずれの場合にもｖＴｒｓ　−５０℃以
下の高靭性鋼は得られない。しかし、Ｂを単独で又はＴ
ｉと複合して添加することにより、いずれのＮ量におい
ても、更に大幅な靭性の向上効果が認められ、ｖＴｒｓ
−５０℃以下の高靭性鋼が得られる。

第２は、溶接熱により１１００℃程度に加熱されるボン
ド部から若干離れた部分では、ＴｉＮの適量添加による
フェライト粒の微細化が効果的である。即ち、加熱温度
を１１００℃としたときの熱サイクル靭性に及ぼすＴｉ
の影響をＮ量で整理して第４図に示すように、Ｔｉの効
果はＮ量に殆ど影響されず、Ｔ　ｉ　０．ＯＯ５％の微
量の添加によっても十分に効果がある。図中には、Ｂを
単独で添加した場合の結果を併せて示すが、Ｂの影響は
殆ど認められない。

従って、第３には、鋼中のＮ含有量を６０ｐｐｍ以下と
低く抑えながら、ｏ、ｏｏｉｏ％程度のＢと、Ｎ量に応
じた適量のＴｉとを複合して添加することにより、上記
第１及び第２の効果が重畳され、ＨＡＺ全体の靭性が顕
著に向上する。

本発明者らは、上記のような知見に基づいて、鋼中のＮ
含有量を所定値以下に抑えると共に、Ｂと、上記Ｎ量に
応じた所定量のＴｉとを添加することによって、大入熱
溶接部の脆化を大幅に軽減し得て、ＨＡＺの靭性にすぐ
れ、従って、貯槽や船舶構造用としての厳しい要求品質
に応え得る引張強さ５０　ｋｇｆ／ｍｎ＋”線入入熱溶
接構造用鋼を得ることができることを見出している（特
願昭５９−６２０５１号）。

即ちかかる大入熱溶接構造用鋼におけるＨＡＺの脆化の
軽減は、 （ａ）Ｔｉ及びＢがそれぞれＴｉＮ及びＢＮとして鋼中
に析出することによって、マトリックスの靭性に有害な
固溶Ｎを固定する、 （ｂ）　　ＴｉＮが溶接熱による結晶粒の粗大化を抑制
する、 （ＣＩ　　ＴｉＮ及びＢＮが強力なフェライト変態核と
なり、ＨＡＺにおける組織のフェライト化を促進し、そ
の結果として靭性に有害な上部ベイナイトの生成を抑制
する、 に基づくものである。

本発明者らは、これらの効果が引張強さ５０ｋｇｆ７ｍ
ｍ”級鋼板のみならず、６０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板にお
いてもある程度認められることを知見しているが、更に
、詳細に研究した結果、引張強さ６０　ｋｇｆ／ｍｒａ
”級鋼板においては、上記効果のうち、第３の上部ベイ
ナイトの生成の抑制効果が十分に発揮されず、その結果
として、５０　ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板と比較した場合、
ＨＡＺ靭性の改善効果が小さく、−６０℃仕様のような
極めて厳しい靭性要求に対しては、十分でないことを知
見した。

そこで、本発明者らは、６０　ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板に
おいても、Ｔｉ及びＢの複合添加による上記第３の効果
を十分に発揮させるべく鋭意研究した結果、鋼の炭素当
量（Ｃｅｑ）を所定値以下に抑えることによって、Ｔｔ
及びＢの複合添加による上部ベイナイトの生成の抑制効
果を十分に発揮させることができ、かくして、大入熱溶
接によってもＨＡＺ靭性にすぐれた６　０　ｋｇｆ／ｍ
ｍ”級鋼板を得ることができることを見出して、本発明
に至ったものである。

即ち、大熱量１５０ＫＪ／ａｍのエレクトロガス溶接に
相当する溶接再現熱サイクル試験によって得られるｖＴ
ｒｓとＣｅｑとの関係を第５図に示すように、Ｔｉ及び
Ｂの複合添加によるｖＴｒｓの低下効果は、Ｃ’ｅｑを
０．３６％以下とするときに極めて顕著であり、この領
域では、Ｔｆ及びＢの無添加鋼に比べて、ｖＴｒｓが４
０〜５０℃も低（なっている。

