JPH03211251A - 溶接熱影響部の破壊靭性の優れた高強度溶接構造用鋼材 - 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、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと科す）がディー
プノツチ試験値（破壊靭性値＝Ｋｃ）に優れた高強度溶
接構造用鋼材に関するものである。

〈従来の技術〉 造船及び橋梁等の分野で使用する溶接構造用鋼材は、初
期においてはＹＰ２４キロ鋼が使用され、その後ＹＰ３
２キロ鋼が使用されて来た。

その間メーカーとユーザー間における該鋼材の材質の保
証と確認は、例えば特開昭５０−１５５４１８号公報、
特開昭５１−３９５２３号公報、特開昭５１−４１６２
０号公報に記載があるように、シャルピー試験値を用い
て行われていた。

しかしンヤルピー試験値は、良く知られている様に種々
の組織で構成されている切欠部の平均的特性を示すので
、経験に基づく安全性論議には使用出来ても、未だ実績
の少ない高強度鋼を実用化する場合には破壊力学的検討
が必要となる。

即ち、溶接構造用鋼材のＨＡＺの高靭性化が求められて
いる現在、構造物の健全性を正確に保証するには、１（
ＡＺの切欠先端の最跪化組織の特性を示さないシャルピ
ー試験値は、その平均値による保証の故に単独で使用出
来なくなってきた。

その様なことから本発明者等は、）ＩＡＺの切欠先端の
最跪化組織の特性を示すディープノツチ試験等による破
壊力学的検討を行い、従来から長年用いられ信顧されて
いる材質保証手段上してのシャルピー試験値に上記ディ
ープノツチ試験から得た破壊靭性値Ｋｃを加えて万全の
保証を行う検討を進めた。

このディープノツチ試験は、良く知られている様に、我
が国で確立された試験方法であって、この種分野で２０
年余にわたって厳密な保証が必要な時に活用されて来た
試験方法である。

本発明者等は上記の背景から、高強度化に伴うＨＡＺ＆
ｌｌ織の変化がシャルピー試験値及びディープノツチ試
験値に及ぼす影響を検討したところ、ディープノツチ試
験値の方が高強度化に伴い大幅に劣化することを見いだ
した。

例えば、ＹＰ４０キロ鋼の継手において、既に合格値の
４．０ｋｇｆ−■以上を得ている溶接構造用鋼材で製造
した構造物の）ＩＡＺを使用して、このディープノツチ
試験を行ったところ、それ等の中には現在用いられてい
るＹＰ４０キロ鋼の用途において、必要な破壊靭性値に
ｃ５００ｋｇｆ／ａｍ”　’（０°Ｃ）以上に到達しな
い溶接構造用鋼材が存在し、前記したＨＡＺ靭性の保証
方法の必要を確認したのである。

一方この様な中での鋼材のＨＡＺ高靭性化については、
例えば特開昭６３−１０３０５１号公報に記載が見られ
る様に、０．０２μ箇以下の微細なＴｉＮを分散させて
ＨＡＺのオーステナイト粒径を微細化してＨＡＺＵ性を
向上させる提案がある。

しかし１４００℃以上の熱サイクルを受ける）ＩＡＺで
は、母材に微細に分散したＴｉＮは溶接時に溶解してし
まい、該溶接後の該ＨＡＺに再度多量のＴｉＮが分散析
出出来ないので組織は微細化せず、）ＩＡＺ靭性の向上
が期待出来ず、更にこの時の溶解でフリーになったＮに
よる脆化を防止するため、Ｎを低減させる事が必要で、
通常はＮを０．００４Ｚ以下としている。

これに代わるものとして、近年粒内に微細なフェライト
を分散させた粒内変態フェライト、即ちｒＦＰによりＨ
ＡＺ靭性を向上する提案がある。

しかし本発明者等がＨＡＺの破壊の詳細を解析した結果
、咳ＩＦＰは直接ＨＡＺの靭性を向上させるのではなく
、該ＩＦＰ占積率が増すとＨＡＺ靭性を直接支配してい
るフェライト・サイド・プレート（以下ＦＳＰと榊す）
が小型化するものがあり、これにより靭性が向上してい
る事を見出した。

