JP2002256379A - 大入熱溶接用鋼材 - Google Patents
大入熱溶接用鋼材Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 400kJ/cmを超える大入熱溶接の溶接熱影響部
で優れた靱性が得られる鋼材を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.03〜0.15mass％、Si：0.05〜0.25ma
ss％、Mn：0.5 〜2.0 mass％、Ｐ：0.03mass％以下、
Ｓ：0.0005〜0.0030mass％、Al：0.005 〜0.1 mass％、
Ti：0.004 〜0.03mass％、Ｎ：0.0020〜0.0070mass％、
Ca：0.0005〜0.0030mass％を含み、かつ、Ca、Ｏ、Ｓの
各含有量は、下記 (1)式を満たして含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる組成とする。 記 0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ≦0.8----(1) ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（mass％）を表
す。
で優れた靱性が得られる鋼材を提供する。 【解決手段】Ｃ：0.03〜0.15mass％、Si：0.05〜0.25ma
ss％、Mn：0.5 〜2.0 mass％、Ｐ：0.03mass％以下、
Ｓ：0.0005〜0.0030mass％、Al：0.005 〜0.1 mass％、
Ti：0.004 〜0.03mass％、Ｎ：0.0020〜0.0070mass％、
Ca：0.0005〜0.0030mass％を含み、かつ、Ca、Ｏ、Ｓの
各含有量は、下記 (1)式を満たして含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる組成とする。 記 0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ≦0.8----(1) ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（mass％）を表
す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、造船、建築、土木
等の各種構造物で使用される鋼材、特に溶接入熱量が40
0kJ/cmを超える大入熱溶接に適した鋼材に関する。
等の各種構造物で使用される鋼材、特に溶接入熱量が40
0kJ/cmを超える大入熱溶接に適した鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】造船、建築、土木等の分野で使用される
鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物に
仕上げられる。これらの構造物においては、安全性の観
点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、
溶接部の靱性に優れることが要請されている。一方で、
これら構造物や船舶はますます大型化し、使用される鋼
材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージ
アーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラ
グ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されている。こ
のため、大入熱溶接により溶接施工したときに、溶接部
の靱性に優れた鋼材が必要となっている。
鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物に
仕上げられる。これらの構造物においては、安全性の観
点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、
溶接部の靱性に優れることが要請されている。一方で、
これら構造物や船舶はますます大型化し、使用される鋼
材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージ
アーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラ
グ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されている。こ
のため、大入熱溶接により溶接施工したときに、溶接部
の靱性に優れた鋼材が必要となっている。
【０００３】しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなる
と、溶接熱影響部の組織が粗大化するために、溶接熱影
響部の靱性は低下することが知られている。このような
大入熱溶接による靱性の低下に対して、これまでにも多
くの対策が提案されてきた。例えば、TiＮの微細分散に
よるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核
としての作用を利用する技術はすでに実用化されてい
る。また、Tiの酸化物を分散させる技術（特開昭５７−
５１２４３号公報）やＢＮのフェライト核生成能を組み
合わせる技術（特開昭６２−１７０４５９号公報）も開
発されている。さらに、Ca（特開昭６０−２０４８６３
号公報）やＲＥＭ（特公平４−１４１８０号公報）を添
加して硫化物の形態を制御することにより高靱性を得る
ことも知られている。
と、溶接熱影響部の組織が粗大化するために、溶接熱影
響部の靱性は低下することが知られている。このような
大入熱溶接による靱性の低下に対して、これまでにも多
くの対策が提案されてきた。例えば、TiＮの微細分散に
よるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核
としての作用を利用する技術はすでに実用化されてい
る。また、Tiの酸化物を分散させる技術（特開昭５７−
５１２４３号公報）やＢＮのフェライト核生成能を組み
合わせる技術（特開昭６２−１７０４５９号公報）も開
発されている。さらに、Ca（特開昭６０−２０４８６３
号公報）やＲＥＭ（特公平４−１４１８０号公報）を添
加して硫化物の形態を制御することにより高靱性を得る
ことも知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、TiＮを
主体に利用するこれらの従来技術では、TiＮが溶解する
温度域に加熱される溶接熱影響部においてはTiが有する
上記の作用がなくなり、さらには地の組織が固溶Tiおよ
び固溶Ｎにより脆化して靱性が著しく低下するという問
題があった。また、Ti酸化物を利用する技術では、酸化
物を均一微細に分散させることが困難であるという問題
があった。これに対して、酸化物の複合化等の方法で分
散能を改善すべく種々の検討が行われているが、入熱量
が 400 kJ/cmを超えるような大入熱溶接では、オーステ
ナイト粒の成長を十分に抑制することは困難であり、溶
接熱影響部の高靱性を確保することは困難であるという
問題があった。また、特開昭６０−２０４８６３号公報
に記載のCaを添加する技術や特公平４−１４１８０号公
報に記載のＲＥＭを添加する技術では、300kJ/cm程度ま
での入熱量であれば高靱性の確保が可能であるが、400k
J/cmを超えるような大入熱溶接では、これらの技術でも
溶接熱影響部の高靱性を確保することは困難であった。
そこで、本発明は、従来技術が抱えていた上記問題点を
解決し、 400 kJ/cmを超えるような大入熱溶接を行って
も、良好な溶接熱影響部靱性が得られる鋼材を提供する
ことを目的とする。
主体に利用するこれらの従来技術では、TiＮが溶解する
温度域に加熱される溶接熱影響部においてはTiが有する
上記の作用がなくなり、さらには地の組織が固溶Tiおよ
び固溶Ｎにより脆化して靱性が著しく低下するという問
題があった。また、Ti酸化物を利用する技術では、酸化
物を均一微細に分散させることが困難であるという問題
があった。これに対して、酸化物の複合化等の方法で分
散能を改善すべく種々の検討が行われているが、入熱量
が 400 kJ/cmを超えるような大入熱溶接では、オーステ
ナイト粒の成長を十分に抑制することは困難であり、溶
接熱影響部の高靱性を確保することは困難であるという
問題があった。また、特開昭６０−２０４８６３号公報
に記載のCaを添加する技術や特公平４−１４１８０号公
報に記載のＲＥＭを添加する技術では、300kJ/cm程度ま
での入熱量であれば高靱性の確保が可能であるが、400k
J/cmを超えるような大入熱溶接では、これらの技術でも
溶接熱影響部の高靱性を確保することは困難であった。
そこで、本発明は、従来技術が抱えていた上記問題点を
解決し、 400 kJ/cmを超えるような大入熱溶接を行って
も、良好な溶接熱影響部靱性が得られる鋼材を提供する
ことを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】発明者らは、種々検討を
重ねた結果、 400 kJ/cmを超える大入熱で溶接した溶接
熱影響部の靱性を向上させるためには、硫化物の形態制
御に必要なCaを適正に含有させることが重要であること
を知見した。すなわち、大入熱溶接熱影響部の靱性向上
には、高温領域でのオーステナイトの粗大化を抑制し、
その後の冷却過程におけるフェライト変態を促進させる
に必要な、変態核を微細に分散させることが肝要であ
り、従来技術ではこれらのいずれもが不十分であること
がわかった。
重ねた結果、 400 kJ/cmを超える大入熱で溶接した溶接
熱影響部の靱性を向上させるためには、硫化物の形態制
御に必要なCaを適正に含有させることが重要であること
を知見した。すなわち、大入熱溶接熱影響部の靱性向上
には、高温領域でのオーステナイトの粗大化を抑制し、
その後の冷却過程におけるフェライト変態を促進させる
に必要な、変態核を微細に分散させることが肝要であ
り、従来技術ではこれらのいずれもが不十分であること
がわかった。
【０００６】そこで、本発明では鋼板を溶製する際の凝