このように、Ｔｉ及びＢの複合添加による効果がＣｅｑ
０．３６％を境界として大幅に変化する理由は、Ｃｅｑ
が０．３６％よりも大きいときはＨＡＺの焼入れ性が高
すぎるために、フェライト変態核となり得るＴｉＮやＢ
Ｎが存在するにもかかわらず、第６図に示すように、フ
ェライトが一部オーステナイト粒界に析出するにとどま
り、粒内には靭性の悪い上部ベイナイトが生成するのに
対して、Ｃｅｑが０６３６％以下のときは、Ｉ（ＡＺの
焼入れ性が適度であるために、ＴｉＮやＢＮがフェライ
ト変態核として作用し、粒界、粒内を問わず全体にわた
って微細なフェライトが析出し、その結果、このフェラ
イトの析出による上部ベイナイトの生成抑制効果と、Ｔ
ｉ及びＢの固溶Ｎ固定化効果と、ＴｉＮの結晶粒粗大化
抑制効果とが相俟って、十分なＨＡＺ靭性の改善効果を
得ることができるのである。

しかも、従来、引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板は、
通常、Ｃｅｑを０．３７〜０．４０の範囲として製造さ
れるが、本発明者らは、上記した知見に基づいて大人熱
溶接部のＨＡＺ靭性のすぐれた６　０ｋｇｆ／ｍｍｚ級
鋼板を得るためには、従来の焼入れ焼戻し法と異なり、
直接焼入れ焼戻し法を採用することが必要であることを
見出して、本発明を完成したものである。

従って、本発明は、大入熱溶接を施しても、ＨＡＺの靭
性にすぐれ、貯槽、船体構造等の種々の構造物に好適な
引張強さ６０　ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板の製造方法を提供
することを目的とする。

（発明の構成） 即ち、本発明による大人熱溶接構造用鋼の製造方法は、
重量％で ｃ　　　ｏ、ｏｉ〜０．１８％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ　　０．５〜２．０％、 Ａｌ　　０．００５〜０．１％、 Ｂ　　　０．０００３〜０．００２０％、Ｔｉ０．０２
％以下、 Ｎ　　　０．００６％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｎ０．３Ｔ
ｉ≧５　ｐｐｍ及び Ｎ　〜０．５Ｔ　ｉ≦２５ｐｐｍ 並びに なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
３点以上の温度から３００℃以下まで直接焼入れを行い
、その後、Ａｃ、点板下の温度で焼戻すことを特徴とす
る。

先ず、本発明による大入熱溶接構造用鋼における成分の
限定理由について説明する。

Ｃは、その含有量が低いほど、鋼のＨＡＺ靭性及び耐溶
接割れ感受性は良好となるが、Ｃが０．０１％よりも少
ない場合は、大入熱溶接を施したときにＨＡＺの軟化が
大きくなり、また、母材の強度も低下するので、その下
限を０．０１％とする。

一方、Ｃ含有量が０．１８％を越えるときは、大入熱溶
接時のＨＡＺ靭性が劣ると共に、鋼の耐溶接割れ感受性
や溶接部の延性も劣化するので、上限を０．１８％とす
る。

Ｓｔは鋼の脱酸のために必要であるが、その含有量が０
．８％を越えるときは、母材の靭性が劣化するので、そ
の上限を０．８％とする。

Ｍｎはその添加量が０．５％よりも少ないときは、大入
熱溶接したＨＡＺの軟化が大きくなる傾向を示し、また
、母材の強度も低下するので、Ｍｎの下限を０．５％と
する。一方、Ｍｎ量が２．０％を越える場合は、大入熱
溶接したＨＡＺ及び母材の靭性が劣化するので、その上
限を２．０％とする。

Ａｌは脱酸及び結晶粒度調整元素として必要不可欠であ
るが、０．００５％よりも少ないときは、その効果を十
分に発揮することができないので、下限量を０゜００５
％とする。また、０．１％を越えて多量に添加するとき
は、母材靭性の劣化の原因となるので上限を０６１％と
する。