この事実を基に本発明者等は、単にＩＦＰの占積率を増
すだけではＨＡＺＯ最晩化組織であるＦＳＰの形状を直
接完全に制御する事が出来ず、最跪化組織による破壊特
性値を示すディープノツチ試験値が低い場合があり、上
記した現在の要望を満たすに至らない事を知得したので
ある。

又ｒＦＰの生成組織においても、板状の初析フェライト
に沿って板状のフェライト長さに比例した粗大なＦＳＰ
が生成している部分があり、その部分が脆性破壊の一つ
の起点となって十分なＫｃ値が得られない事があること
を見出した。

〈発明が解決しようとする課題〉 本発明は、ＩＦＰの占積率を増してＨＡＺ靭性を間接的
に向上する方法ではなく、ＨＡＺ靭性を直接支配してい
るＦＳＰの形状を直接制御する手段によってＹＰ４０キ
ロ鋼、更にはＹＰ４３キロ鋼の強度保証を的確に行い、
シャルピー試験値は４．０ｋｇｆ　１を上回り、破壊靭
性値Ｋｃは５００ｋｇｆ　／ａｍ　’　・’　（０°Ｃ
）以上を示し、従来から行われている方法でコストが上
昇するＴｉＯ処理、ＲＥＭ処理等を必要としない経済的
なＹＰ４０キロ鋼級及びＹＰ４３キロ鋼級の高強度溶接
構造用鋼材を提供する事を課題とするものである。

〈課題を解決するための手段〉 本発明は上記した課題を達成するため、（１）溶接後の
熱影響部即ちＨＡＺが重量％で、Ｃ：　０．０７〜０．
１６２　　　　Ｐ　：　≦０．０２０！Ｓｔ　：　０．
１５〜０．３０Ｚ　　　　Ｓ　：　≦０．００８％Ｍｎ
　：　１．２０〜１．５０Ｚ　　　　Ｔｉ　：　０．０
０５〜０．０２０χＡｌ　：　０．００５〜０．１６２ を含み、必要に応じて、 Ｃｕ　：　≦ＩＯＺ　　　　　　Ｎｂ’≦０．０２ＺＮ
ｉ：≦１．０Ｚ　　　　　　Ｃａ　　：≦０．１χＶ　
：　≦０．１％Ｂ　：　≦Ｏ，０Ｏ１５Ｚの１種又は２
種以上を含み、且つＭｎ／Ｃ≦１５とＣχ＋ＳｉＺ／２
４＋ＭｎＺ／６　＋Ｎｉｚ／４０＋ＶＺ／１４　カ０．
３２〜０．４４２を満たし、その他不可避的成分とＦｅ
がらなり、組織が塊状初析フェライトに取り巻かれた結
晶粒から構成された事を特徴とする溶接熱影響部の破壊
靭性の優れた高強度溶接構造用鋼材を第１の手段とし、 （２）溶接後の熱影響部即ちＨＡＺが重量％で、ｃ　：
　０．０７〜０．１６％Ｐ　：≦０．００８％Ｓｉ　：
　０．１５〜０．３０ｚＳ　：　≦０．０２０！Ｍｎ　
：　１．２０〜１．５０Ｚ　　　Ｔｉ　：　０．００５
〜０．０２０％Ａｌ　：　０．００５〜０．１０χ　Ｂ
：≦０．０Ｏ１５ＺＮ　：　０．００３〜０．００８ｚ を含み、必要に応じて、 Ｃｕ　：　≦１．０％Ｎｂ　：　≦０．０２％Ｎｉ：≦
１．０ｚＣａ：≦０．１χ ■：≦０．１χ の１種又は２種以上を含み、且つＴｉ／Ｎ＝２．０〜３
．２とＣＺ　＋　Ｓ　ｉＺ／２４　＋　Ｍｎ％／６　＋
ＮｉＺ／４０＋Ｖ％／１４が０．３２〜０．４４χを満
たし、その他不可避的成分とＦｅがらなり、組織が塊状
初析フェライトに取り巻かれた結晶粒から構成された事
を特徴とする溶接熱影響部の破壊靭性の優れた高強度溶
接構造用鋼材を第２の手段とするものである。

