JP2002180179A - 超大入熱溶接用高張力鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上（例えば1500kJ
／cm程度でも）の超大入熱溶接における熱影響部靭性に
優れた超大入熱溶接用高張力鋼を提供する。 【解決手段】 粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍ
ｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０⁵
〜１．０×１０⁷ 個含む。質量％で、０．０４≦Ｃ≦
０．２５、０．０２≦Ｓｉ≦０．５、０．１≦Ｍｎ≦
２．０、Ｐ≦０．０２、０．００２≦Ｓ≦０．０２、
０．０３≦Ｃｕ≦１．５、０．０１５≦Ａｌ≦０．５、
０．０００５≦Ｍｇ≦０．００５を含有する。また、選
択元素としてＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの
１種または２種以上を適量含有する。微細（Ｍｎ, Ｍ
ｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子のピン止め作用により超大入熱溶接Ｈ
ＡＺのγ粒成長を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる。

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・橋梁等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）靭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７５
０〜１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靭性を有
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２００ｋＪ／ｃｍ未満）とは
異なり、溶接融合線（ＦＬ）付近や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（超大入熱溶接では大入熱溶接の数倍〜数十倍長時
間滞留する）、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著
であり、ＨＡＺの靭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部の靭
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部の靭性向上に
関しては以下に示すように多くの知見・技術があるが、
上記の通り、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靭性向上技術
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靭性向上は大きく
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Ｔ
ｉＮ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開
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靭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 個／ｍｍ³ の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靭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
靭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靭性が向
上する技術が開示されている。

【００１０】特開平９−１５７７８７号公報には、Ｍｇ
含有酸化物を１平方ｍｍあたり４０，０００〜１００，
０００個含み、且つ、粒子径が０．２０〜５．０μｍの
Ｔｉ含有酸化物とＭｎＳからなる複合体を１平方ｍｍあ
たり２０〜４００個含む鋼では、オーステナイト粒成長
抑制と粒内フェライト変態促進により超大入熱溶接ＨＡ
Ｚ靭性を向上できる技術が開示されている。

【００１１】特開平１１−２８６７４３号公報には、粒
子径が０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ
（Ｏ、Ｓ）の２種以上を含む鋼では、これらの微細粒子
によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接Ｈ
ＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】「鉄と鋼」、第６１年
（１９７５）第１１号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１３５０℃以
上の滞留時間が極めて長いために、ほとんどのＴｉＮは
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ＨＡＺの靭性には適用
できない。

【００１３】特開昭６０−１８４６６３号公報に開示さ
れた技術はＲＥＭの硫化・ 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。硫化・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、これだけで靭性向上をはかることはできない。

【００１４】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
靭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
大入熱溶接で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。

【００１５】特開平２−２５４１１８号公報に開示され
た技術は、ＴｉＮ−ＭｎＳ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、エレクトロスラグあるいはエレクトロガス溶接のよ
うな超大入熱溶接においては１３５０℃以上の滞留時間
が長く、この間に多くのＴｉＮは固溶してしまうために
フェライト変態核が消失し、その効果が十分には発揮で
きない。

【００１６】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変
態だけでは超大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上には限度があ
る。

【００１７】特開平９−１５７７８７号公報に開示され
た技術は本発明者らによるものであり、０．０１〜０．
２０μｍの微細なＭｇ含有酸化物によるオーステナイト
粒成長抑制と０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有酸化物と
ＭｎＳからなる複合体による粒内フェライト変態促進に
より超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる。しかしなが
ら、Ｔｉ含有酸化物の生成にはＡｌ量を０．００５％以
下に抑制する必要があり、従来のＡｌ添加鋼の利点を損
なう。すなわち、従来のＡｌ量が０．０１０〜０．５％
程度のＡｌ脱酸鋼においては、鋼中のＡｌによる酸化発
熱を利用することで溶鋼温度を容易に制御することがで
き、安価かつ安定な鋼の量産を可能にしてきた。Ａｌ添
加量を０．００５％程度以下に制限すると、溶鋼加熱装
置による加熱等の、Ａｌの酸化発熱による溶鋼温度制御
を代替する手段が必要となる。溶鋼中のＡｌは大気中の
酸素による溶鋼汚染防止の役割も有し、また、Ａｌは窒
化物を形成することで材質確保に有効であることも広く
知られており、Ａｌ量の０．００５％以下への低減はこ
れらのＡｌ添加の利点を損なうことが課題として残る。

