JP2002060892A - 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】種々の条件で溶接しても良好なＨＡＺ靱性を示
す鋼材の提供。 【解決手段】C：0.02％超〜0.05％未満、Si≦1.0％、M
n：0.8〜2.5％、Al：0.002〜0.02％、Ti：0.003〜0.05
％、Nb：0.003〜0.15％、 B：0.0003〜0.004％、N：0.0
01〜0.008％、P≦0.05％を含有し、（Ti/N）≦8.0（t×
Pcm1）^-0.5を満足する鋼材。ここで、Pcm1＝C＋（Si/3
0）＋（Mn/20）＋5Bで、tはmm単位での接合部の厚さを
表す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接熱影響部靱性
に優れた鋼材に関し、詳しくは、鋼管、船舶、タンク、
海洋構造物、建築などの分野に使用され、小入熱溶接で
ある電子ビーム溶接やレーザ溶接から、大入熱溶接であ
るサブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接といった
種々の条件で溶接されても、良好な溶接熱影響部靱性を
示す厚鋼板、鋼帯、形鋼、棒鋼などの鋼材に関する。な
お、以下の説明において「溶接熱影響部」を「ＨＡＺ」
という。

【０００２】

【従来の技術】鋼材を溶接すると、母材の溶接金属に接
するＨＡＺの結晶粒が粗大化して靱性が劣化し、したが
って、溶接構造物自体の靱性劣化が生じる。特に、溶接
金属とＨＡＺの境界部分（以下、「ボンド部」という）
は、組織の粗大化が最も著しく、このボンド部の靱性が
最も劣る。

【０００３】ボンド部の靱性を確保するための最も直接
的な方法は、溶接入熱を制限してボンド部の組織粗大化
を抑制することである。

【０００４】しかし、上記の方法は、ボンド部の組織粗
大化を抑制して微細組織を得るには有効であるものの、
ＨＡＺから粗大組織を完全になくすというわけには行か
ず、しかも小入熱溶接であるため、厚さの厚い鋼板を溶
接する場合には多パスの溶接が必要となって、生産性は
著しく低下してしまう。

【０００５】更に、小入熱溶接の場合には、しばしばＨ
ＡＺの硬化が生じるので、却って靱性が低下してしま
う。電子ビームやレーザーといった指向性高エネルギー
ビームによる溶接を行い、全体として小入熱溶接とした
場合にも、同様なＨＡＺの硬化による靱性劣化が生じ
る。ＨＡＺの硬化による溶接部の靱性低下を回避するた
めに、一般に炭素当量（以下、Ｃeqと記す）の制限が行
われる。このＣeqとしては、元素記号をその元素の質量
％での含有量として、例えば次の (3)式が提案されてい
る。 Ｃeq＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｎｉ／４０）＋（Ｃｒ／５）＋ （Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）・・・(3) しかし、Ｃeqを管理する方法は、特に合金元素の削減に
主眼をおくものである。したがって、その鋼材が使用さ
れる構造物の設計に強い制限を加えることになるので、
必ずしも満足の行く方法ではない。

【０００６】ＨＡＺの靱性改善については、特開平１０
−８８２７６号公報に、希土類元素（以下、「ＲＥＭ」
という）、Ｖ、Ｎ、Ｏ及びＢを適正添加することによっ
て、小入熱から大入熱溶接のＨＡＺにおけるオーステナ
イト粒径の粗大化防止と粒内フェライトの析出を促進さ
せる技術が開示されている。オーステナイト粒径の粗大
化防止と粒内フェライト析出の促進は、いずれも焼入れ
性を下げる効果を持つため、この公報で提案された技術
によればＨＡＺ硬化の抑制も期待できる。しかし、高価
なＲＥＭを含むものであるため、鋼材コストが嵩んでし
まう。