以下に上記した第１及び第２の手段の各成分の限定理由
を説明する。

Ｃは、本発明者等が高ＫｃのＨＡＺに見出した塊状初析
フェライトに取り巻かれた粒からなる所要の組織を確保
すると共に、用途上の必要強度を満たすため定められて
おり、 Ｓｔは、母材の強度維持と溶鋼の予備脱酸のために添加
され、上限は偏析部の島状マルテンサイトの生成防止の
ため限定されており、 Ｍｎは、Ｃと同様にＨＡＺに塊状初析フェライトに囲ま
れた粒を主体とする組織を得て、）ＩＡＺの高Ｋｃを確
保すると共に、母材強度を得るために定められており、 Ｐは、ミクロ偏析によるＨＡＺ靭性の劣化を防止するた
めに上限が定められており、 Ｓは、粗大なＡ系介在物を形成して母材の靭性と異方性
を悪化するのを防止するために上限が定められており、 ＡＩは、脱酸、母材組織の細粒化、固溶Ｎの固定等のた
めと、鋼の清浄度の低下防止から定められており、 Ｔｉは、析出物の核となる窒化物を析出し、塊状初析フ
ェライトの生成核として作用せしめ、併せてマトリック
スの靭性低下、ＨＡＺにおける高炭素マルテンサイトの
生成促進等を防止するため下限を定め、鋼の清浄度の低
下及びＴｉｃの析出にょる脆化を防止するため上限を設
定している。

以上が本発明の溶接構造用鋼材が基本成分とする各元素
の添加量とその添加理由である。

更に（１）母材強度の上昇、及び母材、ＨＡＺの各靭性
向上を目的としてＣｕ、　Ｎｉ、　Ｖ、　Ｎｂの１種又
は２種以上と（２）鼎Ｚの結晶粒粗大化防止と母材の異
方性の軽減を目的としてＲＥＭ　、Ｃａ、　Ｍｇの１種
又は２種以上を用い、現実は（１）と（２）の何れが一
方又は（１）ト（２）の両方を添加している。

しかしながら（１）群のＣｕは母材の強度を高める割に
ＨＡＺの硬さ上昇が少ないが、応力除去焼鈍にょリＨＡ
Ｚの硬化性が増加するのでこの増大を防止するため１．
０χを上限としている。

又Ｎｉは母材の強度と靭性及びＨＡＺ靭性を同時に高め
るために添加するが、焼き入れ性の増加によりＨＡＺに
おけるＩＦＰの形成が抑制される事があるのでそれを防
止するため１．Ｏｌを添加量の上限としている。

Ｎｂは溶接性の指標の一つであるＣｅｑ、を上昇させる
事なく、焼入れ性の向上と析出効果により母材及び溶接
継手部の強度を高め、且つ母材の低温靭性を確保するた
め、ＹＰ４０キロ以上の高強度溶接構造用鋼材では必須
の添加元素である。

しかしながら、Ｎｂの添加はフェライト変態を遅延させ
る事により、ＨＡＺ靭性を直接支配するＦＳＰ生成に必
要なフェライト変態時の過冷却度を助長するため、０．
０２ｚを上限としている。

又前記した（２）群の元素は酸化物、硫化物もしくはｔ
ｌｌＰｉ化物を形成し、ＨＡＺの結晶粒粗大化、母材の
異方性の軽減を目的に添加されるが、初析フェライトの
塊状化を促進する変ＪＩ！核になりうるＭｎＳ複合析出
物を確保するため、これ等の元素の１種又は２種以上を
混合添加する場合及び各々単独添加する場合の何れも各
々０．ｌＺを上限としている。

以上の各成分は本発明の第１の手段、第２の手段の何れ
においても必要に応じて同様に添加し同様の作用効果を
得る事が出来る。

本発明は、靭性特にＫｃ値とシャルピー靭性を両立させ
るために、破壊靭性を直接支配するＦＳＰを抑制する塊
状初析フェライトに囲まれた結晶粒から構成された事を
特徴とするＨＡＺを得ようとするものである。

その具体的手段として、第１の手段は、粒界フェライト
形成後の粒内フェライト変態を遅らせるＮｂ、　Ｍｎを
限定する事によりＦＳＰ生成に必要な過冷却度を小さく
し、粒界からのＦＳＰの生成を抑制するものであり、第
２の手段は、粒界初析フェライト変態の直上の温度域に
おいて析出するＴｉＮ　、　８Ｎを初析フェライトの生
成サイトとして大量に確保し、初析フェライトを多量の
生成サイトから変態させる事により形状を塊状化させ、
ＦＳＰ生成サイトとして必要な直線的形状を持つ板状フ
ェライトを抑制し、ＦＳＰの生成を抑制するものである
。

