JPH10298708A - 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 本発明は入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上（例え
ば１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも）の超大入熱溶接熱影響
部の靱性に優れた高張力鋼を提供する。 【解決手段】 粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇ
Ｏを核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０
５〜０．５μｍのＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を１平方ｍ
ｍあたり１．０×１０⁵〜１．０×１０⁷個含む。重量％
で、０．０４≦Ｃ≦０．２、０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２．０、Ｐ≦０．０２、Ｓ≦０．０２、
Ａｌ＜０．００３、０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００２≦Ｎ≦０．００８、０．０００２≦Ｍｇ≦
０．００５、０．０００５≦Ｏ≦０．００８を含有し、
選択元素としてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ
の１種または２種以上を適量含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物よりなることを特徴とする、超大入熱溶接
ＨＡＺのγ粒成長抑制と粒内フェライト変態促進により
ＨＡＺ靱性を向上させる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は高層建築等のボック
ス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、あ
るいは、造船・橋梁で適用されるエレクトロガス溶接な
どの超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称
する）靱性に優れた溶接用高張力鋼に関するものであ
る。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば、１
５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靱性を有するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製
柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してき
た。このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際に、
高能率で溶接することが必要であり、極厚鋼板を１パス
で溶接できるエレクトロスラグ溶接が広く適用されるよ
うになってきている。また、造船・橋梁分野においても
板厚が２５ｍｍ程度以上の鋼板を１パスで溶接するエレ
クトロガス溶接が広く適用されるようになってきた。典
型的な入熱の範囲は２００〜１５００ｋＪ／ｃｍであ
り、このような超大入熱溶接ではサブマージアーク溶接
などの大入熱溶接（入熱は１００〜２００ｋＪ／ｃｍ）
とは異なり、ＨＡＺが受ける熱履歴において１３５０℃
以上の高温滞留時間が極めて長くなり、オーステナイト
粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの靱性を確保す
ることが困難であった。最近の大地震を契機として建築
構造物の信頼性確保が急務の課題であり、このような超
大入熱溶接ＨＡＺ部の靱性向上を達成することは極めて
重要な課題である。

【０００３】従来から大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関し
ては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記
のとおり超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受け
る熱履歴、特に、１３５０℃以上における滞留時間が大
きく異なるために、大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術を単
純に本発明の対象分野に適用することはできない。

【０００４】従来の大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は大きく
分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであっ
た。その一つは鋼中粒子によるピン止め効果を利用した
オーステナイト粒粗大化防止技術であり、他の一つはオ
ーステナイト粒内フェライト変態利用による有効結晶粒
微細化技術である。

【０００５】「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１
号、第６８頁には、各種の鋼中窒化物・炭化物について
オーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加し
た鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接
ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制す
る技術が示されている。

【０００６】特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａ
ｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０
２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）を０．００３〜
０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃ
ｍの大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示され
ている。これは、ＲＥＭが硫・酸化物を形成して大入熱
溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止する作用を有するため
である。

【０００７】特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒
子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０³〜１×
１０⁷ケ／ｍｍ³のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴ
ｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼では、入熱
が１００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ内でこれら粒子
がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組
織が微細化してＨＡＺ靱性を向上できる技術が開示され
ている。

【０００８】特開平２−２５４１１８号公報には、Ｔｉ
とＳを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中
にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライ
トが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ
靱性の向上が図れる技術が開示されている。

【０００９】特開昭６１−２５３３４４号公報には、Ａ
ｌを０．００５〜０．０８％、Ｂを０．０００３〜０．
００５０％含み、さらに、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭのうち少
なくとも１種以上を０．０３％以下含む鋼は大入熱溶接
ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいは
ＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これから
フェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靱性が向
上する技術が開示されている。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】「鉄と鋼」、第６１年
（１９７５）第１１号、第６８頁に開示されている技術
はＴｉＮをはじめとする窒化物を利用してオーステナイ
ト粒成長抑制を図るものであり、大入熱溶接では効果が
発揮されるが、本発明が対象とする超大入熱溶接では１
３５０℃以上の滞留時間が極めて長いために、ほとんど
のＴｉＮはほとんど固溶し、粒成長抑制の効果を失う。
従って、この技術を本発明が目的とする超大入熱溶接Ｈ
ＡＺの靱性には適用できない。