【０００７】特公平４−２８４７４号公報には、鋼材に
特定サイズのＴｉ酸化物を均一に分散させて、電子ビー
ム溶接などの低酸素溶接手段によって得られる溶接金属
の低温靱性を高める技術が提案されている。この公報で
開示された技術によれば、確かに溶接金属は組織が微細
化されて高靱化される。しかし、前記の効果は必ずしも
ＨＡＺにまで及ぶものではなく、したがって、必ずしも
ＨＡＺ靱性を改善できるというものでもない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、その目的は、小入熱溶接である電
子ビーム溶接やレーザ溶接から、大入熱溶接であるサブ
マージアーク溶接やエレクトロガス溶接といった種々の
条件で溶接されても、良好なＨＡＺ靱性、具体的には、
後述の実施例における図１（ａ）、（ｂ）に示すよう
に、溶接金属とＨＡＺの境界部（つまりボンド部）から
採取したＶノッチシャルピー試験片を用いた衝撃試験
で、幅１０ｍｍのフルサイズ試験片を用いた場合には−
３０℃以下、幅５ｍｍのサブサイズ試験片を用いた場合
には−５０℃以下という低いエネルギー遷移温度を確保
できる鋼材を提供することにある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は下記
（１）、（２）に示す鋼材にある。

【００１０】（１）質量％で、 Ｃ：０．０２％を超えて０．０５％未満、 Ｓｉ：１．０％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ａｌ：０．００２〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００３〜０．１５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００４％、 Ｎ：０．００１〜０．００８％、 Ｐ：０．０５％以下、 を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記 (1)式
を満足する鋼材。

【００１１】 （Ｔｉ／Ｎ）≦８．０（ｔ×Ｐcm1 ）^-0.5 ・・・(1) なお、Ｐcm1 ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋
５Ｂで、各式における元素記号はその元素の質量％での
含有量を表し、 (1)式におけるｔはｍｍ単位での接合部
の厚さを表す。

【００１２】（２）上記（１）に記載の成分に加えて更
に、質量％で、 第１群：Ｃｕ：０．０５〜２．５％、 第２群：Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｃｒ：０．０５〜
２．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５％、Ｖ：０．００３
〜０．１０％のうちの１種以上、 第３群：Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％ の１群以上をも含み、下記 (2)式を満足する溶接熱影響
部靱性に優れた鋼材。

【００１３】 （Ｔｉ／Ｎ）≦８．０（ｔ×Ｐcm2 ）^-0.5 ・・・(2) なお、Ｐcm2 ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋
（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋
（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂで、各式における
元素記号はその元素の質量％での含有量を表し、 (2)式
におけるｔもｍｍ単位での接合部の厚さを表す。

【００１４】この明細書でいう「接合部の厚さ」とは、
母材の板厚そのものを指す。

【００１５】本発明者らは、上記の課題を解決するため
に、実験室レベル及び試験製造ラインで様々な試験を行
い、ＨＡＺ靱性向上の可能性を調査した。その結果、下
記の知見を得た。 （ａ）ＨＡＺには、Ｃが濃縮した硬質相が形成され、こ
の硬質相が靱性劣化の原因となるが、鋼中のＡｌ含有量
を低減することによって前記硬質相が減少し、ＨＡＺ靱
性が向上する。 （ｂ）ＴｉとＮを適正量含有させることでＴｉＮが形成
されて、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化が抑制さ
れ、ＨＡＺ組織を改善することができる。しかし、Ｔｉ
Ｎは微細であっても介在物として靱性劣化の原因となる
ため、ＴｉとＮの含有量を厳密に規制する必要がある。
更に、オーステナイト粒径が同じ場合でも、（Ｔｉ／
Ｎ）の値が大きいほど靱性が劣化する傾向があるため、
（Ｔｉ／Ｎ）の値に上限を設けることが重要である。 （ｃ）前記した良好なＨＡＺ靱性を確保するための（Ｔ
ｉ／Ｎ）の上限値は、接合部の厚さｔが厚いほど、又、
Ｐcm1 の値やＰcm2 の値が大きいほど、小さくする必要
がある。これは、接合部の厚さｔが厚いほど周囲からの
抜熱が大きいために溶接後の冷却速度が大きく、又、Ｐ
cm1 の値やＰcm2 の値が大きいほど焼きが入りやすくな
るためと考えられる。なお、以下の説明においては、前
記Ｐcm1 及びＰcm2 をまとめてＰcmということもある。 （ｄ）実験的に上記良好なＨＡＺ靱性を確保するための
（Ｔｉ／Ｎ）の上限値は、ｍｍ単位での接合部の厚さｔ
及びＰcmで表すことができ、（Ｔｉ／Ｎ）の値が８．０
（ｔ×Ｐcm）^-0.5 以下の場合に、前記した良好なＨＡ
Ｚ靱性が確保できる。 （ｅ）Ｃ含有量を低減すればＨＡＺ靱性は改善する。し
かし、Ｃ含有量を０．０２％以下にまで低減すると、引
張試験を行った際に明瞭な降伏点が現れなくなって構造
物用として使用し難くなるので、これを避けるために
０．０２％を超えるＣを含有させる必要がある。Ｃ含有
量が０．０２％を超える場合のＨＡＺ靱性は、Ｃ含有量
が０．０２％以下の場合よりも劣化するが、前記（ｄ）
で述べた（Ｔｉ／Ｎ）の上限規定と（ａ）で述べたＡｌ
含有量の低減によって、高Ｃ含有量に起因する硬質相の
形成が抑制され、良好なＨＡＺ靱性が維持できる。本発
明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。

