JP2011246808A - 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】洋上風力発電用鉄塔の基礎部分を建設するのに最適な、母材、熱影響部、及び、溶融金属部の破壊靱性が適度にバランスした電子ビーム溶接用鋼材と、該鋼材に形成した電子ビーム溶接継手を提供する。
【解決手段】所定の鋼成分を有し、下記（１）式で定義する電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWが０．４２〜０．６５であり、かつ、インサートメタルを溶接部に挟持して形成した電子ビーム溶接継手の溶融金属部のＣＴＯＤ値δ_WM、熱影響部のＣＴＯＤ値δ_HAZ、及び、母材のＣＴＯＤ値δ_BMが、下記（２）式と（３）式を満足することを特徴とする電子ビーム溶接用鋼材。ＣeEBW＝Ｃ＋１／４Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ・・・（１）、０．８≦δ_BM／δ_WM≦１．２５・・・（２）、０．３≦δ_HAZ／δ_WM≦１．１・・・（３）
【選択図】図４

Description

本発明は、インサートメタルを挟持した被溶接部に、電子ビームが照射され、溶接される電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法、さらに、該鋼材によってインサートメタルを挟持した被溶接部に電子ビームを照射して形成した電子ビーム溶接継手に関するものである。

近年、地球環境の温暖化の一因であるＣＯ₂ガスの削減や、石油等の化石燃料の将来的な枯渇に対処するため、再生可能な自然エネルギーの利用が積極的に試みられている。風力発電も、有望視されている再生可能エネルギーの一つであり、大規模な風力発電プラントが建設されつつある。

風力発電に最も適している地域は、絶えず強風を期待できる地域であり、そのため、洋上風力発電が、世界的な規模で計画され、実現されている（特許文献１〜４、参照）。

洋上に風力発電用鉄塔を建設するためには、海底の地盤に、鉄塔の基礎部分を打ち込む必要がある。海水面から、風力発電用のタービンの翼高を十分に確保するためには、基礎部分も十分な長さが必要である。

そのため、鉄塔の基礎部分の構造は、板厚が５０ｍｍ超、例えば、１００ｍｍ程度、直径が４ｍ程度の大断面を有する鋼管構造となり、鉄塔の高さは８０ｍ以上に達する。そして、近年、風力発電用鉄塔のような巨大な鋼構造物を、建設現場近くの海岸にて、電子ビーム溶接で、簡易に、しかも、高能率で組み立てることが求められている。

即ち、板厚１００ｍｍにも及ぶ極厚鋼板を、建設現場で、しかも、高能率で溶接するという、従来にない技術的要請がなされるようになった。

一般に、電子ビーム溶接、レーザービーム溶接などの高エネルギー密度ビーム溶接は、効率的な溶接である。しかし、レーザービームで溶接できる板厚には限度があり、従来の電子ビーム溶接は高真空状態に維持して真空チャンバー内で行う必要があった。そのため、従来、高エネルギー密度ビーム溶接で溶接することができる鋼板の板厚や大きさは、溶接装置の能力や真空チャンバー内の大きさによって制限されていた。

これに対し、近年、被溶接部の近傍を減圧し、板厚１００ｍｍ程度の極厚鋼板を、効率よく、現地で溶接することができる電子ビーム溶接方法が提案されている。例えば、英国の溶接研究所では、低真空下で施工が可能な溶接方法（ＲＰＥＢＷ：Reduced Pressured Electron Beam Welding：減圧電子ビーム溶接）が開発されている（特許文献５、参照）。

減圧電子ビーム溶接（ＲＰＥＢＷ）を用いれば、風力発電塔用鉄塔のような大型構造物を建設する場合にも、溶接する部分を、局所的に真空状態におき、効率的に溶接することができる。ＲＰＥＢＷ法では、真空チャンバー内で溶接する方法に比べ、真空度が低い状態で溶接する溶接方法であるが、従来のアーク溶接に比べ、溶融金属部（ＷＭ）の靭性の向上が期待できる。

一般に、溶接構造物の安全性を定量的に評価する指標として、ＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement：亀裂端開口変位）試験で求められる、破壊力学に基づく破壊靭性値δcが知られている。破壊靭性には試験片のサイズが影響するので、従来のＶノッチシャルピー衝撃試験のような小型試験で良好な結果が得られても、大型鋼構造物の溶接継手に対するＣＴＯＤ試験で、良好な破壊靭性値δcが得られるとは限らない。