【００１１】特開昭６０−１８４６６３号公報に開示さ
れた技術はＲＥＭの硫・酸化物を利用して大入熱溶接時
にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。硫・酸化物
は窒化物に比べて１３５０℃以上の高温における安定性
は高いので、粒成長抑制効果は維持される。しかしなが
ら、硫・酸化物を微細に分散させることは困難である。
硫・酸化物の個数密度が低いために、個々の粒子のピン
止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接ＨＡＺのオ
ーステナイト粒径を小さくすることには限度があり、こ
れだけで靱性向上をはかることはできない。

【００１２】特開昭６０−２４５７６８号公報に記載さ
れた技術はＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化
物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核とし
て作用することによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ
靱性を向上させるものであり、Ｔｉ酸化物の高温安定性
を考慮すると超大入熱溶接においてもその効果は維持さ
れる。しかしながら、粒内変態核から生成するフェライ
トの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相
オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。従って、超
大入熱溶接ＨＡＺではオーステナイト粒が粗大化する場
合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化することには
限度がある。

【００１３】特開平２−２５４１１８号公報に開示され
た技術は、ＴｉＮ上にＭｎＳを析出させた複合析出物か
らフェライトを変態させるものであり、大入熱溶接のよ
うに１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合には効
果を発揮するが、超大入熱溶接においては１３５０℃以
上の滞留時間が長く、この間にＴｉＮは固溶してしまう
ためにフェライト変態核が消失し、その効果が発揮でき
ない。

【００１４】特開昭６１−２５３３４４号公報に開示さ
れた技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉ
Ｎ上にＢＮを形成し、これからフェライトを生成させる
ことによりＨＡＺ組織を微細化するものであり、超大入
熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしなが
ら、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させるこ
とは困難であり、しかもＴｉＮは固溶してフェライト生
成核としての作用を発揮できず、粒内フェライト変態だ
けでは超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上には限度がある。

【００１５】本発明は高層建築物のボックス柱の組み立
てで適用されるエレクトロスラグ溶接、造船・橋梁で適
用されるエレクトロガス溶接などの入熱が２００ｋＪ／
ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性に優れた溶
接用高張力鋼を提供することにある。

【００１６】

【課題を解決するための手段】本発明は、超大入熱溶接
ＨＡＺの靱性向上にはＨＡＺ組織の微細化が必須であ
り、このためにはＨＡＺのオーステナイト粒成長を抑制
するとともにオーステナイト粒内からのフェライト変態
を促進し、これら両者の相乗作用により有効結晶粒を微
細化することにより初めて可能であるとの知見により本
発明を完成した。

【００１７】本発明の要旨は次のとおりである。

【００１８】（１） 粒子径が０．００５〜０．１μｍ
のＭｇＯを核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが
０．０５〜０．５μｍのＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を１
平方ｍｍあたり１．０×１０⁵〜１．０×１０⁷個含む鋼
であることを特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靱性に
優れた溶接用高張力鋼。

【００１９】（２） 重量％で、０．０４≦Ｃ≦０．
２、０．０２≦Ｓｉ≦０．５、０．６≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、Ｓ≦０．０２、Ａｌ＜０．００３、０．
００５≦Ｔｉ≦０．０２５、０．００２≦Ｎ≦０．００
８、０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、０．０００５≦
Ｏ≦０．００８、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物よりなる鋼であることを特徴とする上記（１）に記
載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力
鋼。

【００２０】（３） 上記（２）の鋼に、更に母材強度
上昇元素群を、重量％で、０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、０．００５≦Ｎｂ≦０．０
５、０．００５≦Ｖ≦０．１、０．０００４≦Ｂ≦０．
００４の１種または２種以上を含有することを特徴とす
る請求項２に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れ
た溶接用高張力鋼。