【００１８】特開平１１−２８６７４３号公報に開示さ
れた技術も本発明者らによるものであり、０．００５〜
０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ、Ｓ）の２種以
上を含む鋼では、これらの微細粒子によるオーステナイ
ト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上でき
る。しかしながら、微細なＭｇＯの生成にはＡｌ量を
０．０１％以下に抑制する必要があり、やはり、上述し
たＡｌ添加の利点を損なうことが課題として残る。

【００１９】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・橋梁等で
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靭性に優れた
溶接用高張力鋼をＡｌ添加鋼を前提に提供することにあ
る。

【００２０】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、超大入熱
溶接ＨＡＺの靭性向上にはＨＡＺ組織の微細化が必須で
あり、これはＨＡＺのオーステナイト粒成長を著しく抑
制することにより可能であること、さらに、Ａｌ添加鋼
を前提として、微細な（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子が１
３５０℃以上の高温で極めて安定であり、かつ微細分散
が可能であることを新規に知見した。この新規知見によ
りＨＡＺのオーステナイト粒成長を著しく抑制し得るこ
と、その結果、超大入熱ＨＡＺ靭性を大きく向上できる
ことを知見して本発明を成した。

【００２１】本発明の要旨は次の通りである。 （１）粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ，Ｍ
ｇ，Ｃｕ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０⁵ 〜１．
０×１０⁷ 個含むものであることを特徴とする超大入熱
溶接用高張力鋼。 （２）質量％で、 ０．０４≦Ｃ≦０．２５、 ０．０２≦Ｓｉ≦０．５、 ０．１≦Ｍｎ≦２．０、 Ｐ≦０．０２、 ０．００２≦Ｓ≦０．０２、 ０．０３≦Ｃｕ≦１．５、 ０．０１５＜Ａｌ≦０．５、 ０．０００５≦Ｍｇ≦０．００５、 を含有し、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ，
Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０⁵ 〜
１．０×１０⁷ 個含み、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超大入熱溶接用高張
力鋼。（３）更に母材強度上昇元素群を、重量％で、 ０．０５≦Ｎｉ≦２．０、 ０．０２≦Ｃｒ≦１．０、 ０．０２≦Ｍｏ≦１．０、 ０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、 ０．００５≦Ｖ≦０．１、 ０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、 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
（２）記載の超大入熱溶接用高張力鋼にある。

【００２２】また、本発明で言うところの「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」、
ＪＩＳ Ｇ３１１８「中・常温圧力容器用炭素鋼鋼
板」、ＪＩＳ Ｇ３１２４「中・常温圧力容器用高強度
鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２６「低温用圧力容器用炭素鋼
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】

【発明の実施の形態】このような超大入熱溶接用高張力
鋼を、大量の製造実績があり優れた量産プロセスである
Ａｌ脱酸を前提に製造する。本発明者らは、超大入熱溶
接ＨＡＺの組織と靭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
たは靭性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接Ｈ
ＡＺ靭性は限られたものであり、靭性向上にはＨＡＺの
オーステナイト粒を著しく微細化する必要があるとの結
論に達した。

【００２４】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、窒化物の中で最も熱的に安定であるとされるＴｉＮ
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、高温で安定である粒子の利
用が必須となる。しかしながら、従来技術のＲＥＭある
いはＣａ酸化物（酸化・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。

【００２５】本発明者らは、これまでに各種の粒子につ
いて比較検討した結果、微細なＭｇ含有酸化物が有効で
あることをすでに知見している。しかしながら、これら
の微細酸化物を鋼中に多量に生成させるには、鋼中のＡ
ｌ量を例えば０．００５％程度以下に抑制する必要があ
り、先に述べたようにＡｌ添加の利点を損なう。

【００２６】本発明者らはＡｌ脱酸鋼を前提に各種の粒
子について比較検討した結果、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ
粒子が高温で安定で、しかも微細分散に適した粒子であ
ることを新規に知見した。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、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｓ、Ａｌ添加量などを
制御することにより、微細な（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓを
鋼中に多量に微細分散させることが可能である。