また、電子ビーム溶接法は、電子ビームの持つエネルギーにより、溶接部の母材を一旦溶融し、凝固させて溶接する方法であり、通常、溶接部の成分組成は母材とほぼ同等である。そのため、エレクトロガス溶接等の大入熱アーク溶接法のように、溶接ワイヤー等により、溶融金属部の硬さや、破壊靭性値δcなどの機械特性を、調整することは難しい。

そこで、電子ビーム溶接継手の破壊靭性値δcを向上させるために、溶融金属部（ＷＭ）の硬さや清浄度を適正化する方法が提案されている（例えば、特許文献６、７、参照）。特許文献６には、溶融金属部の硬さを、母材の硬さの１１０％超２２０％以下とし、かつ、溶融金属部の幅を母材部の板厚の２０％以下とすることが提案されている。また、特許文献７には、溶接金属中のＯの量が２０ｐｐｍ以上とし、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量を１０個／ｍｍ²以下とすることが提案されている。

特開２００８−１１１４０６号公報 特開２００７−０９２４０６号公報 特開２００７−３２２４００号公報 特開２００６−０３７３９７号公報 国際公開９９／１６１０１号パンフレット 特開２００７−２１５３２号公報 特開２００８−８８５０４号公報

洋上風力発電用鉄塔の建設においては、鋼材を突き合わせて溶接した後、溶接部に熱処理を施すことなく、そのまま使用するので、溶融金属部（ＷＭ）及び熱影響部（ＨＡＺ）には、優れた靭性が要求される。電子ビーム溶接の場合、溶接ワイヤーを使用しないので、母材の成分組成を調整して、溶融金属部及び熱影響部の靭性を制御することになる。

従来、溶融金属部における介在物、溶融金属部の硬さと母材の硬さの関係、又は、溶融金属部の幅を制御する方法が提案されているが、熱影響部の靭性が不十分であると、溶接部の破壊靭性は低下する。

なお、板状又は箔状のＮｉ（インサートメタル）を溶接面に張付けて電子ビーム溶接を行い、溶融金属部（ＷＭ）の靭性を、母材の靭性以上に高めることができる。しかし、この場合も母材の成分組成が適正でないと、溶融金属部の硬さと熱影響部の硬さの差が顕著となり、溶接部において、靭性が大きくばらつくことになる。

また、本発明者らの検討によれば、電子ビーム溶接継手においては、インサートメタルを用いない場合であっても、靱性向上のための成分組成が、溶融金属部と熱影響部（母材）とで、必ずしも一致しない。そのため、従来のアーク溶接用高ＨＡＺ靭性鋼に、そのまま、電子ビーム溶接を施しても、溶融金属部で、高い靱性は得られない。一方、電子ビーム溶接により形成される溶融金属部の靱性を考慮して、アーク溶接用鋼材の成分組成を最適化しても、熱影響部で高靱性は得られない。

即ち、電子ビーム溶接とアーク溶接は、溶接手法及び形成される継手構造の点で基本的に異なるから、電子ビーム溶接に係る課題は、アーク溶接に係る課題解決手法で解決することはできない。

本発明は、このような実情に鑑みなされたものであり、本発明の目的は、洋上風力発電用鉄塔の基礎部分を構成する板厚４５ｍｍ以上の鋼材であって、インサートメタルを挟持した被溶接部に電子ビームを照射し、高強度で、かつ、溶融金属部（ＷＭ）、熱影響部（ＨＡＺ）、母材（ＢＭ）の破壊靱性値が適度にバランスした溶接継手を形成することができる電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法、さらに、該鋼材によってインサートメタルを挟持した被溶接部に電子ビームを照射して形成した電子ビーム溶接継手を提供することである。

本発明は、インサートメタルを挟持した被溶接部に電子ビームを照射し、溶接される電子ビーム溶接用鋼材において、Ｍｎを１．５％質量以上添加して、焼入れ性を確保するとともに、強力な脱酸元素であるＭｇ及び／又はＣａを同時に添加して、Ｍｇを含む微細な酸化物を生成させ、粒成長を抑制するピンニング粒子や、粒内変態の生成核として利用し、母材部（ＢＭ）、熱影響部（ＨＡＺ）、及び、溶融金属部（ＷＭ）の破壊靭性値を適度にバランスさせることを基本思想とする。