Ｂは溶接後のオーステナイト粒内でＢＮを形成し、オー
ステナイト粒内の組織のフェライト化を促進すると共に
、鋼中の固溶Ｎを低減するため、ＨＡＺ靭性の向上に有
効な元素である。しかし、その添加量が０．０００３％
よりも少ないときは、このような効果に乏しく、一方、
０．ＯＯ２０％を越えて多量に添加するときは、Ｂ化合
物量が増加し、ボンド部の靭性のみならず、母材靭性も
著しく劣化するので、その上限を０．００２０％とする
。

ＴｉはＴｉＮとして鋼中に微細に分散析出し、ＨＡＺ＆
ｌｌ織のフェライト化及び微細化を促進すると共に、鋼
中の固溶Ｎを低減するため、ＨＡＺ靭性の向上に有効な
元素であるが、その添加量は、本発明゛においては、鋼
中のＮ量に依存して所定の範囲とされる。しかし、０．
０２％を越えて多量に添加するときは、ＴｉＮ粒子が大
きくなるうえに、その数も少なくなり、フェライト変態
核として無効になるばかりではなく、母材靭性にも悪い
影響を与えるため、その上限を０．０２％とする。

ＮはＨＡＺ靭性の向上を図るためには、その含有量は低
い方が好ましい。また、前述したように、鋼中のＮをＴ
ｉとＢとで固定する本発明鋼においては、Ｎｌが０．０
０６％を越えると、多量のＴ　ｔ　％Ｂを必要とし、所
要の効果を発揮することが困難となるので、その上限を
０．００６％とする。

Ｔｉ及びＮについては、それぞれの添加量が上記範囲に
あることが必要であるが、更に、本発明によれば、所望
のボンド部靭性を確保するために、Ｔｉ量及びＮ量は、
次の関係をも同時に満たすことが必要である。即ち、 Ｎ〜０．３Ｔｉ≧５　ｐｐｍ及び Ｎ〜０．５Ｔｉ　≦２５ｐｐｍ 第７図に示すように、Ｎ〜０．３Ｔ　ｉ　＜　５ｐｐｍ
の領域では、固溶Ｔｉ及び固溶Ｂが生じるため、ＴｉＮ
及びＢＮによる組織のフェライト化が阻害され、ＨＡＺ
靭性の向上効果が認められない。一方、Ｎ〜０．５Ｔｉ
＞２５ｐｐｍの領域では固溶Ｎが増加するため、ＨＡＺ
靭性が劣化する。

本発明による大入熱溶接構造用鋼には、上記の元素に加
えて、必要に応じて、更にＣａ及びＣｅから選ばれる少
なくとも１種の元素を添加することができる。かかる元
素は酸硫化物生成元素であるため、これらを添加するこ
とによって介在物の形状を調整し、ＨＡＺ靭性及び母材
靭性を一層向上させることができる。

Ｃａは、例えば、Ｃａ−３ｉｓ　Ｃａ（ＣＮ）ｚ、Ｃａ
　Ｃｚ等のような合金化合物の形態で溶鋼中に０．５〜
２０ｋｇ／溶鋼を程度投入することにより、通常、得ら
れる鋼中にＣａが０．００４％以下の含有量にて残留す
る。介在物の形状調整の目的のためには、これ以上に多
量に残留させる必要はなく、また、これ以上に多量に残
留させることは困難でもあるので、その上限を０．００
４％とする。

Ｃｅは、鋼中に０．１％を越えて多量に含有させると、
鋼塊の底部にＣｅＳ等の大型介在物が集積し、鋼板の超
音波探傷欠陥の原因となるため、その上限を０．１％と
する。

更に、本発明においては、鋼には上記したＣａ及びＣｅ
とは別に、又はこれらと共に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ　
ｏ　ＳＮ　ｂ及びＶから選ばれる少なくとも１種の元素
をＨＡＺ靭性を損なわない程度に添加することができる
。