【００１６】

【発明の実施の形態】以下、本発明の要件について詳し
く説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質
量％」を意味する。

【００１７】Ｃ：０．０２％を超えて０．０５％未満 Ｃは、強度を確保するために有効な元素であるが、その
含有量が０．０２％以下では添加効果に乏しく、しかも
引張試験を行った際に明瞭な降伏点が現れなくなって構
造物用として使用し難い。一方、Ｃ含有量が０．０５％
以上の場合にはＨＡＺ靱性が低下し、所望のＨＡＺ靱性
が確保できない。したがって、Ｃの含有量を０．０２％
を超えて０．０５％未満とした。なお、Ｃ含有量は０．
０２５％以上とすることが好ましい。

【００１８】Ｓｉ：１．０％以下 Ｓｉは、脱酸作用があり、鋼材の強度上昇にも寄与する
が、１．０％を超えて含有させた場合、靱性の低下をも
たらすため、１．０％を上限とする必要がある。なお、
鋼の脱酸に支障をきたさない限り、Ｓｉ含有量は幾ら少
なくとも問題はなく、０．０１％程度であってもよい。

【００１９】Ｍｎ：０．８〜２．５％ Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、強度を確保するのに有効
な成分である。しかし、その含有量が０．８％未満で
は、焼入れ性が不足して強度、靱性が得難いので、所望
の性能を有する鋼材を製造することが難しい。一方、
２．５％を超えて含有させると、偏析が増すとともに焼
入れ性が高くなりすぎて、溶接した場合にＨＡＺ及び母
材の靱性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．
８〜２．５％とした。

【００２０】Ａｌ：０．００２〜０．０２％ Ａｌは脱酸のために必須の元素であり、本発明の鋼材の
場合、０．００２％以上の含有量が必要である。しか
し、ＡｌはＨＡＺにおいてＣの濃縮した硬質相の形成を
促進し、ＨＡＺ靱性を低下させてしまう。特にその含有
量が０．０２％を超えると、硬質相の形成によるＨＡＺ
靱性の低下が著しい。したがって、Ａｌの含有量を０．
００２〜０．０２％とした。

【００２１】Ｔｉ：０．００３〜０．０５％ Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、オーステナイト
粒の成長を抑制して組織、なかでもＨＡＺ組織を微細化
する作用を有する。しかし、その含有量が０．００３％
未満では、ＴｉＮの生成量が少なすぎるため、オーステ
ナイト粒、特に、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の成
長を十分に抑制できないので、ＨＡＺ靱性が低下してし
まう。一方、ＴｉＮは微細であっても介在物として靱性
低下の原因となるので、Ｔｉの含有量は厳密に規制する
必要があり、０．０５％を超えると靱性低下が著しくな
る。したがって、Ｔｉの含有量を０．００３〜０．０５
％とした。