【００２１】（４） 上記（２）または（３）の鋼に、
更に硫化物形態制御元素群を、重量％で、０．０００５
≦Ｃａ≦０．００３、０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００
３、の１種または２種を含有することを特徴とする上記
（２）または上記（３）に記載の超大入熱溶接熱影響部
靭性に優れた溶接用高張力鋼。

【００２２】ＭｇＯ−ＴｉＮ複合介在物の個数は鋼板か
ら抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡で測定すれ
ばよい。また、本発明でいうところの「溶接用高張力
鋼」とは、例えば、ＪＩＳ Ｇ３１０６「溶接構造用圧
延鋼材」、ＪＩＳ Ｇ３１１５「圧力容器用鋼板」、Ｊ
ＩＳ Ｇ３１１８「中・常温圧力容器用炭素鋼鋼板」、
ＪＩＳ Ｇ３１２６「低温圧力容器用炭素鋼鋼板」及
び、ＪＩＳ Ｇ３１２８「溶接構造用高降伏点鋼板」に
相当するものである。

【００２３】以下、本発明を詳細に説明する。

【００２４】本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの組織
と靱性の関係に関する詳細な調査・研究を実施した結
果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御または靱性向上
法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上
は限られたものであり、複数の組織制御技術を組み合わ
せることにより初めて靱性向上が可能となることを知見
した。上記のとおり、ＨＡＺ靱性向上にはＨＡＺの組織
微細化、すなわち、有効結晶粒の微細化が必須である。
有効結晶粒の微細化にはオーステナイト粒の微細化と粒
内フェライト変態利用によるオーステナイト粒内組織の
分断・微細化がある。超大入熱溶接のＦＬ付近やＨＡＺ
では１３５０℃以上の高温における滞留時間が極めて長
いために、これら二つの組織微細化技術を単独に用いた
のでは十分な組織微細化は得られず、両者を組み合わせ
ることにより初めて達成可能であるとの結論に達した。

【００２５】まず、オーステナイト粒の微細化には鋼中
粒子によるピン止め効果を利用することが有効である
が、窒化物の中でも最も熱的に安定であるとされるＴｉ
Ｎでも１３５０℃以上に長時間加熱されるとほとんどが
溶解し、ピン止め効果を失うために、超大入熱溶接への
適用には限度がある。従って、高温で安定である酸化物
粒子の利用が必須となる。しかしながら、従来技術のＲ
ＥＭあるいはＣａ酸化物（酸・硫化物も含む）では、超
大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化抑制に十分
な程度にこれら酸化物を鋼中に微細分散させることは極
めて困難である。本発明者らは各種の酸化物について比
較検討した結果、Ｍｇの酸化物が最も微細分散に適した
酸化物であることを知見した。ＨＡＺのオーステナイト
粒成長抑制に効果を発揮する粒子は主に０．１μｍ以下
のものであるが、Ｍｇ添加量、溶鋼Ｏ濃度などを制御す
ることにより０．１μｍ以下のＭｇ酸化物を鋼中に微細
分散させることが可能である。ここで、Ｍｇ酸化物はＭ
ｇＯの化学式で表される組成を有するものであり、Ｎａ
Ｃｌ型の立方晶の結晶構造を有するものである。

【００２６】一方、従来技術からも明らかなように、大
入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制にはＴｉＮ
が有効である。超大入熱溶接においてもＴｉＮの溶解を
抑制できればＴｉＮをオーステナイト粒成長抑制に利用
できる。上記のとおり、ＭｇＯはＮａＣｌ型の立方晶の
結晶構造を有するが、ＴｉＮも同一の結晶構造であり、
しかも、格子定数がＭｇＯでは４．２１オングストロー
ム、ＴｉＮでは４．２４オングストロームと極めて近
い。従って、鋼中にＭｇＯが分散しており、固溶Ｔｉと
固溶Ｎが存在していればＭｇＯ上にＴｉＮが容易に析出
できると本発明者らは考えた。この原理を利用して、微
細分散したＭｇＯ上にＴｉＮを析出させることにより、
ＭｇＯが存在しない場合よりもＴｉＮを微細に析出させ
ることが可能となった。図１にＭｇＯとＴｉＮの複合析
出物の形態を模式的に示す。