第１の手段の限定条件であるＭｎ／Ｃは、強度を確保す
るために添加するＭｎとＣにおけるフェライト変態挙動
への影響を考慮して初析フェライト析出後に該変態温度
からの適冷を防止してＦＳＰの生成を抑制するため上限
を設定している。

又、第２の手段特有の限定条件であるＮとＴｉ／Ｎは次
記する理由により定めている。

Ｎは、ＦＳＰの形状を小さくし且つ量を少なくする塊状
初析フェライトを生成する核となるＴｉＮおよびＢＮを
析出させるために添加し、ＴｉＨの大量確保およびＴｉ
Ｎ上にフェライト変態直上温度で析出して局部的にフェ
ライト変態を促進させるＢＮを確保するため下限を定め
、過剰なフリーＮ、フリーＴｉを防ぐためＴｉ／Ｎの上
下限を定めている。

又Ｂについては、第１手段では選択成分とし、第２手段
では限定成分としているが、共に大入熱溶接時のボンド
部において初析フェライトが生成しはじめる温度で、−
度溶解したＴｉＮ　、或いはフリーＮと結合してＢＮが
析出し、ＦＳＰの生成を抑制する初析フェライト塊状化
の変ｎ核となり、ＨＡＺ靭性に有害な粒界ＦＳＰの抑制
及びＨＡＺ固溶Ｎの固定等）ＩＡＺ靭性向上の効果はあ
るが、多量の添加はＦｅ２３（ＣＢ）６の析出による靭
性低下、及びフリーＢによるＩ（ＡＸの硬化性の増加を
招くので、これ等を防止するため０．００１５χを上限
としている。

又−船釣にＣｅｑ、は、焼き入れ性の増大によって１（
ＡＺ　Ｍ性を低下せしめるから、０．４５Ｘ以下として
いるが、本発明では前記した所要の組織を生成して高Ｋ
ｃを得るため、基本的手段及び具体的手段においては０
．３８ｒ以下に限定し、付加的に選択成分を用いる応用
的手段については０．４４Ｚ以下に限定している。

このＣｅｑ、の算出は次式による。

Ｃｅｑ、＝（Ｊ＋Ｓｉ！／２４＋Ｍｎｚ／６　＋Ｎｉ！
／４０＋Ｃｒ！１５　＋Ｈｏｚ／４＋ＶＺ／１４ 以上が本発明の第１及び第２の手段の各成分の添加量と
その限定理由である。

く作用〉 以下に本発明者等が前記した本発明の課題の達成を確信
した上記手段の作用について説明する。

本発明者等は前記知見を基に、シャルピー試験値のみが
良いものと、シャルピー試験値と破壊靭性値が共に良い
ものを使用条件と成分条件により区分し、これにより準
備した表１に示す供試鋼ＡとＢとＣを用いてＦＡＢ溶接
（片面大入熱溶接の一方法）を行い、所要のＨＡＺのシ
ャルピー試験（ｉｉｖＥＴｅと破壊靭性値Ｋｃが得られ
る溶接構造用鋼材の条件を検討・調査した。結果を第１
図に示す。

図に明らかなように、溶接構造用鋼材の代表的な供試鋼
Ａ（Ｏ印）、Ｂ（Δ）は、高いシャルピー試験値とディ
ープノツチ試験値が得られた。

これに対し、溶接構造用鋼材の代表的な他の供試鋼Ｃ（
Ｘ印）はシャルピー試験値が４．０ｋｇｆ・園を上回る
にもかかわらず、ユーザーが用途上必要としている各使
用温度における破壊靭性値を示すディープノツチ試験値
は必ずしも満足出来ない事を確認した。