【００２２】Ｎｂ：０．００３〜０．１５％ Ｎｂは、焼入れ性を向上させて強度を高めるだけでな
く、圧延時に、未再結晶温度域を広げて制御圧延効果を
高め、組織を細粒化して母材の高靱化に有効に働く。
又、再加熱焼入れ処理を行う場合にも、Ｎｂの炭窒化物
がオーステナイト粒の粗大化を抑制するため、細粒組織
を得るのに有効である。こうした好ましい効果を得るた
めには、Ｎｂを０．００３％以上含有させる必要があ
る。しかし、０．１５％を超えて含有させても、前記の
効果は飽和しコストが嵩むばかりである。したがって、
Ｎｂの含有量を０．００３〜０．１５％とした。

【００２３】Ｂ：０．０００３〜０．００４％ Ｂは、オーステナイト粒界に偏析して界面エネルギーを
下げるため、微量の添加で焼入れ性を向上させて、強度
を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．００
０３％未満では添加効果に乏しい。一方、０．００４％
を超えて含有させてもその効果が飽和する。このため、
Ｂの含有量を０．０００３〜０．００４％とした。

【００２４】Ｎ：０．００１〜０．００８％ Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、オーステナイト
粒の成長を抑制して組織、なかでもＨＡＺ組織を微細化
する作用を有する。しかし、その含有量が０．００１％
未満では、ＴｉＮの生成量が少なすぎるため、オーステ
ナイト粒、特に、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の成
長を十分に抑制できないので、ＨＡＺ靱性が低下してし
まう。一方、ＴｉＮは介在物として靱性低下の原因とな
るし、固溶Ｎが多くなっても靱性低下が顕著になるの
で、Ｎの含有量は厳密に規制する必要がある。特に、Ｎ
の含有量が０．００８％を超えると、粗大なＴｉＮや固
溶Ｎによる靱性低下が顕著になる。したがって、Ｎの含
有量を０．００１〜０．００８％とした。

【００２５】Ｐ：０．０５％以下 Ｐは粒界に偏析して靱性を低下させ、更に、溶接時に高
温割れを生じさせる。特にその含有量が０．０５％を超
えると、靱性の低下及び溶接時の高温割れ発生が著しく
なる。したがって、Ｐの含有量を０．０５％以下とし
た。なお、Ｐは延性破面率を低下させ、特に、米国石油
協会（ＡＰＩ）規格のＸ７０グレード以上の高強度材に
おける延性破面率の低下をもたらす。したがって、Ｘ７
０グレード以上の高強度を得る場合には、Ｐの含有量を
０．０２％以下とすることが望ましい。

【００２６】本発明のＨＡＺ靱性に優れた鋼材には、上
記の各成分元素に加えて更に、前記第１群〜第３群のう
ちの１群以上を含んでいてもよい。これらの合金元素の
作用効果と望ましい含有量は下記のとおりである。

【００２７】Ｃｕ：０．０５〜２．５％ Ｃｕには強度及び耐食性を高める作用があるので、一層
高い強度及び一層良好な耐食性を確保させる目的で含有
させるが、Ｃｕ含有量が０．０５％未満ではその効果が
得難い。なお、Ｃｕを０．５％以上含有させると、鋼材
を焼入れ−焼戻し処理する場合にはＣｕが時効析出する
ので、より高い強度が得られる。しかし、２．５％を超
えて含有させても、前記の効果は飽和しコストが嵩むば
かりである。したがって、Ｃｕを添加する場合には、そ
の含有量を０．０５〜２．５％とするのがよい。