【００２７】ＭｇＯ上に析出したＴｉＮはＭｇＯと格子
整合性が極めて高いために単独析出したＴｉＮに比べて
高温安定性にも優れ、１３５０℃以上の温度域でも固溶
せずに残存する量が増える。従って、超大入熱溶接にお
いてＭｇＯとＴｉＮの複合析出物はオーステナイト粒成
長を効果的に抑制することが可能である。なお、１３５
０℃以上で極めて長時間保持されれば、ＭｇＯ上に析出
したＴｉＮといえども多くが固溶してしまうが、核とし
て存在するＭｇＯは固溶することなく安定である。従っ
て、極めて厳しい熱履歴条件ではＭｇＯが粒界移動を抑
制する作用を発揮するために、ＨＡＺのオーステナイト
粒成長を維持できる。

【００２８】上記のオーステナイト粒成長抑制に加え
て、ＨＡＺ熱履歴の冷却途上でＭｇＯ−ＴｉＮの複合析
出物からフェライトが生成し、粒内のミクロ組織が微細
化されることを見出した。析出物とフェライトの間の結
晶方位関係としてＢａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの関係を
仮定すると、ＭｇＯ−ＴｉＮはともにフェライトと高い
整合性を有する。このために、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出
物から容易にフェライトが生成するものと本発明者らは
考えている。このフェライトはオーステナイト粒内で生
成するフェライトであり、オーステナイト粒内組織を微
細化する。さらに、オーステナイト粒の移動を抑制した
ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物はオーステナイト粒界に存在
する確率も高く、冷却途上でオーステナイト粒界に存在
する複合析出物からもフェライト変態が生じる。粒界に
このようなフェライト生成核が存在しない場合には同一
方位のフェライトが生成しやすく、これらフェライトは
合体して粗大な粒界アロトリオモルフフェライトを形成
する。その結果、このアロトリオモルフフェライトから
粒内に方位の揃ったサイドプレートが生成し、粒内組織
が粗くなる。粒界にＭｇＯ−ＴｉＮ複合粒子であるフェ
ライト生成核が存在すると、そこから生成するフェライ
トは複合粒子の方位に依存した方位を有するために、粒
界上フェライトの方位はランダムとなり、粗大な粒界ア
ロトリオモルフフェライトが生成しにくくなる。従っ
て、粒内のＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物からのフェライト
変態に加えて粒界からの粗いサイドプレートフェライト
が抑制されるために、結果として粒内組織が微細化され
るものと本発明者らは考えている。

【００２９】上記のように、ＭｇＯとＴｉＮの複合析出
物を鋼中に微細分散させることにより、ＨＡＺのオース
テナイト粒の成長を抑制するとともに、粒内組織を微細
化させることが可能であり、これらの相乗効果により特
に超大入熱溶接ＨＡＺの靭性を向上させることが可能と
なる。このような効果は任意の酸化物と窒化物の組み合
わせで成立するものではなく、両者の結晶構造が同じで
格子定数が極めて近いことが必要で、しかも、これら粒
子がフェライトと格子整合性を有するものに限られるの
であり、この必要条件からＭｇＯとＴｉＮの複合析出物
が最適と本発明者らは考えている。

【００３０】本発明では、Ｍｇ酸化物の粒子径を０．０
０５〜０．１μｍに限定した。０．００５μｍ未満では
ＴｉＮの複合析出がし難くなる上にＨＡＺの熱履歴でＴ
ｉＮが固溶した場合の粒成長抑制効果が少なくなる。逆
に０．１μｍ超では平均的に粒子を分散し、粒子数を確
保することが困難となる。また、ＭｇＯとＴｉＮとの複
合析出物のサイズを０．０５〜０．５μｍの範囲とし
た。０．０５μｍ未満ではいかにＭｇＯ−ＴｉＮ複合析
出物でもオーステナイト粒成長抑制効果が少なくなる。
また、０．５μｍ超では逆にＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物
が破壊起点となって靭性を低下させる。