【００２７】従来よりＡｌ脱酸鋼には０．１〜２％程度
のＭｎおよび０．００２〜０．０２％程度のＳは添加さ
れており、ＭｎＳを形成することは広く知られている。
このＭｎＳは高温で不安定であり溶解してしまうため、
オーステナイト粒微細化粒子にはなり得なかった。しか
しながら、ＭｎＳ中のＭｎのいくつかがＭｇとＣｕに置
き換わったと考えられる（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓでは、
ＭｎＳとはその性質が全く異なり、高温で極めて安定で
あり、しかも容易に微細分散することができる。（Ｍ
ｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓが高温で安定でありしかも微細分散
しやすい理由は現在の所不明である。

【００２８】単に鋼中にＭｇを添加しただけでは（Ｍ
ｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓはほとんど生成しない。その理由は
Ｍｇが強脱酸元素であり酸化物となってしまうことにあ
る。Ｍｇは蒸気圧が高く、多量に添加しても溶鋼中に歩
留りにくい元素である。このため、０．０００５〜０．
００５％程度の微量のＭｇが酸化物として消費されてし
まうのを防ぎ、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓを生成させるこ
とは極めて重要となる。図１にＭｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｓ添
加量が本発明範囲内の鋼における、０．００５〜０．５
μｍの大きさの（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子の個数に及
ぼすＡｌ添加量の影響を示す。Ａｌ添加量が０．０１５
％未満では（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子の個数は少な
い。この時のＭｇは主にＭｇＡｌ₂ Ｏ₄ あるいはＭｇＯ
として酸化物として存在する。一方、Ａｌ添加量が０．
０１５％以上では、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子の個数
が顕著に増加し、酸化物はＡｌ₂ Ｏ₃ 主体でＭｇの多く
は（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓとして存在する。すなわち、
０．０１５％以上のＡｌ添加により微細な（Ｍｎ，Ｍ
ｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子を多数生成させることができる。

【００２９】本発明では、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの粒
子径を０．００５〜０．５μｍに限定した。０．００５
μｍ未満ではオーステナイト粒成長抑制効果が小さくな
る。また、０．５μｍ超ではこれらの粒子や粒子と地鉄
との界面が破壊起点となる確率が高くなり靭性を低下さ
せる。０．００５〜０．５μｍのサイズの（Ｍｎ，Ｍ
ｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子の個数が１平方ｍｍあたり１．０×１
０⁵ 個以上の場合にオーステナイト粒成長抑制効果が顕
著となり、１．０×１０⁷ 個を超えると鋼の延性を低下
させるので、（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子の個数を１平
方ｍｍあたり１．０×１０⁵ 〜１．０×１０⁷ 個に制限
した。

【００３０】粒子個数の測定方法は、鋼板から抽出レプ
リカを作成し、特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）付きの透過型
電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、０．００５〜０．５μｍの大
きさの粒子個数を、少なくとも１０００μｍ² 以上の面
積につき測定し、単位面積当たりの個数に換算する。例
えば、２万倍の倍率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍ
として観察した場合、１視野あたりの観察面積は２０μ
ｍ² であるから少なくとも５０視野につき観察を行う。
この時の０．００５〜０．５μｍの粒子の個数が５０視
野（１０００μｍ² ）で２００個であれば、粒子個数は
１平方ｍｍあたり２×１０⁵ 個と換算できる。

【００３１】次に、個数を測定した粒子のうち、（Ｍ
ｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子がどれだけ存在したかを測定す
るが、粒子個数は最低でも１００個以上、多い場合には
１００００個以上となるため全粒子を逐一同定すること
は大変な作業となる。このため、少なくとも５０個以上
の粒子について下記の条件にて（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ
を同定しその存在割合を求め、先に求めた粒子個数に
（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの存在割合をかけることで（Ｍ
ｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの個数を求める。例えば、上述した
粒子個数、１平方ｍｍあたり２×１０⁵ 個に対し、（Ｍ
ｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの存在割合が９０％であった場合に
は（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの個数は１平方ｍｍあたり
１．８×１０⁵ 個であるとする。