Ｃｕは、鋼の強度調整に有用な元素であるが、添加量が
余りに多いときは、熱間圧延時に焼き割れを発生するの
で、添加量の上限を０．５０％とする。

Ｎｉは母材及びＨＡＺ靭性を向上させ、また、母材の強
度も増加させるので、低温靭性や強度の要求程度に応じ
て広範囲の量にて添加されるが、添加量を余りに多くす
るときは、製造コストを高める。従って、実用的な観点
から、その上限を１゜００％とする。

Ｃｒ及びＭＯは鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を調整
するのに効果がある。しかし、過多に添加するときは、
ＨＡＺを硬化させ、耐溶接割れ性の劣化の原因となるの
で、その上限をＣｒについては１．００％、Ｍｏについ
ては０．５０％とする。

Ｎｂは、本発明において採用する直接焼入れ焼戻し方に
おいて顕著な強度上昇効果を有するため、強度調整に有
効な元素であるが、０．１０％を越えて多量に添加する
ときは、ＨＡＺの靭性が急激に低下するので、その上限
を０．１０％とする。

ＶもＮｂと同様に強度の増加を目的として添加されるが
、０．１％を越えて添加してもその効果が少なく、却っ
てＨＡＺ靭性の劣化が顕著となるので上限を０．１％と
する。

本発明においては、鋼は上記した元素を所定の範囲で含
有すると共に、Ｃｅｑが次の条件を満足することが必要
である。

前記したように、鋼におけるＣｅｑを上記範囲に規制す
ることによって、Ｔｉ及びＢの複合添加による上部ベイ
ナイトの生成を効果的に抑制し、引張強さ６０　ｋｇｆ
’／ｍｍ”板鋼板においても、大入熱溶接によるＨＡＺ
の靭性の劣化を大幅に改善することができるのである。

本発明の方法は、上記のように、所定の元素を含有する
と共に、所定のＣｅｑを有するように規制した鋼片を加
熱し、熱間圧延した後、Ａｒ＝点以上の温度から３００
℃以下まで直接焼入れを行い、その後、Ａｃ、点板下の
温度で焼戻しする。直接焼入れの冷却開始温度をＡｒ、
点板上とするのは、Ａｒ＝点より低いときはフェライト
が析出して、十分な強度が得られないからである。冷却
停止温度は、十分に焼きが入るように３００℃以下とす
ることが必要である。また、焼戻し温度はＡｃ、点板下
であり、Ａｃ、点を越えるときは逆変態オーステナイト
が析出して、靭性が劣化するからである。

前記したように、従来、引張強さ６０　ｋｇｆ／ｍｍ２
級鋼板におけるＣｅｑは、通常、０．３７〜０．４０％
であるが、本発明の方法によれば、第８図に示すように
、Ｃｅｑが０．３６％以下の鋼片を上記した条件にて直
接焼入れ焼戻しする熱処理法を採用することによって初
めて、目的とする引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ”　＠鋼板
を得ることができる。このような直接焼入れ焼戻し法に
よって十分な引張強さを得ることができるのは、通常の
焼入れ法に比べて、焼入れ前の加熱温度が高いために、
フェライト変態核となるＡＩＮが固溶し、フェライトの
析出が抑制され、また、Ｃ，Ｍｒｌ等の元素がオーステ
ナイト中に均一に固溶する結果、焼入れ性が大幅に向上
するためである。従来、６０　ｋｇｆ／ｍｍ”板鋼板の
製造について、通常に用いられている焼入れ焼戻し法に
よっては、引張強さ６０　ｋｇｆ／ｍｍ”を得ることが
できない。

（発明の効果） 以上のように、本発明によれば、鋼中のＮ含有量を所定
、値以下に低く抑えながら、Ｂと、Ｎ１Ｉ−に応じた適
量のＴｉとを複合して添加し、更に、綱におけるＣｅｑ
を所定値以下に抑え、しかも、かかる鋼を熱間圧延した
後、直接焼入れ焼戻しすることによって、大入熱溶接に
よっても、ＨＡＺ靭性にすぐれた引張強さ６０ｋｇｆ／
ｍｍ２級鋼を得ることができる。