【００３１】図１は、油出レプリカを透過型電子顕微鏡
で観察したＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を模式的に示した
図である。

【００３２】鋼板から抽出レプリカを作成し、透過型電
子顕微鏡で図１に示したようなＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出
物を観察して１平方ｍｍあたりの個数に換算した。な
お、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物は、ほぼ均一に分散する
ことが望ましい。複合析出物個数が１．０×１０⁵未満
ではオーステナイト粒成長抑制に不十分であり、１．０
×１０⁷超では鋼の清浄度が低下して靭性・延性を低下
させ易いので好ましくない。図１中において、１はＴｉ
Ｎ、２はＭｇＯ、そして３はＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物
を示す。ＭｇＯの粒子径は、図１中に示すＭｇＯの直径
であり、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の大きさは、複合析
出物の長辺の長さ、例えば、図１のｄ₁又はｄ₂の値であ
る。

【００３３】上記のようなサイズおよび個数の粒子を鋼
中に分散させるためにはＡｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｇ、Ｏ含有
量を下記のとおり限定する必要がある。

【００３４】Ａｌを０．００３％以上含有するとアルミ
ナ主体の酸化物が増加し、ＭｇＯの生成が抑制される。
従って、Ａｌを０．００３％未満とする必要がある。Ａ
ｌの下限は特に限定されるものではないが、経済的には
０．０００１％が好ましい。なお、ＡｌはＭｇＯを微細
でほぼ均一に分散するには０．００１％以下とすること
が望ましい。

【００３５】Ｔｉは、ＴｉＮ生成に必須の元素である。
０．００５％未満ではＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出でのＴｉ
Ｎ生成量が不十分であり、０．０２５％を超えるとＭｇ
Ｏ−ＴｉＮ複合析出物中に粗大なＴｉＮが生成するため
に靭性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０．００５
〜０．０２５％とした。しかし、粗大なＴｉＮ析出を防
止してＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．０１５
％以下とすることが望ましい。

【００３６】Ｎも、ＴｉＮ生成に必要な元素である。
０．００２％未満ではＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物中にＴ
ｉＮ生成が不十分となる。０．００８％超では粗大Ｍｇ
Ｏ−ＴｉＮ複合析出物で粗大ＴｉＮを生成して靭性を低
下させる。従って、Ｎの範囲を０．００２〜０．００８
％とした。また、ＴｉＣ析出による靭性低下を抑制する
ために、Ｔｉ／Ｎ比を３．４以下とすることが望まし
い。しかし、粗大ＴｉＮ析出防止と他の靭性向上のため
には０．００６％以下とすることが望ましい。

【００３７】Ｍｇは、ＭｇＯ生成に必須な元素である。
０．０００２％未満では必要なＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出
物の核となるＭｇＯ粒子を得ることはできない。０．０
０５％超では粗大ＭｇＯが生成して靭性・延性を低下さ
せる。従ってＭｇの範囲を０．０００２〜０．００５％
とした。しかし、粗大なＭｇＯを抑制し、ＭｇＯを微細
でほぼ均一に分散するには０．００１５〜０．００４％
とすることが望ましい。

【００３８】Ｏは、ＭｇＯ生成に必須の元素である。
０．０００５％未満では必要なＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出
物の核となるＭｇＯ粒子を得ることはできない。０．０
０８％超では粗大ＭｇＯが生成して靭性・延性を低下さ
せる。従ってＯの範囲を０．０００５〜０．００８％と
した。しかし、粗大なＭｇＯを抑制し、ＭｇＯを微細で
ほぼ均一に分散するには０．００１５〜０．００４％と
することが望ましい。

【００３９】また、ＨＡＺ靭性は、オーステナイト粒微
細化と粒内組織微細化だけでなく、合金元素により大き
く変化する。また、母材の強度確保のためにも適正な合
金元素を含有させる必要があるので、以下の理由により
合金元素の範囲を限定した。