【００２８】Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｃｒ：０．０
５〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５％、Ｖ：０．０
０３〜０．１０％ Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶには焼入れ性を高める作用があ
るので、鋼材が大型構造物に使用される場合の焼入れ性
を確保する目的で含有させてもよい。上記焼入れ性を高
めることに加えてＮｉには固溶状態において鋼のマトリ
ックス（素地）の靱性を高める作用、Ｃｒには耐炭酸ガ
ス腐食性を高める作用、Ｍｏには高温強度を高める作
用、Ｖには焼戻し時の炭窒化物の析出で強度を大きく高
める作用がある。しかし、Ｎｉ含有量が０．０５％未
満、Ｃｒ含有量が０．０５％未満、Ｍｏ含有量が０．０
３％未満、Ｖ含有量が０．００３％未満ではその効果が
得難い。一方、Ｎｉを４．０％を超えて、Ｃｒを２．０
％を超えて、又、Ｖを０．１０％を超えて含有させても
その効果は飽和しコストが嵩むばかりであるし、Ｃｒを
２．０％を超えて含有させた場合には、ＨＡＺが硬化し
て靱性の低下が生じ所望のＨＡＺ靱性が得られない。
又、Ｍｏを０．５％を超えて含有させるとＨＡＺ靱性の
低下が著しくなって所望の特性が得られない。したがっ
てＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種以上を添加する場合に
は、Ｎｉの含有量を０．０５〜４．０％、Ｃｒの含有量
を０．０５〜２．０％、Ｍｏの含有量を０．０３〜０．
５％、Ｖの含有量を０．００３〜０．１０％とするのが
よい。なお、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種以上を添加す
る場合において、Ｎｉの含有量は０．１〜４．０％、Ｃ
ｒの含有量は０．０５〜１．５％とするのが好ましく、
特に前記した量のＣｕを含有させる場合にはＣｕチェッ
キングを防止するためにＮｉをＣｕ含有量の１／３以上
含有させるのがよい。

【００２９】Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％ Ｃａには鋼中のＳと反応して溶鋼中で酸・硫化物（オキ
シサルファイド）を形成し、この酸・硫化物はＭｎＳな
どと異なって圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧
延後も球状であるため、延伸した介在物の先端などを割
れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する作用
がある。したがって、上記の割れを防止する目的でＣａ
を含有させるが、０．０００５％未満の含有では効果が
得難い。一方、Ｃａの含有量が０．０１０％を超えると
介在物が過度に増加して破面遷移温度が上昇するなど靱
性の低下を招く場合がある。したがって、Ｃａを添加す
る場合には、その含有量を０．０００５〜０．０１０％
とするのがよい。

【００３０】本発明においては、上記に加えて、更にＴ
ｉ、Ｎ及びＰcmに関する下記の式を規定する。なお、Ｐ
cmがＰcm1 及びＰcm2 をまとめたものを指すことは既に
述べたとおりである。

【００３１】（Ｔｉ／Ｎ）≦８．０（ｔ×Ｐcm ）^-0.5 ＴｉＮでオーステナイト粒の成長を抑制すれば、ＨＡＺ
の焼入れ性は低下するが、オーステナイト粒径が同じ場
合でも、焼入れ性は（Ｔｉ／Ｎ）の値によって変化す
る。このため、ＨＡＺの硬化、なかでも小入熱溶接する
場合のＨＡＺの硬化を抑制するためには、ＴｉとＮの含
有量を制御すると同時に、（Ｔｉ／Ｎ）の値も制限する
必要がある。すなわち、各成分元素の値を既に述べた範
囲に制限しても、（Ｔｉ／Ｎ）の値が１６．０（ｔ×Ｐ
cm）^-0.5を超える場合には、所望のＨＡＺ靱性を確保で
きない。したがって、（Ｔｉ／Ｎ）の値を８．０（ｔ×
Ｐcm）^-0.5以下とした。なお、（Ｔｉ／Ｎ）の値は７．
０（ｔ×Ｐcm ）^-0.5以下とするのが好ましい。

【００３２】

【実施例】表１に示す化学組成を有する鋼を通常の方法
によって真空溶解炉で溶製し、１８０ｋｇ丸形インゴッ
トを得た。なお、表１には、後述の表２に示す母材の板
厚（すなわち接合部の厚さ）ｔと化学組成とから求めた
８．０（ｔ×Ｐcm ）^-0.5の値も併せて示した。