（実施例） 以下に実施例を挙げて本発明を説明する。

実施例１ 第１表に本発明鋼１〜５及び比較鋼６〜１０の化学組成
と、熱間圧延後の熱処理法を示す。

本発明鋼はいずれも、６０ｋｇｆ／ｍｍ！級鋼として十
分な母材引張強さを有すると共に、大入熱溶接部のシャ
ルピー衝撃特性に極めてすぐれている。

しかし、比較鋼６は、各元素の含有量及びＣｅｑは本発
明で規定する範囲内にあるが、熱間圧延後に通常の焼入
れ焼戻し法を採用したので、母材強度が６０ｋｇｆ／ｍ
ｎ＋”に満たない。また、Ｃｅｑが０．３６％を越える
比較鋼７、Ｔｉ無添加鋼である比較鋼８、Ｎ０．３Ｔｉ
が５ｐｐｍより小さい比較鋼９及びＮ＝０．５Ｔｉが２
５ｐｐｎ＋を越える比較ｆ！４１０はいずれも、大入熱
溶接部の衝撃特性において著第　　　２　　　表 しく劣ることが明らかである。

【図面の簡単な説明】

第１図乃至第３図は、Ｎ　％　Ｔ　を及びＢ量を種々に
変化させて溶製し、板厚２０鶴に圧延して製造した低温
用アルミキルド鋼を用いて、入熱量１５０ＫＪ／ｃ１１
相当の熱サイクル試験（１３５０℃に加熱後、８００〜
５００℃までの冷却時間１８０秒）を行なったときのＮ
量と脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ　）の関係、Ｎ≦２０
ｐｐｍの場合のＢ量とｖＴｒｓとの関係、及びＮ≦２０
ｐｐｍとＮ２５〜４０　ｐｐｍの場合のＴｉ量とｖＴｒ
ｓとの関係をそれぞれ示すグラフである。 第４図は上記低温用アルミキルド鋼を１１００℃に加熱
後、８００〜５００℃までの冷却時間を１８０秒とした
熱サイクル試験を行なったときのＮ量とｖＴｒｓとの関
係をＴｉ量にて整理して示すグラフである。 第５図はＣｅｑが種々に異なるＴｉ及びＢ含有鋼と、Ｔ
ｉ及びＢ無添加鋼をそれぞれ温度１３５０℃に加熱し、
８００℃から５００℃までの冷却時間１３０秒の条件に
て溶接再現熱サイクルを付与したときのｖＴｒｓとＣｅ
ｑとの関係を示すグラフ、第６図は鋼組成は本発明に規
定する範囲内にあるが、Ｃｅｑが本発明で規定する範囲
外にある鋼を温度１３５０℃に加熱し、８００℃から５
００℃までの冷却時間１３０秒の条件にて溶接再現熱サ
イクルを付与したときのミクロ組織を示す顕微鏡写真（
倍率はいずれも１００倍）であり、（ａ）はＣｅｑＯ０
３８％のとき、（ｂ）はＣｅｑｏ、３３％のときである
。 第７図はＢを約１０ｐｐｍ添加し、更に、ＴｉとＮ量を
種々変化させた鋼を温度１３５０℃に加熱し、８００℃
から５００℃までの冷却時間１３０秒の条件にて溶接再
現熱サイクルを付与したときのｖＴｒｓとＴｉ及びＮ量
との関係を示すグラフ、第８図はＣｅｑの種々異なる鋼
を板厚３８鶴に圧延した後、直接焼入れ焼戻し処理を施
した鋼板及び・焼入れ焼戻し処理を施した鋼板の引張強
さとＣｅｑとの関係を示すグラフである。 第２図 Ｂ翻’）　ｔ　（ｐｐｒｎ） 第３図 ０　　　　　　０．０＋０　　　　　０．０２０　　　
　０．０３０Ｔｉ’ｌ肩量　（％） 第４図 Ｎ）ｋ、ｌｑ’ｉｋ＜ｐｐｒｎ’＞ 第５図 Ｃｅｑ　＜％） 第６図 （ａ’）　ＣＳ！　Ｍｎ　、＋　　Ｃｅ１１＝０．３ｇ
　’／。 （ｂ）　ＣＳｉ　Ｍｎ　＆　　Ｃｅ１１＝０．３３’ｙ
。 Ｃｘ１００） 第７図 ０　　　　　　　　　０．０１　　　　　　　　０．０
２Ｔｉ含有量（ｏｌｏ） 手続補正書く方式） ％式％ ２、発明の名称 大入熱溶接構造用鋼の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 住　所　神戸市中央区脇浜町１丁目３番１８号名　称　
株式会社神戸製鋼所 代表者　牧　　　冬　彦 ４、代理人 住　所　大阪市西区新町１丁目８番３号新町七福ビル 第８図 ０．３０　　　　　　　　　　０．３５″　　　　　　
　　　ｏ、ｑ。 ｃ／ｅｑｒ（′７０′）