【００４０】Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。
０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので
０．０４％を下限値とした。逆にＣを多く含有すると、
脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、
母材・ＨＡＺの靱性を低下させる。０．２％を超えると
靱性低下が顕著となるので、これを上限値とした。な
お、母材・ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには、０．
０４〜０．１５％とすることが望ましい。

【００４１】Ｓｉは、母材強度上昇に有効な元素であ
る。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限
値を０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、
ＨＡＺ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さ
らに、フェライト地を硬化させるので、ＭｇＯ−ＴｉＮ
複合析出物により粒内フェライトを細かくし、有効結晶
粒径を微細化しても靱性向上は得られない。従って、上
限を０．５％とした。なお、ＨＡＺ靭性を向上するため
には０．３以下とすることが望ましい。

【００４２】Ｍｎは、母材の強度上昇に有効な元素であ
る。０．６％未満ではこの効果が得られないので下限値
を０．６％とした。逆に、２．０％超含有すると靱性低
下が顕著となる。従って、上限値を２．０％とした。

【００４３】Ｐは、粒界脆化をもたらし、靱性に有害な
元素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有す
ると靱性低下が顕著となるので、０．０２％を上限とす
る。しかし、母材・ＨＡＺ靭性を更に向上させるために
は０．０１％以下（０％を含む）とすることが望まし
い。

【００４４】Ｓは、伸長ＭｎＳを生成し、板厚方向の特
性を低下させる。０．０２％超のＳを含有すると板厚方
向特性の低下が顕著となるので、上限値を０．０２％と
した。しかし、母材・ＨＡＺを更に向上させるためには
０．０１％以下（０％を含む）とすることが望ましい。

【００４５】さらに、母材強度上昇に効果のある選択元
素の限定範囲を以下の理由で決定した。

【００４６】Ｃｕは、母材強度上昇に有効な元素であ
り、特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させるこ
とにより著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満で
は強度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とし
た。逆に、１．５％超含有すると母鋼材やＨＡＺの脆化
が顕著となるので上限値を１．５％とした。しかし、母
鋼材・及びＨＡＺ靭性を更に向上させるためには過度の
Ｃｕ析出による硬化を防ぐ必要があり、このために１．
０％以下とすることが望ましい。

【００４７】Ｎｉは、焼入れ性を上昇させることにより
母材強度上昇に効果を有し、さらに、靱性を向上させ
る。０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので
下限値を０．０５％とした。逆に、２．０％超含有する
と焼入れ性が高くなりすぎてＨＡＺ硬化組織を生成しや
すくなり、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を
２．０％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接
性とＨＡＺ靭性を向上させるためには１．５％以下とす
ることが望ましい。

【００４８】Ｃｒは、母材強度上昇に効果を有する。
０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を
０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＭｇＯ
−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成して
も、ＨＡＺに硬化組織を生成してＨＡＺ靱性を低下させ
る。従って、上限値を１．０％とした。しかしＨＡＺの
硬化性抑えて溶接性とＨＡＺ靭性を更に向上させるため
には０．５％以下とすることが望ましい。

【００４９】Ｍｏは、母材強度上昇に効果を有する。
０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を
０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＭｇＯ
−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成して
も、ＨＡＺに硬化組織を生成してＨＡＺ靱性を低下させ
る。従って、上限値を１．０％とした。しかし、ＨＡＺ
の硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ靭性を更に向上させる
ためには０．５％以下とすることが望ましい。

【００５０】Ｎｂは、母材の強度上昇および細粒化に有
効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が
得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、
０．０５％超含有するとＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の
析出が顕著となりＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内
フェライトが生成しても、ＨＡＺ靱性低下が著しくな
る。従って、上限値を０．０５％とした。しかし、過度
の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性を更に向上させる
ためには０．０２％以下とすることが望ましい。

【００５１】Ｖは、母材の強度上昇および細粒化に有効
な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得
られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．
１％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著
となりＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライト
が生成しても、ＨＡＺ靱性低下が著しくなる。従って、
上限値を０．１％とした。しかし、過度の炭窒化物析出
を抑制し、ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．０
４％以下とすることが望ましい。