【００３２】次に（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの同定方法に
ついて述べる。本発明では（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ中の
ＭｎとＭｇとＣｕの割合を質量％で５％≦Ｍｎ≦９０
％、５％≦Ｍｇ≦９０％、５％≦Ｃｕ≦９０％に限定す
る。Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕ以外の元素が検出されても、Ｍ
ｎ、Ｍｇ、Ｃｕを主体とする硫化物であれば本発明のオ
ーステナイト粒微細化効果を発揮するものと考えられ
る。また、粒子中から微量のＯが検出される場合がある
が、ＳとＯの割合が質量％にて９５％≦Ｓであり、含ま
れているＯが５％未満と微量であれば（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃ
ｕ）Ｓであるとみなす。尚、ＳとＯの割合が質量％にて
９５％≦Ｓであり、含まれているＯが５％未満であって
も、粒子が明らかに（Ｍｎ，Ｃｕ）ＳとＭｇＯの複合体
であると同定できる場合には、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ
とはみなさない。Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕの割合およびＳとＯ
の割合は、ＥＤＸにて定量して求める。この定量時に使
用する電子ビーム径は０．００１〜０．０２μｍ、ＴＥ
Ｍ観察倍率は５万〜１００万倍とし、微細な（Ｍｎ, Ｍ
ｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子内の任意の位置を定量する。

【００３３】鋼板から抽出レプリカを作成した場合に、
０．００５〜０．５μｍのサイズの（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃ
ｕ）Ｓ以外の析出物、例えばセメンタイトや合金炭窒化
物などが多数生成して（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子の個
数を測定しにくい場合には、１４００℃にて６０秒程度
保持して（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ以外の粒子を固溶さ
せ、その後急冷してセメンタイトや合金炭窒化物が少な
いサンプルを作成し、これから抽出レプリカを作成する
と良い。

【００３４】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、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｓ、およ
びＡｌの含有量を下記のとおり限定することが望まし
い。Ｍｎは（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓを構成する元素であ
るため本発明に必須の元素である。Ｍｎは０．１％以上
添加することで微細な（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの多量分
散が可能となるので０．１％を下限とした。Ｍｎが２．
０％を超えると（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓが粗大化しやす
くなりＨＡＺ靭性向上効果が小さくなるため２．０％を
上限とした。

【００３５】Ｍｇは（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの生成に必
須の元素である。０．０００５％未満では必要な個数の
（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子を得ることはできない。よ
り多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子を生成させ
るためには０．００１５％以上の添加がより好ましい。
０．００５％超の添加はＭｇが酸化物を生成するため
（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ量が飽和しＨＡＺ靭性向上効果
も飽和する上、経済性を損なうのでその上限値を０．０
０５％とした。

【００３６】Ｃｕは（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓを構成する
元素であるため本発明に必須の元素である。Ｃｕは０．
０３％以上添加することで微細な（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）
Ｓの多量分散が可能となるので０．０３％を下限とし
た。Ｃｕが１．５％を超えると（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ
が粗大化しやすくなりＨＡＺ靱性向上効果が小さくなる
ため１．５％を上限とした。

【００３７】Ｓは（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓを生成させる
ために必須の元素である。０．００２％未満では（Ｍ
ｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの量が不十分であるので、下限を
０．００２％とした。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ，
Ｃｕ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００３％以上の
添加がより好ましい。０．０２％超含有すると、粗大な
（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓが生成して超大入熱溶接ＨＡＺ
のγ粒細粒化効果が得られないため上限値を０．０２％
とした。

【００３８】ＡｌはＭｇが酸化物を生成することを抑制
し、Ｍｇが（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓを生成するために必
須の元素であり、０．０１５％以上の添加が必要であ
る。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子を生
成させるためには、０．０２％以上のＡｌ添加がより好
ましい。０．５％を超えて含有すると、固溶Ａｌによる
ＨＡＺ脆化が起るため（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓによって
ＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向
上効果が得られない。従って、上限を０．５％とした。

【００３９】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はなく、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
を含有させる場合があるので、以下の理由により合金元
素の添加量を限定した。

【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や島状マルテンサイ
トを増加させるため、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓによって
ＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向
上効果が得られない。０．２５％を超えると靭性低下が
顕著となるので、これを上限値とした。