固段階でCaＳを晶出させるようにした。CaＳは酸化物に
比べて低温で晶出するために、微細に分散させることが
可能となる。ここで、とくに重要なことは、Ca、Ｓの含
有量および鋼中の溶存酸素量を制御することによってCa
Ｓの晶出後の固溶Ｓ量を確保すれば、CaＳの表面上にMn
Ｓが析出することを見出した。MnＳは、それ自身がフェ
ライト核生成能をもっているほか、その周囲にMnの希薄
帯を形成してフェライト変態を促進する作用を有してい
る。また、MnＳ上には、さらにTiＮ、ＢＮ、AlＮ、ＶＮ
等のフェライト生成核が析出することによって、より一
層フェライト変態が促進されることも知見した。以上の
方策をとることによって、大入熱溶接時の高温下でも溶
解しないフェライト変態生成核を微細に分散させること
ができ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーラ
イトの組織として高靱性化を達成することができた。
固段階でCaＳを晶出させるようにした。CaＳは酸化物に
比べて低温で晶出するために、微細に分散させることが
可能となる。ここで、とくに重要なことは、Ca、Ｓの含
有量および鋼中の溶存酸素量を制御することによってCa
Ｓの晶出後の固溶Ｓ量を確保すれば、CaＳの表面上にMn
Ｓが析出することを見出した。MnＳは、それ自身がフェ
ライト核生成能をもっているほか、その周囲にMnの希薄
帯を形成してフェライト変態を促進する作用を有してい
る。また、MnＳ上には、さらにTiＮ、ＢＮ、AlＮ、ＶＮ
等のフェライト生成核が析出することによって、より一
層フェライト変態が促進されることも知見した。以上の
方策をとることによって、大入熱溶接時の高温下でも溶
解しないフェライト変態生成核を微細に分散させること
ができ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーラ
イトの組織として高靱性化を達成することができた。
【０００７】本発明は、Ｃ：0.03〜0.15mass％、Si：0.
05〜0.25mass％、Mn：0.5 〜2.0 mass％、Ｐ：0.03mass
％以下、Ｓ：0.0005〜0.0030mass％、Al：0.005 〜0.1
mass％、Ti：0.004 〜0.03mass％、Ｎ：0.0020〜0.0070
mass％、Ca：0.0005〜0.0030mass％を含み、かつ、Ca、
Ｏ、Ｓの各含有量は、下記 (1)式を満たして含有し、残
部はFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする
大入熱溶接用鋼材である。 記 0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ≦0.8----(1) ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（mass％）を表
す。
05〜0.25mass％、Mn：0.5 〜2.0 mass％、Ｐ：0.03mass
％以下、Ｓ：0.0005〜0.0030mass％、Al：0.005 〜0.1
mass％、Ti：0.004 〜0.03mass％、Ｎ：0.0020〜0.0070
mass％、Ca：0.0005〜0.0030mass％を含み、かつ、Ca、
Ｏ、Ｓの各含有量は、下記 (1)式を満たして含有し、残
部はFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする
大入熱溶接用鋼材である。 記 0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ≦0.8----(1) ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（mass％）を表
す。
【０００８】また、本発明は、鋼組成が、さらに (1) Ｂ：0.0003〜0.0025mass％、Ｖ：0.2 mass％以下か
ら選ばれる１種または２種、 (2) Nb：0.05mass％以下、Cu：1.0 mass％以下、Ni：1.
5 mass％以下、Cr：0.7mass％以下、Mo：0.7 mass％以
下から選ばれる１種または２種以上、 の１群または２群を含有する組成になることを特徴とす
る大入熱溶接用鋼材である。
ら選ばれる１種または２種、 (2) Nb：0.05mass％以下、Cu：1.0 mass％以下、Ni：1.
5 mass％以下、Cr：0.7mass％以下、Mo：0.7 mass％以
下から選ばれる１種または２種以上、 の１群または２群を含有する組成になることを特徴とす
る大入熱溶接用鋼材である。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、各成分の限定理由について
説明する。 Ｃ：0.03〜0.15mass％ Ｃ量は、構造用鋼として必要な強度を得るために下限を
0.03mass％とし、溶接割れ性を劣化させるので上限を0.
15mass％とする。
説明する。 Ｃ：0.03〜0.15mass％ Ｃ量は、構造用鋼として必要な強度を得るために下限を
0.03mass％とし、溶接割れ性を劣化させるので上限を0.