【００５２】Ｂは、制御冷却および焼入れ熱処理を施す
場合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。また、
０．０００４％未満の含有量では強度上昇効果が得られ
ないので下限値を０．０００４％とした。逆に、０．０
０４％超含有するとＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒
内フェライトが生成しても、粗大なＢ窒化物や炭ホウ化
物を析出してこれが破壊の起点となるために靱性を低下
させる。従って、上限値を０．００４％とした。しか
し、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性を更に向
上させるためには０．００２％以下とすることが望まし
い。

【００５３】Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物を生成すること
により伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特
性、特に耐ラメラテアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭを
ともに０．０００５％未満では、この効果が得られない
ので、下限値を０．０００５％とした。逆に、０．００
３％超含有すると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物が増加し、
Ｍｇ酸化物の量が低下する。従って、Ｃａ及びＲＥＭの
上限を０．００３％とした。Ｃａ及びＲＥＭ含有量をＭ
ｇ含有量よりも低くすることが望ましい。なお、Ｃａと
ＲＥＭの含有量は、粗大なＭｇＯを抑制し、ＭｇＯを微
細でほぼ均一に分散するには０．００１５％以下とする
ことが望ましい。

【００５４】本発明のＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物による
溶接融合線（ＦＬ）付近及び溶接熱影響部（ＨＡＺ）で
の、オーステナイト粒成長抑制及び粒内フェライト生成
核としての粒内フェライト変態促進との相乗作用による
ＦＬとＨＡＺの靭性改善は、超大入熱溶接ばかりでなく
大入熱溶接（例えば入熱１００〜２００未満ｋＪ／ｃｍ
程度）でも有効である。

【００５５】鋼の製造方法は、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出
物が所定量存在すれば良いので、鋳造後の加熱、圧延、
熱処理条件は母鋼材に必要とされる機械的性質に応じて
適宜選定すれば良い。

【００５６】例えば、溶鋼の温度を１６５０℃以下と
し、溶鋼Ｏ濃度を０．０１％以下とした状態で適量のＴ
ｉを添加して脱酸を行い、引き続き、適量のＭｇを添加
して脱酸を行う。Ｔｉ酸化物はＭｇにより還元されて微
細なＭｇＯが鋼中に生成し、Ｔｉは溶鋼中に溶解する。
凝固途中あるいは凝固後の冷却過程で図１に示すよう
な、ＭｇＯを核としてＴｉＮが析出したＭｇＯ−ＴｉＮ
複合析出物を鋼中に生成することができる。

【００５７】

【発明の実施の形態】

（実施例）以下に、本発明の実施例を示す。転炉により
鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０ｍｍのスラブ
を製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡＺ靱性
は炭素当量にも大きく依存するので、本発明の効果を確
認するために、ほぼ同一の化学成分でＡｌ、Ｎ、Ｔｉ、
Ｍｇ、Ｏのみを変えた鋼を溶製して比較した。

【００５８】表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械
的性質を示す。

【００５９】表２に示すとおり、制御圧延・制御冷却
法、焼入れ・焼戻し法、および、直接焼入れ・焼戻し法
により鋼板を製造した。板厚は４０〜１００ｍｍとし
た。

【００６０】

【表１】

【００６１】

【表２】 図２に示すエレクトロスラグ溶接又はエレクトロガス溶
接により、溶接試験体を作成した。

【００６２】エレクトロスラグ溶接（ａ）では、溶接の
電流を３８０Ａ、電圧を４６Ｖ、速度を１．１４ｃｍ／
分とした。入熱は９２０ｋＪ／ｃｍである。同図に示す
ように、溶接融合線（ＦＬ）および溶接融合線から３ｍ
ｍ（ＨＡＺ３）の位置がノッチ位置に一致するようにシ
ャルピー衝撃試験片４を採取した。

【００６３】また、板厚を２５ｍｍにそろえて、入熱が
２００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接（ｂ）も実施し
た。電流は、６１０Ａ、電圧は３５Ｖ、速度は４．１ｃ
ｍ／分とした。