特に、溶接ワイヤーを使用せず、ＷＭ幅及びＨＡＺ幅が狭く、入熱量が低い電子ビーム溶接においては、溶融金属部（ＷＭ）及び熱影響部（ＨＡＺ）に、Ｍｇを含む微細な酸化物を分散させることが、熱影響部（ＨＡＺ）におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに、粒内フェライトの生成に顕著に寄与し、溶接部における破壊靱性の向上に貢献する。

そして、本発明においては、新たに導入した電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWを制御して、母材（ＢＭ）、溶融金属部（ＷＭ）、及び、熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靱性を、適度にバランスさせ、インサートメタルを使用して形成した電子ビーム溶接継手において、所要の破壊靱性を確保する。さらに、本発明においては、焼入れ性を高めるために、Ｍｎ量を増大し、一方で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び／又は、Ｎｂの各量を低減し、電子ビーム溶接用鋼材の製造コストを低減する。

電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWは、インサートメタルを用いて形成する電子ビーム溶接継手の破壊靭性の向上のため、本発明者らが、新規に導入した指標である。指標ＣeEBWの技術的意義については、併せて導入した指標（比）“Ｃ／ＣeEBW”（Ｃ：Ｃ含有量）の技術的意義と併せて後述する。

本発明の要旨は以下のとおりである。

（１）鋼材の被溶接部にＮｉを含むインサートメタルを介在させ、電子ビームを照射して形成する電子ビーム溶接継手であって、上記鋼材が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｏ：０．００１０〜０．００４５％を含有し、Ａｌ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖを、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下に制限し、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２７％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２７％を、
０．０００６％≦Ｍｇ＋Ｃａ≦０．００４０％
を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、さらに、下記（１）式で定義する電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWが０．４２〜０．６５であることを特徴とする電子ビーム溶接継手。

ＣeEBW＝Ｃ＋１／４Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ
＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、鋼材成分の含有量（質量％）である。

（２）前記電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWに対するＣ量の比（Ｃ／ＣeEBW）が０．１５以下であることを特徴とする上記（１）に記載の電子ビーム溶接継手。

（３）前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、及び、Ｎｉ：０．５０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の電子ビーム溶接継手。

（４）前記電子ビーム溶接継手の溶融金属部が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．０〜２．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｏ：０．０００４〜０．００４１％を含有し、Ａｌ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖを、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下に制限し、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２７％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２７％を、
０．０００６％≦Ｍｇ＋Ｃａ≦０．００４０％
を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、さらに、下記（１）式で定義する電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWが０．５６〜０．７３であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の電子ビーム溶接継手。

（５）前記溶融金属部が、さらに、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（４）に記載の電子ビーム溶接継手。

（６）前記鋼材の厚さが４５〜１５０ｍｍであることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の電子ビーム溶接継手。

（７）前記電子ビーム溶接継手において、1０Ｐａ以下の真空度で溶接した後の溶融金属部のＣＴＯＤ値δ_WM、熱影響部のＣＴＯＤ値δ_HAZ、及び、母材のＣＴＯＤ値δ_BMが、下記（２）式と（３）式を満足することを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかに記載の電子ビーム溶接継手。

０．８≦δ_BM／δ_WM≦１．２５ ・・・（２）
０．３≦δ_HAZ／δ_WM≦１．１ ・・・（３）
ただし、δ_WM、δ_HAZ、及び、δ_BMは、０℃で三点曲げＣＴＯＤ試験を６回行ったときのＣＴＯＤ値の最低値である。

（８）上記（１）に記載の電子ビーム溶接継手を形成する鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｏ：０．００１０〜０．００４５％を含有し、Ａｌ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖを、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下に制限し、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２７％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２７％を、
０．０００６％≦Ｍｇ＋Ｃａ≦０．００４０％
を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、さらに、下記（１）式で定義する電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWが０．４２〜０．６５であることを特徴とする電子ビーム溶接用鋼材。

ＣeEBW＝Ｃ＋１／４Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ
＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、鋼材成分の含有量（質量％）である。

（９）前記電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWに対するＣ量の比（Ｃ／ＣeEBW）が０．１５以下であることを特徴とする上記（８）に記載の電子ビーム溶接用鋼材。

（１０）前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．５０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（８）又は（９）に記載の電子ビーム溶接用鋼材。