そこで本発明者等は多数の試験材の組織写真を基にディ
ープノツチ試験における破壊発生点の組織を詳細に調査
したところ、供試１１Ａ（○印）、Ｂ（Δ印）を始めと
する同等の成分で高Ｋｃを得た各溶接構造用鋼材のＨＡ
Ｚは、第２図に１で示す塊状初析フェライトに取り巻か
れた結晶粒からなる組織で形成されているが、供試鋼Ｃ
（ｘ印）を始め同等の成分で高Ｋｃが得られなかった各
溶接構造用鋼材のＨＡＺは、第２図に２で示す板状初析
フェライトが生成し、そこからＦＳＰが著しく発達した
粗いラス状組織である事を見出し、このＦＳＰが破壊発
生点を形成している事を見出したのである。

このＦＳＰは初析フェライト析出後、粒内のフェライト
変態挙動において変態温度より適冷される度合いが大き
い時に生成する事が知られている。

そこで本発明者等はこの定説を活用してフェライト変態
を遅延させる元素であるＭｎを下げ、強度確保のために
フェライト変態遅延効果の小さい元素であるＣを利用し
て適冷状態を抑制し、粒界フェライト変態を促進して塊
状初析フェライトを生成し、ＦＳＰ生成サイトである板
状初析フェライトを抑制させることにより、ＦＳＰの形
状を小さく且つ少量に制御して高Ｋｃが得られる組織の
形成を試みた。

その結果核組織は所要成分の他、Ｃｅｑ、が限定範囲に
あり且つＭｎ／Ｃが１５以下のものに安定して形成され
る事を見出した。

以上の知見を基に、本発明者等は直接ＨＡＺの破壊特性
を支配するＦＳＰのサイズを直接制御して初析フェライ
トを塊状化し、該塊状初析フェライトに取り巻かれた結
晶粒からなる組織をＨＡＺに形成する第１の手段の高強
度溶接構造用鋼材を確立して本発明の課題の達成を可能
としたのである。

又、本発明者等は、供試鋼Ｂで塊状初析フェライトに取
り巻かれた結晶粒からなる組織の生成メカニズムを調査
したところ、−度熔解したＴｉとＮがフェライト変態が
開始する８００°Ｃ迄にオーステナイト粒界に再析出し
、さらにその析出物表面にＢＮが複合析出し、局部的に
焼入れ性を低下させ、フェライト変態を促進するため、
このＴｉＮ　＋ＢＮが初析フェライトの変態核となって
塊状の初析フェライトをオーステナイト粒界に生成して
形成される事が判明した。

しかもこの組織は、前記した所要の成分の他、Ｃｅｑ、
が限定の範囲にありＴｉ／Ｎが２．０〜３．２の範囲に
あってＮ量が０．００３χ〜ｏ、ｏｏｓｚの範囲にある
ものに安定して生成している事を見出した。

以上の知見を基に本発明者等は、−度溶解したＴｉとＮ
の再析出およびＢＨの複合析出を活用して初析フェライ
トを塊状化し、これで破壊特性を直接支配しているＦＳ
Ｐのサイズを小さくして高Ｋｃ値を示すＨＡＺの形成を
可能として塊状初析フェライトに取り巻かれた結晶粒か
らなる組織をＨＡＺに形成する第２の手段からなる高強
度溶接構造用鋼材を確立したのである。

本発明は上記知見を基になされたものである。

〈実施例〉 （１）　　供試鋼成分　　　　　　（表２に示す、）（
２）製造条件 ■鋳造凝固：連続鋳造方法 ■圧延冷却：公知の制御圧延、制御冷却を用いた厚板圧
延冷却方法 （表３に示す、） （４）機械的性質　　　　　　（表３に示す。）（５）
　　ＨＡＺシャルピー試験値　（表３に示す、）６）　
　ＨＡＺ　Ｋｃ　（０°Ｃ）　　　　　（表３に示す。

）表３に明らかな通り、比較例のＮｏ１３．１４はＳｔ
が０．４ｚを超え、Ｎｏ１５．１６．１７は共にＭｎ／
Ｃが１５を超え２６．３．１６．９．１７．２であり、
Ｎｏ１８．１９はＮｂが０．０２Ｚを超え７０．０３０
ｚ、０．０２８Ｚテア’）、Ｎｏ２１〜２６．２８はＭ
ｎ／Ｃが〉１５であり、Ｎｏ２７はＮｂ＞０．０２Ｚで
あり、Ｎ。