【００３３】表１における鋼１〜９は化学組成が本発明
で規定する範囲内にあり、しかも、それを素材鋼とする
鋼材が本発明で規定する (1)式や (2)式を満たすもので
ある。一方、鋼１０〜１８は少なくとも成分のいずれか
が本発明で規定する含有量の範囲から外れるか、鋼材が
本発明で規定する (1)式や (2)式を満たさないものであ
る。ここで、鋼１と鋼１０、鋼２と鋼１１、鋼３と鋼１
２、鋼４と鋼１３、鋼５と鋼１４、鋼６と鋼１５、鋼７
と鋼１６、鋼８と鋼１７、鋼９と鋼１８はそれぞれＭ
ｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量をほぼ等しく
したものである。

【００３４】

【表１】 次いで、上記インゴットを通常の方法で熱間鍛造して鋼
片とし、更にこれらの鋼片を１１００℃に加熱してか
ら、９５０℃以下の累積圧下率が５５％又は６５％とな
るように熱間圧延して厚さ９．５〜４０．０ｍｍに仕上
げた。熱間圧延後は７５０℃又は８００℃から水で強制
冷却して圧延後直接焼入れし、鋼板表面の温度が５００
℃になった時点で水冷を停止し、以後は大気中放冷し
た。なお、一部のものについては常温まで水冷し、その
後６００℃で焼戻し処理を行った。この製造条件の詳細
を表２に示す。

【００３５】

【表２】 こうして得られた板厚９．５〜４０．０ｍｍの鋼板の板
厚中央部から、JIS Z2201(1998)に記載の４号引張り試
験片とJIS Z 2202(1998)に記載のＶノッチシャルピー衝
撃試験片をいずれも圧延方向に対して直角の方向から採
取し、引張試験とシャルピー衝撃試験を行って母材の性
能（降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び５０％破
面遷移温度_VＴ_S）を調査した。なお、板厚が１２．７〜
４０．０ｍｍの鋼板からは幅が１０ｍｍのフルサイズシ
ャルピー衝撃試験片を、板厚が９．５ｍｍの鋼板からは
幅が５ｍｍのサブサイズシャルピー衝撃試験片を採取し
た。この母材の性能調査結果を表２に併せて示す。

【００３６】更に、前記板厚９．５〜４０．０ｍｍの鋼
板を表３に示すサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）、電子
ビーム溶接（ＥＢ）、レーザ溶接（ＬＳ）の３種類のい
ずれかの方法で溶接し、溶接部から各種試験片を採取し
て、溶接継手引張性能、ＨＡＺ最高硬さ及びＨＡＺ靱性
を調査した。なお、サブマージアーク溶接は、ルートギ
ャップが１〜２ｍｍのＶ開先に対して、２０ｋＪ／ｃｍ
の条件で通常の多層溶接を行った。

【００３７】レーザ溶接は、大気圧Ａｒガスシールド雰
囲気中で、ルートギャップ無しのＩ開先に対して、出力
１０ｋＷの炭酸ガスレーザを用いて実施し、又、電子ビ
ーム溶接は、真空チャンバー内で、電圧１５０ｋＶ、電
流１５０ｍＡ、振幅０．８ｍｍの条件で、ルートギャッ
プ無しのＩ開先に対して、速度２０〜８０ｃｍ／ｍｉｎ
で行った。

【００３８】ＨＡＺ靱性は、図１（ａ）、同図（ｂ）に
示すようにして、すなわち、溶接線にＶノッチ底を一致
させ、鋼板表面から１ｍｍ下の位置に側面を一致させる
ようにしてJIS Z 2202(1998)に記載のＶノッチシャルピ
ー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行ってエ
ネルギー遷移温度（_VＴ_E）を調査した。なお、採取した
Ｖノッチシャルピー試験片の幅は、母材の板厚が１２．
７〜４０．０ｍｍの場合が１０ｍｍで、母材の板厚が
９．５ｍｍの場合が５ｍｍである。

【００３９】継手引張り試験は、図１（ａ）、同図
（ｂ）に示すように溶接金属の中心が引張り試験片の中
心に位置するようにし、板厚中央部からJIS Z 2201に記
載の４号丸棒引張り試験片を採取して行った。