（１１）前記鋼材の厚さが４５〜１５０ｍｍであることを特徴とする上記（８）〜（１０）のいずれかに記載の電子ビーム溶接用鋼材。

（１２）上記（８）〜（１１）のいずれかに記載の電子ビーム溶接用鋼材の製造方法であって、上記（８）〜（１０）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼材を、９５０〜１１５０℃に加熱し、その後、加工熱処理を施すことを特徴とする電子ビーム溶接用鋼材の製造方法。

電子ビーム溶接継手において、所定のＣＴＯＤ値（破壊靭性値）を確保するためには、母材部（ＢＭ）、溶融金属部（ＷＭ）、及び、熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靱性値を、適度にバランスさせることが重要である。

即ち、母材部と破壊靱性と熱影響部の破壊靱性が優れていても、溶融金属部の破壊靱性が劣っていると、溶融金属部が破壊の起点となり、溶接継手としての破壊靱性が劣化する。また、溶融金属部の破壊靱性が優れていても、熱影響部の破壊靭性が劣っていると、熱影響部を起点として破壊が進行する。

大入熱溶接を適用した降伏強度３５５ＭＰａ級の鋼材の溶接部（溶融金属部及び熱影響部）での脆性破壊は、旧オーステナイト周辺に生成する粗大な粒界フェライトや、旧オーステナイト内部にラス状に生成する上部ベイナイトやフェライトサイドプレート等が破壊の起点になって発錆する。

そして、上部ベイナイトや旧オーステナイト粒界から生成した粗大なフェライトが起点となって脆性破壊するときの破面単位は、旧オーステナイトの粒径に依存する。したがって、析出物によるピンニング効果や粒内変態を利用して、溶融金属部及び熱影響部における旧オーステナイトの粒径を小さくすることにより、溶接部の破壊靭性を改善することができる。

そこで、本発明においては、極めて強力な脱酸元素であるＭｇ及びＣａを同時に鋼に添加して、母材だけでなく、Ｎｉを含むインサートメタルを介在させて電子ビーム溶接した溶接部の溶融金属部及び熱影響部の旧オーステナイト粒内に、Ｍｇを含む微細な酸化物を分散させる。入熱量が低い電子ビーム溶接では、熱影響部（ＨＡＺ）に、Ｍｇを含む微細な酸化物が残存して、粒成長を抑制するピンニング粒子として機能するので、熱影響部における粒成長が抑制されて、破壊靭性が向上する。

また、微細なＭｇ含有酸化物は、粒内変態の生成核となり、熱影響部に、粒内フェライトを生成させる。その結果、特に熱影響部の組織が微細になり、母材部、熱影響部、及び、溶融金属部の破壊靭性が向上するとともに、これら３つの破壊靱性のバランスが向上する。

本発明によれば、降伏強度３５５ＭＰａ級の鋼材の溶接部に、Ｎｉを含むインサートメタルを介在させて電子ビーム溶接して形成した電子ビーム溶接継手において、溶融金属部及び熱影響部における破壊靭性の劣化を抑制することができ、母材部、熱影響部、及び、溶融金属部の破壊靭性が適度にバランスした電子ビーム溶接継手を提供し、かつ、該溶接継手を形成し得る鋼材を低コストで提供することができる。

鋼材の強度及び靭性と金属組織との関係を定性的に示す図である。 焼入れ性と他の指標との関係を定性的に示す図である。（ａ）に、焼入れ性と溶融金属部の結晶粒径との関係を定性的に示し、（ｂ）に、焼入れ性と熱影響部の高炭素マルテンサイト量との関係を定性的に示す。 母材の硬さに対する溶融金属部の硬さの比と溶融金属部及び熱影響部の破壊靭性との関係を定性的に示す図である。 ＣeEBと溶融金属部及び熱影響部の破壊靭性値（δc）の関係を定性的に示す図である。 熱影響部の破壊靭性値とＣ／ＣeEBとの関係を定性的に示す図である。 ノッチを導入した試験片を示す図である。

洋上風力発電用鉄塔の建設においては、鋼材を、溶接後、継手部に熱処理を施すことなく、そのまま使用するので、溶融金属部及び熱影響部には、優れた靭性が要求される。本発明においては、溶融金属部の靭性を母材と同等にまで高めるため、溶接部に、Ｎｉを含むインサートメタルを介在させて電子ビーム溶接を行う。