【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、ＨＡ
Ｚ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、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃ
ｕ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化して
も大きな靭性向上効果が得られない。従って、上限を
０．５％とした。

【００４２】Ｐは粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元
素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有する
と（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）ＳによってＨＡＺのオーステナ
イト粒を微細化しても靭性低下が顕著となるので０．０
２％を上限とする。

【００４３】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。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、靭性を向上させる。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。Ｎｉ
は高価な元素であり、２．０％超含有すると経済性を損
なうため上限値を２．０％とした。

【００４４】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ＨＡＺに硬
化組織を生成し、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）ＳによってＨＡ
Ｚのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性
向上効果が得られない。従って、上限値を１．０％とし
た。

【００４５】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ＨＡＺに硬
化組織を生成し、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）ＳによってＨＡ
Ｚのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性
向上効果が得られない。従って、上限値を１．０％とし
た。

【００４６】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、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）ＳによってＨＡＺ
のオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向
上効果が得られない。従って、上限値を０．０５％とし
た。

【００４７】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、（Ｍｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）ＳによってＨＡＺのオース
テナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が
得られない。従って、上限値を０．１％とした。

【００４８】Ｔｉ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．
０２５％超含有すると粗大なＴｉＮを生成しこれが破壊
の発生起点となるため、（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓによっ
てＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡ
Ｚ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．０
２５％とした。

【００４９】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。０．０００
４％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、０．００４％超含
有すると粗大なＢ窒化物や炭硼化物を析出してこれが破
壊の起点となるために、（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓによっ
てＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡ
Ｚ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．０
０４％とした。

【００５０】本発明では微細な（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ
を生成させることが必要であり、このためにＭｎ、Ｍ
ｇ、Ｃｕ以外の硫化物形成元素は極力下げることが望ま
しい。代表的な元素はＣａおよびＲＥＭであり、これら
は０．０００５％以下とすることが望ましい。

【００５１】本発明では鋼中酸素量については特に制限
しない。０．０１５〜０．５％のＡｌ添加鋼では鋼中酸
素量は０．０００３〜０．００４０％程度となるが、こ
の範囲内の酸素量であれば本発明の細粒化効果を損なう
ことはない。本発明では鋼中窒素量については特に制限
しない。通常の０．００１０〜０．０１０％程度の窒素
量であれば本発明の細粒化効果を損なうことはない。本
発明によるＨＡＺ靭性向上効果は超大入熱溶接ばかりで
なく、大入熱溶接（例えば、１００〜２００未満ｋＪ／
ｃｍ程度）でも有効である。なお、本発明では鋼中に通
常不可避的に含有される不純物元素は許容できる。Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ等が不純物と
して混入しても本発明の性質を損なうことはない。例え
ば、Ｎｉは０．０５％未満、Ｃｒ、およびＭｏは０．０
２％未満、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは０．００５％未満、Ｂは
０．０００４％未満まで不純物として含有されていても
特に悪影響を及ぼさない。

【００５２】鋼の溶製方法は、例えば溶鋼温度を１６５
０℃以下として、溶鋼Ｏ濃度を０．０１％以下、溶鋼Ｓ
濃度を０．０２％以下とした状態で、適量のＭｎ、Ｍ
ｇ、およびＣｕを添加した溶鋼を連続鋳造により鋳造す
ることにより鋼中に（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの微細粒子
を含有させることができる。鋼の製造方法は、（Ｍｎ,
Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ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の機械的性質に応じて
適宜選定すればよい。

【００５３】

【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２４０〜４００ｍｍの
スラブを製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡ
Ｚ靭性は鋼材の炭素等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Ｍ
ｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｓ、Ａｌを変えた鋼を溶製して比較し
た。