15mass％とする。
【００１０】Si：0.05〜0.25mass％ Siは、製鋼上0.05mass％以上が必要であり、0.25mass％
を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接
熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化さ
せる。
を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接
熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化さ
せる。
【００１１】Mn：0.5 〜2.0 mass％ Mnは、母材の強度を確保するために、0.5 mass％以上は
必要であり、2.0 mass％を超えると溶接部の靱性を著し
く劣化させる。
必要であり、2.0 mass％を超えると溶接部の靱性を著し
く劣化させる。
【００１２】Ｐ：0.03mass％以下 Ｐは、0.03mass％を超えると溶接部の靱性を劣化させ
る。
る。
【００１３】Ｓ：0.0005〜0.0030mass％ Ｓは、必要なCaＳおよびMnＳを生成するために0.0005ma
ss％以上必要であり、0.0030mass％を超えると母材の靱
性を劣化させる。
ss％以上必要であり、0.0030mass％を超えると母材の靱
性を劣化させる。
【００１４】Al：0.005 〜0.1 mass％ Alは、鋼の脱酸上0.005 mass％以上は必要であり、0.1
mass％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同
時に溶接金属の靱性を劣化させる。
mass％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同
時に溶接金属の靱性を劣化させる。
【００１５】Ti：0.004 〜0.03mass％ Tiは、凝固時にTiＮとなって析出し、溶接熱影響部での
オーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となっ
て高靱性化に寄与する。0.004 mass％に満たないとその
効果が少なく、0.03mass％を超えるとTiＮ粒子の粗大化
によって期待する効果が得られなくなる。
オーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となっ
て高靱性化に寄与する。0.004 mass％に満たないとその
効果が少なく、0.03mass％を超えるとTiＮ粒子の粗大化
によって期待する効果が得られなくなる。
【００１６】Ｎ：0.0020〜0.0070mass％ Ｎは、TiＮの必要量を確保するうえで必要な元素であ
り、0.0020mass％未満では十分なTiＮ量が得られず、0.
0070mass％を超えると溶接熱サイクルによってTiＮが溶
解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靱性が著しく低
下する。
り、0.0020mass％未満では十分なTiＮ量が得られず、0.
0070mass％を超えると溶接熱サイクルによってTiＮが溶
解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靱性が著しく低
下する。
【００１７】Ca：0.0005〜0.0030mass％ Caは、Ｓの固定による靱性改善効果を有する元素であ
る。このような効果を発揮させるには少なくとも0.0005
mass％以上含有することが好ましいが、0.0030mass％を
超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明で
は、0.0005mass％から0.0030mass％の範囲に限定する。
る。このような効果を発揮させるには少なくとも0.0005
mass％以上含有することが好ましいが、0.0030mass％を
超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明で
は、0.0005mass％から0.0030mass％の範囲に限定する。
【００１８】0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／
1.25／Ｓ≦0.8 （ここに、Ca，Ｏ，Ｓ：各元素の含有量
（mass％）） CaおよびＳは、0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ)
／1.25／Ｓ≦0.8 の関係を満足するように含有させる必
要がある。この場合には、CaＳ上にMnＳが析出した複合
硫化物の形態となる。(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ)
／1.25／Ｓの値が0.3 に満たないと、CaＳが晶出しない
ためにＳはMnＳ単独の形態で析出する。このMnＳは鋼板
製造時の圧延で伸長されて母材の靱性の低下を引き起こ
すとともに、本発明の主眼である溶接熱影響部でMnＳが
溶融するために微細分散が達成されない。一方、(Ca −
(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓの値が0.8 を超え
ると、ＳがほとんどCaによって固定され、フェライト生
成核として働くMnＳがCaＳ上に析出しないために十分な
機能が発揮されない。
1.25／Ｓ≦0.8 （ここに、Ca，Ｏ，Ｓ：各元素の含有量
（mass％）） CaおよびＳは、0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ)
／1.25／Ｓ≦0.8 の関係を満足するように含有させる必