従来、電子ビーム溶接は、ＣｒやＭｏを含有する高強度鋼（Ｃｒ−Ｍｏ高強度鋼）やステンレス鋼など、溶融金属部の酸化物の生成が問題とされる鋼材に適用されてきた。これは、ステンレス鋼の熱影響部には脆化相が生成せず、Ｃｒ−Ｍｏ高強度鋼の熱影響部の組織は、図１に定性的に示したように靭性に優れる下部ベイナイトとなり、溶融金属部の酸化物の制御によって、靭性が顕著に向上するためである。

一方、洋上風力発電用鉄塔などに使用される鋼材は、ＹＰが約３５５ＭＰａの構造用鋼であり、Ｃｒ−Ｍｏ高強度鋼に比べて強度が低く、熱影響部の組織は、図１に定性的に示したように靭性が低い上部ベイナイトになる。このような鋼材を電子ビーム溶接すると、特に、熱影響部では、粒界フェライトや上部ベイナイトなどの粗大な組織が発達し、高炭素マルテンサイトが生成しやすい。したがって、構造用鋼を電子ビーム溶接する場合、熱影響部の靭性の確保は容易ではない。

組織と靭性との関係については、結晶粒径の微細化が特に溶融金属部の靭性の向上に有効であること、高炭素マルテンサイトが特に熱影響部の靭性を低下させることが知られている。また、成分と組織との関係については、焼入れ性指標Ｃｅｑを大きくすると、図２ａに示すように溶融金属部の粒径が微細になること、図２ｂに示すように熱影響部の高炭素マルテンサイトが増加することが知られている。

また、溶融金属部及び熱影響部の靭性を高めるには、溶融金属部の硬さと母材の硬さのバランスが重要である。すなわち、図３に示したように、母材の硬さに対して、溶融金属部の硬さを高めると、溶融金属部の靭性は向上するものの、熱影響部の靭性は、溶融金属部の硬化の影響によって低下する。したがって、靭性の劣る上部ベイナイトの生成を防止するために焼入れ性を高めると、溶融金属部の硬化の影響によって、熱影響部の靭性が損なわれるという問題が生じる。

このように、鋼の焼入れ性とＷＭの結晶粒径やＨＡＺの高炭素マルテンサイトとの関係、母材の硬さに対するＷＭの硬さの比と溶接継手の靭性との関係は、定性的には公知であった。しかし、従来、鋼材の成分によって溶接継手の破壊靭性のバランスを制御するという考え方は存在しなかった。そのため、例えば、焼入れ性を高めた母材を電子ビーム溶接すると、ＷＭの靭性は向上するものの、ＨＡＺの靭性が著しく低下するなどの問題が生じた。

そこで、本発明者らは、インサートを介在させて形成した電子ビーム溶接において、優れた靭性を確保するため、電子ビーム溶接に適した焼入れ性を表示する指標を検討し、新たに“電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBW”を考案し導入した。即ち、下記（１）式で定義する“電子ビーム焼入れ性指標ＣeEBW”は、電子ビーム溶接継手の破壊靭性をより高めるに、組織の形成に大きく影響する焼入れ性に着目し、所要の組織の生成を確実に確保することを考慮した新たな指標である。

ＣeEBW＝Ｃ＋１／４Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ
＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、鋼材成分の含有量（質量％）である。

上記（１）式で定義するＣeEBWは、硬さと相関する公知の炭素当量Ｃeq（＝Ｃ＋１／６Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ）を基に、Ｍｎが、電子ビーム溶接の際に蒸発して減少し、焼入れ性が低下することを考慮して考案した指標である。なお、インサートメタルを介在させて形成する電子ビーム溶接継手において、経験的に得られた、Ｍｎの減少に起因する焼入れ性の低下の度合いに基づいて、Ｍｎの係数を１／４（＞１／６）とした。

指標ＣeEBWは、電子ビーム溶接継手の溶融金属部において焼入れ性を所要の範囲で確保し、溶融金属部において、微細なフェライトの生成を促進し、かつ、熱影響部において、靭性を低下させる上部ベイナイトや高炭素マルテンサイトなどの生成を抑制するための指標である。