【００５４】表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械
的性質を示す。同表に示すとおり、制御圧延・制御冷却
法、焼入れ・焼戻し法、直接焼入れ・焼戻し法、および
直接焼入れ・二相域熱処理・焼戻し法により鋼板を製造
した。板厚は４０〜１００ｍｍとした。図２に示すエレ
クトロガス溶接及び図３に示すエレクトロスラグ溶接に
より溶接試験体を作成した。板厚を３５ｍｍにそろえ
て、入熱が３１０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接を実
施した。ここで、溶接の電流を６１０Ａ、電圧を３５
Ｖ、速度を４．１ｃｍ／分とした。同図に示すように、
溶接融合線（ＦＬ）および溶接融合線から３ｍｍ（ＨＡ
Ｚ３）の位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー
衝撃試験片を採取した。また、エレクトロスラグ溶接の
電流は３８０Ａ、電圧は４６Ｖ、速度は１．１４ｃｍ／
分とした。入熱は９２０ｋＪ／ｃｍである。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
撃試験片を採取した。衝撃試験は−５℃で行い、３本繰
り返しの平均値で靭性を評価した。結果を表３に示す。
また、エレクトロスラグ溶接部ＦＬ直近のＨＡＺのミク
ロ組織観察を実施しγ粒径を測定し、さらに、０．００
５〜０．５μｍの粒子径の（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの粒
子個数を上記の方法に従って測定した結果を表３に併せ
て示す。

【００５５】表３から明らかなとおり、本発明鋼は（Ｍ
ｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの粒子個数が多く、エレクトロスラ
グ溶接ＨＡＺのγ粒径が小さい。その結果、超大入熱溶
接ＨＡＺの靭性が高い。同様に、エレクトロガス溶接で
も本発明鋼のＨＡＺ靭性向上が明らかである。これに対
して、比較鋼９、１０、１８、２０、２４、２６、２８
ではＳ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ａｌ添加量は適正であるもののＭ
ｇ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃ
ｕ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨ
ＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼５、１５、２２では
Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ａｌ添加量は適正であるもののＳ添
加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ
粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭
性向上効果は小さい。比較鋼６ではＳ添加量が本発明範
囲より高いため微細な（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子の個
数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効
果は小さい。比較鋼７、８ではＭｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｓ添
加量は適正であるもののＡｌ添加量が本発明範囲より低
いため（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒
成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比
較鋼１６ではＭｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌ添加量は適正である
もののＣｕ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍ
ｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小
さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。

【００５６】

【表１】

【００５７】

【表２】

【００５８】

【表３】

【００５９】

【発明の効果】以上説明したとおり、本発明鋼ではＡｌ
脱酸鋼において鋼中に（Ｍｎ, Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓの粒子を
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ＦＬ及びＨＡＺのγ粒成長抑制作用に
よりＨＡＺの有効結晶粒が微細化され、ＨＡＺ靭性を顕
著に向上させることができ、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】０．００５〜０．５μｍの大きさの（Ｍｎ, Ｍ
ｇ，Ｃｕ）Ｓ粒子の個数に及ぼすＡｌ添加量の影響を示
す図である。

【図２】エレクトロガス溶接の条件を示す図である。

【図３】エレクトロスラグ溶接の条件を示す図である。

【符号の説明】

１ シャルピー試験片 ２ シャルピー試験片のノッチ位置 ： ＦＬ ３ シャルピー試験片のノッチ位置 ： ＨＡＺ３ｍｍ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 植森 龍治 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 松原 洋二 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 (72)発明者 長尾 年通 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍ
   ｎ，Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓ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超大入
   熱溶接用高張力鋼。
2. 【請求項２】 質量％で、 ０．０４≦Ｃ≦０．２５、 ０．０２≦Ｓｉ≦０．５、 ０．１≦Ｍｎ≦２．０、 Ｐ≦０．０２、 ０．００２≦Ｓ≦０．０２、 ０．０３≦Ｃｕ≦１．５、 ０．０１５＜Ａｌ≦０．５、 ０．０００５≦Ｍｇ≦０．００５、 を含有し、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ，
   Ｍｇ，Ｃｕ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０⁵ 〜
   １．０×１０⁷ 個含み、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超大入熱溶接用高張
   力鋼。
3. 【請求項３】 更に母材強度上昇元素群を、質量％で、 ０．０５≦Ｎｉ≦２．０、 ０．０２≦Ｃｒ≦１．０、 ０．０２≦Ｍｏ≦１．０、 ０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、 ０．００５≦Ｖ≦０．１、 ０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、 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記載の超大入熱溶接用高張力鋼。