要がある。この場合には、CaＳ上にMnＳが析出した複合
硫化物の形態となる。(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ)
／1.25／Ｓの値が0.3 に満たないと、CaＳが晶出しない
ためにＳはMnＳ単独の形態で析出する。このMnＳは鋼板
製造時の圧延で伸長されて母材の靱性の低下を引き起こ
すとともに、本発明の主眼である溶接熱影響部でMnＳが
溶融するために微細分散が達成されない。一方、(Ca −
(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓの値が0.8 を超え
ると、ＳがほとんどCaによって固定され、フェライト生
成核として働くMnＳがCaＳ上に析出しないために十分な
機能が発揮されない。
【００１９】本発明では、さらにフェライト生成核とし
ての機能を有する、Ｂ、Ｖから選ばれる１種または２
種、および／または、強度向上などの機能を有する、N
b、Cu、Ni、Cr、Moから選ばれる少なくとも１種または
２種以上を含有させることができる。 Ｂ：0.0003〜0.0025mass％ Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減す
るとともにフェライト変態核として作用する元素であ
る。このような効果を得るには0.0003％以上必要である
が、0.0020％を超えて添加すると焼入れ性が増して靱性
が劣化する。
ての機能を有する、Ｂ、Ｖから選ばれる１種または２
種、および／または、強度向上などの機能を有する、N
b、Cu、Ni、Cr、Moから選ばれる少なくとも１種または
２種以上を含有させることができる。 Ｂ：0.0003〜0.0025mass％ Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減す
るとともにフェライト変態核として作用する元素であ
る。このような効果を得るには0.0003％以上必要である
が、0.0020％を超えて添加すると焼入れ性が増して靱性
が劣化する。
【００２０】Ｖ：0.2 mass％以下 Ｖは、母材の強度・靱性の向上およびＶＮとしてのフェ
ライト生成核として働くが、0.2 mass％を超えるとかえ
って靱性の低下を招く。
ライト生成核として働くが、0.2 mass％を超えるとかえ
って靱性の低下を招く。
【００２１】Nb：0.05mass％以下 Nbは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するの
に有効な元素であるが、0.05mass％を超えて含有すると
溶接熱影響部の靱性が劣化する。
に有効な元素であるが、0.05mass％を超えて含有すると
溶接熱影響部の靱性が劣化する。
【００２２】Ni：1.5 mass％以下 Niは、母材の高靱性を保ちつつ強度を上昇させるが、1.
5 mass％を超えても効果が飽和するのでこの含有量を上
限とした。
5 mass％を超えても効果が飽和するのでこの含有量を上
限とした。
【００２３】Cu：1.0 mass％以下 Cuは、Niと同様の働きを有しているが、1.0 mass％を超
えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。
えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。
【００２４】Cr：0.7 mass％以下 Crは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添
加すると靱性に悪影響を与えるために上限を0.7 mass％
とする。
加すると靱性に悪影響を与えるために上限を0.7 mass％
とする。
【００２５】Mo：0.7 mass％以下 Moは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添
加すると靱性に悪影響を与えるために上限を0.7 mass％
とする。
加すると靱性に悪影響を与えるために上限を0.7 mass％
とする。
【００２６】上述したように、本発明では、とくにCa、
Ｓを限定された範囲に調整して含有させることによっ
て、大入熱溶接における溶接熱影響部の靱性に優れた鋼
材を提供することができる。なお、本発明の鋼材は、例
えば、以下のようにして製造される。まず溶銑を転炉で
精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガスを行い、連続鋳造また
は造塊−分塊工程を経て鋼片とする。これを再加熱し、
熱間圧延するか、あるいはまた、前記熱間圧延後に、加
速冷却、直接焼入れ焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再
加熱焼準−焼戻しなどの工程で製造される。
Ｓを限定された範囲に調整して含有させることによっ
て、大入熱溶接における溶接熱影響部の靱性に優れた鋼
材を提供することができる。なお、本発明の鋼材は、例
えば、以下のようにして製造される。まず溶銑を転炉で
精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガスを行い、連続鋳造また
は造塊−分塊工程を経て鋼片とする。これを再加熱し、
熱間圧延するか、あるいはまた、前記熱間圧延後に、加
速冷却、直接焼入れ焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再
加熱焼準−焼戻しなどの工程で製造される。
【００２７】
【実施例】次に本発明を実施例に基づいて説明する。10
0 ｋｇの高周波溶解炉にて、表１および表２に示す組成
の鋼を溶製し、熱間圧延により厚さ100 ｍｍのスラブと