図４に、電子ビーム溶接継手における溶融金属部（ＷＭ）及び熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靱性値（δc）とＣeEBWとの関係を定性的に示す。実線の曲線は溶融金属部の破壊靭性値（δcmn）であり、破線の曲線は熱影響部の破壊靭性値（δcha）である。二点鎖線の曲線は、ＷＭの硬さの変化を無視した仮想的な熱影響部の破壊靭性値（ＨＡＺ靭性の予測値）である。このようなＨＡＺ靭性の予測値は、ＨＡＺの熱履歴を模擬した熱処理を施した試験片を用いて破壊靭性試験を行った場合などに得られる破壊靭性値である。

ＷＭの破壊靭性値（δcwm）は、インサートメタル（Ｎｉ箔）を使用することにより、母材と同等にまで向上する。指標ＣeEBWが大きくなると、ＨＡＺでは高炭素マルテンサイトの増加とＨＡＺの硬化によってＨＡＺ靭性の予測値が低下する。また、ＣeEBWが大きくなるとＷＭの硬化の影響を受けて、δchaはＨＡＺ靭性の予測値よりも低下する。なお、Ｎｉ箔を使用する場合、ＣeEBWが低くても靭性には問題ないが、強度が低下するため、下限値を定める必要がある。

このように、指標ＣeEBWによって溶融金属部及び熱影響部の破壊靭性を総合的に評価することが可能になり、指標ＣeEBWを適正範囲に定めれば、熱影響部の破壊靱性値を一点鎖線で示す目標値以上にすることができる。後述するピンニング粒子や粒内変態をを活用する場合は、効果に応じてδchaが向上することになる。

次に、本発明者らは、母材のＣ量及びＣeEBWと、母材、溶融金属部、及び、熱影響部の靭性の関係について検討した。その結果、母材のＣ量とＣeEBWとの比“Ｃ／ＣeEBW” の上限を制限することが好ましいことが解った。以下に、比“Ｃ／ＣeEBW”の技術的意義について説明する。

比“Ｃ／ＣeEBW”は、熱影響部の焼入れ性が極端に偏らないようにするための指標である。本発明では、インサートメタルを使用するので、Ｃ／ＣeEBWの低下による溶融金属部の焼入れ性の低下は、Ｎｉによって補うことができる。図５に、ＣeEBWと熱影響部の破壊靭性値との関係を示す。

ＣeEBWは焼入れ性の指標であるから、ＣeEBWが大きくなると、熱影響部では高炭素マルテンサイトの生成が促進されて破壊靭性値が低下する。そのため、図５に示すように、破壊靭性値を確保するには、Ｃ／ＣeEBを制限することが好ましい。

本発明者らは、Ｎｉを含むインサートメタルを介在させて電子ビーム溶接した溶接継手の溶融金属部の適正な成分組成についても検討した。溶融金属部には、Ｎｉを含むインサートメタルからＮｉが添加されるので、溶融金属部において靭性を確保するうえで、適正なＮｉ量とＣeEBWを明確にする必要がある。

さらに、本発明者らは、溶融金属部の破壊靭性値と熱影響部の破壊靱性値のバランスを改善する手法について検討した。その結果、適量のＭｇ及びＣａを同時に添加し、ピンニング粒子及び粒内変態の生成核として機能するＭｇを含む微細な酸化物を生成させると、インサートメタルを挟持して形成した電子ビーム溶接継手の熱影響部及び溶融金属部の靭性が向上することが解った。

本発明は、母材のＣ量、ＣeEBW、Ｃ／ＣeEBWを適正な範囲内に制御し、適量のＭｇ及び／又はＣａを添加し、溶接部にＮｉを含むインサートメタルを挟持して電子ビーム溶接した際に、母材の破壊靭性値に対する溶融金属部及び熱影響部の破壊靭性値の比を向上させ、破壊靱性値δcのばらつきを極力抑制した電子ビーム溶接継手と、該溶接継手を形成することができる鋼材である。

本発明の鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｏ：０．００１０〜０．００４５％を含有し、Ａｌ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖを、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下に制限し、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２７％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２７％を、
０．０００６％≦Ｍｇ＋Ｃａ≦０．００４０％
を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる。

上記鋼材の溶接部に、Ｎｉを含むインサートメタルを挟持して電子ビーム溶接した場合、溶融金属部においては、Ｍｎ及びＯが減少し、Ｎｉを増加するので、溶融金属部は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．０〜２．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｏ：０．０００４〜０．００４１％を含有し、Ａｌ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖを、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下に制限し、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２７％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２７％を、
０．０００６％≦Ｍｇ＋Ｃａ≦０．００４０％
を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる。