２９．３１はＯｎ／Ｃが〉１５で且ツＮ　＞０．００３
Ｚであり、Ｎ。

３０はＮｂ＞０．０２χであり、Ｎｏ１３〜３１は機械
的性質こそ本発明例と遜色はなかったが、シャルピー試
験値は比較的低く、破壊靭性値Ｋｃは求められているレ
ベルの下限値５００ｋｇｆ／履■凰・５（０℃）に達っ
するものがなかった。

これに対し、本発明例のＮｏ１〜１２は、所要の機械的
性質は勿論の事、シャルピー試験値は目標とする４、０
ｋｇｆ・−を超えると共に、破壊靭性値Ｋｃは５００ｋ
ｇｆ／ｍ重１°５（０℃）以上の高い値が得られた。

〈発明の効果〉 本発明は破壊靭性値の向上に直接悪影響を及ぼすＦＳＰ
が、限定されたＭｎ／ＣとＣｅｑ、を特徴とす第１手段
、及び限定されたＮとＴｉ／ＮとＢとＣｅｑ、を特徴と
する第２手段により生成を制御される事実を基に、その
生成防止効果を助長すると共に、高強度溶接構造用鋼材
に必要な機械的性質を確保する成分とその量を限定した
ので、従来の溶接構造用鋼材のＨＡＺに見られなかった
塊状初析フェライトに取り巻かれた結晶粒からなる組織
の形成を可能とし、従来の不経済なＴｉＯ処理又はＲＥ
Ｍ処理を使用する事なく、ＨＡＺのシャルピー試験値も
ディープノツチ試験値も共に溶接構造用鋼材使用者が求
めている所要値を満足する溶接構造用鋼材を確立したの
で、この種鋼材を用いる産業分野にもたらす安全上及び
経済上の効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明鋼と比較鋼のシャルピー試験値とディ
ープノツチ試験値の関係を示す。 第２図は塊状初析フェライトα、ＩＦＰ　、及び板状フ
ェライトα、ＦＳＰ　、　Ｂｕ等の組織状の位置関係と
形状の概略を示したもので、（１）は本発明鋼材のもの
、（２）は従来の鋼材のものを示す。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）溶接後の熱影響部即ちＨＡＺが重量％で、Ｃ：０
   ．０７〜０．１６％Ｐ：≦０．０２０％Ｓｉ：０．１５
   〜０．３０％Ｓ：≦０．０２０％Ｍｎ：１．２０〜１．
   ５０％Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％Ａｌ：０．００
   ５〜０．１０％ を含み、必要に応じて、 Ｃｕ：≦１．０％Ｎｂ：≦０．０２％ Ｎｉ：≦１．０％Ｃａ：≦０．１％ Ｖ：≦０．１％Ｂ：≦０．００１５％ の１種又は２種以上を含み、且つＭｎ／Ｃ≦１５とＣ％
   ＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６＋Ｎｉ％／４０＋Ｖ％／１
   ４＝０．３２〜０．４４％を満たし、その他不可避的成
   分とＦｅからなり、組織が塊状初析フェライトに取り巻
   かれた結晶粒から構成された事を特徴とする溶接熱影響
   部の破壊靭性の優れた高強度溶接構造用鋼材。
2. （２）溶接後の熱影響部即ちＨＡＺが重量％で、Ｃ：０
   ．０７〜０．１６％Ｐ：≦０．０２０％Ｓｉ：０．１５
   〜０．３０％Ｓ：≦０．０２０％Ｍｎ：１．２０〜１．
   ５０％Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％Ａｌ：０．００
   ５〜０．１０％Ｂ：≦０．００１５％Ｎ：０．００３〜
   ０．００８％ を含み、必要に応じて、 Ｃｕ：≦１．０％Ｎｂ：≦０．０２％ Ｎｉ：≦１．０％Ｃａ：≦０．１％ Ｖ：≦０．１％ の１種又は２種以上を含み、且つＴｉ／Ｎ＝２．０〜３
   ．２とＣ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６＋Ｎｉ％／４０
   ＋Ｖ％／１４が０．３２〜０．４４％を満たし、その他
   不可避的成分とＦｅからなり、組織が塊状初析フェライ
   トに取り巻かれた結晶粒から構成された事を特徴とする
   溶接熱影響部の破壊靭性の優れた高強度溶接構造用鋼材
   。