【００６４】エレクトロスラグ溶接と同じノッチ位置と
なるようにシャルピー衝撃試験片４を採取した。衝撃試
験は０℃で行い、３本繰り返しの平均値で靱性を評価し
た。結果を表３に示す。

【００６５】図３にエレクトロガス溶接ＨＡＺ靱性（ノ
ッチ位置は溶接融合線ＦＬ）を、図４にエレクトロスラ
グ溶接ＨＡＺ靱性（ノッチ位置は溶接融合線ＦＬ）を示
す。

【００６６】表３から明らかなとおり、発明鋼はＭｇＯ
−ＴｉＮ複合析出物の個数が多く、エレクトロスラグ溶
接ＨＡＺ（ＦＬ付近）のγ粒径が小さく、同時に、粒内
フェライト分率が高い。その結果、超大入熱溶接ＨＡＺ
の靱性が高い。同様に、エレクトロガス溶接でも発明鋼
のＨＡＺ靭性向上が明らかである。比較鋼１３と比較鋼
２５はＭｇを含有するが、Ａｌが本発明範囲より高く、
ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物は十分に生成せず、ＨＡＺ靭
性も低い。比較鋼１７はＭｇを含有するが、本発明範囲
未満であり、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の個数が少な
く、ＨＡＺ靭性も低い。

【００６７】

【表３】

【００６８】

【発明の効果】以上説明したとおり、本発明鋼ではＭｇ
Ｏ−ＴｉＮ複合析出物を鋼中に微細分散させることによ
り入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接の融合線
（ＦＬ）及びＨＡＺのγ粒成長抑制と粒内フェライト変
態促進との相乗作用によりＨＡＺの有効結晶粒が微細化
され、ＨＡＺ靱性を顕著に向上させることができる。本
発明を超大入熱溶接が適用される構造物に適用すること
により、極めて信頼性の高い溶接構造物を製造すること
が可能である。従って、本発明は工業上極めて効果が大
きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を模式的に示した図
である。

【図２】エレクトロスラグ溶接及びエレクトロガス溶接
の条件を示す図である。

【図３】エレクトロガス溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対し
てプロットした図である。

【図４】エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対
してプロットした図である。

【符号の説明】

１ ＴｉＮ ２ ＭｇＯ ３ ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物 ４ 試験片

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇ
   Ｏを核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０
   ５〜０．５μｍのＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を１平方ｍ
   ｍあたり１．０×１０⁵〜１．０×１０⁷個含む鋼である
   ことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた
   溶接用高張力鋼。
2. 【請求項２】 重量％で、０．０４≦Ｃ≦０．２、０．
   ０２≦Ｓｉ≦０．５、０．６≦Ｍｎ≦２．０、Ｐ≦０．
   ０２、Ｓ≦０．０２、Ａｌ＜０．００３、０．００５≦
   Ｔｉ≦０．０２５、０．００２≦Ｎ≦０．００８、０．
   ０００２≦Ｍｇ≦０．００５、０．０００５≦Ｏ≦０．
   ００８、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物より
   なる鋼であることを特徴とする請求項１に記載の超大入
   熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
3. 【請求項３】 請求項２の鋼に、更に母材強度上昇元素
   群を、重量％で、０．０５≦Ｃｕ≦１．５、０．０５≦
   Ｎｉ≦２．０、０．０２≦Ｃｒ≦１．０、０．０２≦Ｍ
   ｏ≦１．０、０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、０．００５
   ≦Ｖ≦０．１、０．０００４≦Ｂ≦０．００４の１種ま
   たは２種以上を含有することを特徴とする請求項２に記
   載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力
   鋼。
4. 【請求項４】 請求項２または３の鋼に、更に硫化物形
   態制御元素群を、重量％で、０．０００５≦Ｃａ≦０．
   ００３、０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００３、の１種ま
   たは２種を含有することを特徴とする請求項２または請
   求項３に記載の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接
   用高張力鋼。