以下、各元素の添加理由及び添加量について説明する。なお、％は質量％を意味する。

Ｃは、強度の向上に寄与する元素である。溶接構造体としての強度を確保するため、０．０２％以上添加する。好ましい下限は０．０３％であり、より好ましくは０．０４％である。一方、Ｃが０．１％を超えると焼入性が増大し、靭性が低下するので、上限は０．１％とする。好ましい上限は０．０８％であり、より好ましくは０．０６％である。

Ｓｉは、脱酸元素であり、鋼板の強度を確保するためにも有効な元素である。そのため、０．０５％以上添加する。しかし、Ｓｉを過剰に添加すると、島状マルテンサイトが多量に生成し、特に、溶融金属部及び熱影響部の靭性が低下するので、上限を０．３０％とする。好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは、０．１５％である。

Ｍｎは、靭性を確保し、かつ、焼入れ性を高めて鋼板の強度を確保するのに有効な元素である。１．５％未満では、鋼材の靭性、強度、及び、焼入れ性を十分に確保できないし、また、電子ビーム溶接時、Ｍｎが溶融金属部から蒸発して、溶融金属部の焼入れ性が低下する。したがって、鋼材の靭性、強度、及び、焼入れ性、さらに、溶融金属部の焼入れ性を確保するため、１．５％以上のＭｎを添加する。

Ｍｎの好ましい下限は１．７％であり、より好ましくは１．８％である。ただし、Ｍｎが２．５％を超えると、焼入れ性が増大し、特に熱影響部の靭性が低下するので、上限を２．５％とする。好ましい上限は２．４％であり、より好ましくは２．３％である。

Ｐは、不純物であり、母材（ＢＭ）、溶融金属部（ＷＭ）、及び、熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に悪影響を及ぼす。特に、熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を確保するためには、Ｐは少ないことが好ましく、０．０１５％以下に抑える。好ましくは０．０１０％以下である。製造コストの観点から、Ｐは０．００１％以上が好ましい。

Ｓは、ＭｎＳを形成する元素である。Ｍｎは、微細なＴｉＮや、Ｍｇを含む酸化物を核として析出し、Ｍｎ希薄領域を形成して、粒内フェライトの生成（粒内変態）を促進するためには、Ｓを０．０００１％以上含有させることが好ましい。好ましい下限は０．００１％である。一方、Ｓを過剰に含有すると、特に、熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が低下するので、０．０１０％以下に抑える。好ましくは、０．００５％以下とする。

Ｔｉは、Ｎと結合して、結晶粒の微細化に寄与する微細な窒化物（ＴｉＮ）を形成する元素である。入熱量が低い電子ビーム溶接継手においては、熱影響部（ＨＡＺ）に微細なＴｉＮが残存して、粒内変態の生成核として作用する。

粒成長の抑制や粒内変態により、特に熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を向上させるために、Ｔｉを０．００５％以上添加する。好ましくは０．００７％以上添加する。一方、Ｔｉ量が過剰であると、粗大なＴｉＮが生成し、かえって靭性が劣化するので、上限を０．０１５％とする。好ましい上限は０．０１２％である。

Ｎは、Ｔｉと結合して微細な窒化物を形成する元素である。母材の結晶粒の微細化や、ピンニング効果による熱影響部における粒径の粗大化の防止や、粒内変態による粒径の微細化によって、特に熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を高めるため、下限を０．００２０％とする。好ましい下限は０．００３０％である。

一方、Ｎが過剰であると、母材部及び熱影響部の靭性に悪影響を及ぼすので、上限を０．００６０％とする。好ましい上限は０．００５０％である。

Ｏは、Ｍｇを含む微細な酸化物を生成する元素である。添加効果を得るため、０．００１０％以上添加する。電子ビーム溶接で形成される溶融金属部のＯ量は、母材部のＯ量より少なくなるので、０．００１５％以上の添加が好ましい。より好ましくは０．００２０％以上である。

しかし、Ｏが過剰であると、酸化物が粗大になり、破壊の起点となって、母材部や熱影響部の靭性に悪影響を及ぼすので、上限を０．００４５％とする。好ましい上限は０．００４５％である。

Ｍｇは、本発明において極めて重要な元素である。Ｍｇは、微細な酸化物を形成し、粒内変態の促進に寄与する。Ｍｇ酸化物をピンニング粒子として利用するために、０．０００３％以上添加する。粒内変態を促進するには、０．０００５％以上の添加が好ましい。