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ　０．０１〜０．１８％、 Ｓｉ　０．８％以下、 Ｍｎ　０．５〜２．０％、 Ａｌ　０．００５〜０．１％、 Ｂ　０．０００３〜０．００２００％、 Ｔｉ　０．０２％以下、 Ｎ　０．００６％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｎ−０．３
   Ｔｉ≧５ｐｐｍ及び Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ 並びに Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
   ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≦０．３６％なる関係を満た
   す鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ＿３点以上の温
   度から３００℃以下まで直接焼入れを行い、その後、Ａ
   ｃ＿１点以下の温度で焼戻すことを特徴とする大入熱溶
   接構造用鋼の製造方法。
2. （２）重量％で （ａ）Ｃ　０．０１〜０．１８％、 Ｓｉ　０．８％以下、 Ｍｎ　０．５〜２．０％、 Ａｌ　０．００５〜０．１％、 Ｂ　０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ　０．０２９％以下、 Ｎ　０．００６％以下、 （ｂ）Ｃａ　０．００４％以下及び Ｃｅ　０．１％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｎ−０．３
   Ｔｉ≧５ｐｐｍ及び Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ 並びに Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
   ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≦０．３６％なる関係を満た
   す鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ＿３点以上の温
   度から３００℃以下まで直接焼入れを行い、その後、Ａ
   ｃ＿１点以下の温度で焼戻すことを特徴とする大入熱溶
   接構造用鋼の製造方法。
3. （３）重量％で （ａ）Ｃ　０．０１〜０．１８％、 Ｓｉ　０．８％以下、 Ｍｎ　０．５〜２．０％、 Ａｌ　０．００５〜０．１％、 Ｂ　０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ　０．０２％以下、 Ｎ　０．００６％以下、 （ｂ）Ｃｕ　０．５０％以下、 Ｎｉ　１．００％以下、 Ｃｒ　１．００％以下、 Ｍｏ　０．５０％以下、 Ｎｂ　０．１０％以下、及び ｖ　０．１０％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｎ−０．３
   Ｔｉ≧５ｐｐｍ及び Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ 並びに Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
   ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≦０．３６％なる関係を満た
   す鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ＿３点以上の温
   度から３００℃以下まで直接焼入れを行い、その後、Ａ
   ｃ＿１点以下の温度で焼戻すことを特徴とする大入熱溶
   接構造用鋼の製造方法。
4. （４）重量％で （ａ）Ｃ　０．０１〜０．１８％、 Ｓｉ　０．８％以下、 Ｍｎ　０．５〜２．０％、 Ａｌ　０．００５〜０．１％、 Ｂ　０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ　０．０２％以下、 Ｎ　０．００６％以下、 （ｂ）Ｃａ　０．００４％以下及び Ｃｅ　０．１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも
   １種の元素、 （ｃ）Ｃｕ　０．５０％以下、 Ｎｉ　１．００％以下、 Ｃｒ　１．００％以下、 Ｍｏ　０．５０％以下、 Ｎｂ　０．１０％以下、及び Ｖ　０．１０％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｎ−０．３
   Ｔｉ≧５ｐｐｍ及び Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ 並びに Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
   ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≦０．３６％なる関係を満た
   す鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ＿３点以上の温
   度から３００℃以下まで直接焼入れを行い、その後、Ａ
   ｃ＿１点以下の温度で焼戻すことを特徴とする大入熱溶
   接構造用鋼の製造方法。