【００４０】ＨＡＺ最高硬さは、溶接方向に直角な断面
を試験面として、試験力４．９０３Ｎで硬さ分布を測定
することによって求めた。なお、ＥＢ及びＬＳの場合に
は、ビーム入射側の鋼板表面から１ｍｍの深さにおける
硬さ分布を測定した。一方、ＳＡＷの場合には、最終溶
接パス側の鋼板表面から１ｍｍの深さにおける硬さ分布
を測定した。表３に、溶接継手引張性能、ＨＡＺ最高硬
さ及びＨＡＺ靱性を併せて示す。

【００４１】

【表３】 表２から明らかなように、それぞれＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量をほぼ等しくした鋼１と鋼１
０、鋼２と鋼１１、鋼３と鋼１２、鋼４と鋼１３、鋼５
と鋼１４、鋼６と鋼１５、鋼７と鋼１６、鋼８と鋼１
７、鋼９と鋼１８の母材性能（ＹＳ、ＴＳ及び_VＴ_S）に
は大きな差異は認められない。

【００４２】しかし、表３に示すように溶接後のＨＡＺ
最高硬さ及びＨＡＺ靱性には明らかな差が認められる。

【００４３】すなわち、化学組成が本発明で規定する範
囲内にあり、しかも、それを素材鋼とする鋼材が本発明
で規定する (1)式や (2)式を満たす試験番号１〜９の場
合には、ＨＡＺ最高硬さもＨｖ硬さで高々３１５であり
ＨＡＺ靱性も幅１０ｍｍのフルサイズシャルピー試験片
での_VＴ_Eが−４７℃以下、幅５ｍｍのサブサイズシャル
ピー試験片での_VＴ_Eが−７５℃と良好である。これに対
して、少なくとも鋼の成分のいずれかが本発明で規定す
る含有量の範囲から外れるか、鋼材が本発明で規定する
(1)式や (2)式を満たさない試験番号１０〜１８の場合
には、前記試験番号１〜９に比べてＨＡＺ最高硬さが高
い。更に、ＨＡＺ靱性は幅１０ｍｍのフルサイズシャル
ピー試験片での_VＴ_Eが−２５℃以上、幅５ｍｍのサブサ
イズシャルピー試験片での_VＴ_Eが−３４℃と高く、所望
のＨＡＺ靱性が確保できていない。

【００４４】

【発明の効果】本発明の鋼材は、小入熱から大入熱の種
々の条件で溶接してもＨＡＺ靱性に優れているので、鋼
管、船舶、タンク、海洋構造物、建築などの分野に使用
することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例において溶接部からシャルピー衝撃試験
片と丸棒引張試験片を採取した方法を説明する図で、
（ａ）はサブマージアーク溶接した溶接部からの試験片
採取方法、（ｂ）は電子ビーム溶接又はレーザ溶接した
溶接部からの試験片採取方法である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】質量％で、 Ｃ：０．０２％を超えて０．０５％未満、 Ｓｉ：１．０％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ａｌ：０．００２〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００３〜０．１５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００４％、 Ｎ：０．００１〜０．００８％、 Ｐ：０．０５％以下、 を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記 (1)式
   を満足する鋼材。 （Ｔｉ／Ｎ）≦８．０（ｔ×Ｐcm1 ）^-0.5 ・・・(1) なお、Ｐcm1 ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋
   ５Ｂで、各式における元素記号はその元素の質量％での
   含有量を表し、 (1)式におけるｔはｍｍ単位での接合部
   の厚さを表す。
2. 【請求項２】請求項１に記載の成分に加えて更に、質量
   ％で、 第１群：Ｃｕ：０．０５〜２．５％、 第２群：Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｃｒ：０．０５〜
   ２．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５％、Ｖ：０．００３
   〜０．１０％のうちの１種以上、 第３群：Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％ の１群以上をも含み、下記 (2)式を満足する鋼材。 （Ｔｉ／Ｎ）≦８．０（ｔ×Ｐcm2 ）^-0.5 ・・・(2) なお、Ｐcm2 ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋
   （Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋
   （Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂで、各式における
   元素記号はその元素の質量％での含有量を表し、 (2)式
   におけるｔもｍｍ単位での接合部の厚さを表す。