した。このスラブを1150℃に１時間加熱後、 930℃以上
の温度域で全圧下量の５０％を圧延した後、900 ℃から
700 ℃の温度域にて２０ｍｍ厚の鋼板に仕上げ、１０℃
／ｓの冷却速度で加速冷却した。これらの鋼板から溶接
熱サイクル後の特性を測定するため、幅８０ｍｍ×長さ
８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、1400℃に加
熱後800 〜500 ℃の冷却速度を１℃／ｓ（エレクトロガ
ス溶接での入熱量450 kJ/cm の溶接熱影響部に相当）と
した溶接熱サイクルを付与し、溶接熱影響部の靱性を２
ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。表３に、得
られた溶接熱影響部の靱性を母材の強度・靱性とともに
示す。表３から、発明例ではいずれも良好な溶接熱影響
部靱性が得られた。これに対し、比較例では、溶接熱影
響部の靱性が劣り、中には母材の靱性も劣るものがあっ
た。これらの比較例は、(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×
Ｏ) ／1.25／Ｓの値、Ca、Ti、Ｃ、Mn、Si、Ｓ、Ｎ、C
u、Cr、Mo、Ｖ、Ｂなどの各成分含有量のいずれかが本
発明範囲を外れるものであった。
0 ｋｇの高周波溶解炉にて、表１および表２に示す組成
の鋼を溶製し、熱間圧延により厚さ100 ｍｍのスラブと
した。このスラブを1150℃に１時間加熱後、 930℃以上
の温度域で全圧下量の５０％を圧延した後、900 ℃から
700 ℃の温度域にて２０ｍｍ厚の鋼板に仕上げ、１０℃
／ｓの冷却速度で加速冷却した。これらの鋼板から溶接
熱サイクル後の特性を測定するため、幅８０ｍｍ×長さ
８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、1400℃に加
熱後800 〜500 ℃の冷却速度を１℃／ｓ（エレクトロガ
ス溶接での入熱量450 kJ/cm の溶接熱影響部に相当）と
した溶接熱サイクルを付与し、溶接熱影響部の靱性を２
ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。表３に、得
られた溶接熱影響部の靱性を母材の強度・靱性とともに
示す。表３から、発明例ではいずれも良好な溶接熱影響
部靱性が得られた。これに対し、比較例では、溶接熱影
響部の靱性が劣り、中には母材の靱性も劣るものがあっ
た。これらの比較例は、(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×
Ｏ) ／1.25／Ｓの値、Ca、Ti、Ｃ、Mn、Si、Ｓ、Ｎ、C
u、Cr、Mo、Ｖ、Ｂなどの各成分含有量のいずれかが本
発明範囲を外れるものであった。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
400kJ/cmを超える大入熱溶接を行っても優れた溶接熱影
響部靱性を有する鋼材が得られる。したがって、本発明
は、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレ
クトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大
型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
400kJ/cmを超える大入熱溶接を行っても優れた溶接熱影
響部靱性を有する鋼材が得られる。したがって、本発明
は、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレ
クトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大
型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
フロントページの続き (72)発明者 岡津 光浩 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ：0.03〜0.15mass％、 Si：0.05〜0.25mass％、 Mn：0.5 〜2.0 mass％、 Ｐ：0.03mass％以下、 Ｓ：0.0005〜0.0030mass％、 Al：0.005 〜0.1 mass％、 Ti：0.004 〜0.03mass％、 Ｎ：0.0020〜0.0070mass％、 Ca：0.0005〜0.0030mass％を含み、 かつ、Ca、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記 (1)式を満たして
含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする大入熱溶接用鋼材。 記 0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ≦0.8----(1) ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（mass％）を表
す。 - 【請求項２】請求項１において鋼組成が、さらに (1) Ｂ：0.0003〜0.0025mass％、Ｖ：0.2 mass％以下か
ら選ばれる１種または２種、 (2) Nb：0.05mass％以下、Cu：1.0 mass％以下、Ni：1.
5 mass％以下、Cr：0.7mass％以下、Mo：0.7 mass％以
下から選ばれる１種または２種以上、 の１群または２群を含有する組成になることを特徴とす
る大入熱溶接用鋼材。
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