一方、０．００２７％を超えてＭｇを添加すると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母材部及び熱影響部の靭性が低下するので、上限を０．００２７％とする。より好ましい上限は０．００２５％である。

Ｃａは、強力な脱酸元素であり、Ｍｇ酸化物の粗大化を抑制して、微細なＭｇの酸化物を確保するため、０．０００３％以上を添加する。また、Ｃａは、ＣａＳを生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成の抑制にも有用である。鋼材の板厚方向の特性、特に、耐ラメラティアー性を改善するためには、０．０００５％以上のＣａ添加が好ましい。

一方、Ｃａが０．００２７％を超えると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母材部及び熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｃａの上限を０．００２７％とする。より好ましい上限は０．００２５％である。

本発明では、Ｍｇ及びＣａを同時に添加する。これは、Ｃａの添加によって脱酸を強化し、Ｍｇ酸化物の粗大化を抑制するためである。即ち、ＣａはＭｇよりも優先的に酸化物を形成するので、Ｍｇ酸化物の粗大化が抑制されて、Ｍｇ含有微細酸化物の生成が促進される。

微細なＭｇ酸化物は、ピンニング粒子及び粒内変態核として作用し、ＴｉＮの生成核にもなる。旧オーステナイト粒内のフェライトの核生成を補強し、旧オーステナイト粒内組織の微細化を図り、粗大オーステナイトの生成を抑制するため、ＭｇとＣａを、合計で０．０００６％以上添加する。

一方、ＭｇとＣａの合計量が過剰であると、酸化物が凝集し、粗大化して、母材部及び熱影響部の靭性に悪影響を及ぼすので、合計量の上限は０．００４０％とする。ＭｇとＣａの合計量の上限は０．００３０％が好ましく、さらに好ましくは０．００２５％である。

本発明の鋼材は、さらに、Ａｌ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖを、以下の理由で、一定限度内で含有してもよい。

Ａｌは、脱酸、及び、ミクロ組織の微細化により、母材の靭性を向上させる元素であるので、必要に応じて添加する。添加効果を得るためには、０．００１％以上の添加が好まし。より好ましくは０．００３％以上である。

ただし、Ａｌ酸化物は、フェライト変態核生成能力が小さく、粒内変態にほとんど寄与しないので、Ａｌは０．０１５％以下とする。Ａｌ酸化物が粗大になると、破壊の起点になるので、好ましい上限は０．０１２％である。より好ましくは０．０１０％以下である。

Ｎｂは、焼入れ性を向上させて、鋼板の強度を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて、０．００１％以上添加する。好ましくは０．００３％以上を添加する。ただし、Ｎｂを過剰に添加すると、特に熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が低下するので、上限を０．０２０％とする。好ましい上限は０．０１２％であり、より好ましくは０．０１０％である。

Ｖは、少量の添加で、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する元素であり、必要に応じて添加する。添加効果を得るために、０．００５％以上を添加する。好ましくは０．０１０％以上を添加する。ただし、Ｖを過剰に添加すると、特に熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が低下するので、上限を０．０３０％とする。好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。

本発明の鋼材は、必要に応じ、さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及び、Ｎｉの１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は、靭性の向上に有効な元素であり、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及び／又は、Ｎｉを、０．０５％以上添加する。

しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及び、Ｎｉは、高価であるので、経済的観点から、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．５０％以下とする。特に、Ｍｎ量を高めた本発明の鋼材では、これらの元素を過剰に添加すると、焼入れ性が高くなりすぎて、靭性のバランスを損なうことがある。したがって、好ましくは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、及び／又は、Ｎｉの合計量を０．７０％以下とし、さらに好ましくは０．５０％以下とする。

本発明の鋼材においては、電子ビーム溶接した場合、溶融金属部のＭｎ量及びＯ量が、母材部のＭｎ量及びＯ量よりも少なくなる。これは、電子ビーム溶接を真空中で行う際に、溶融金属部では、Ｍｎの一部が蒸発するとともに、酸化物が溶融金属部から浮上して排出されるからである。したがって、溶融金属部のＭｎ量及びＯ量を、それぞれ、質量％で、Ｍｎ：１．２〜２．４％、及び、Ｏ：０．０００４〜０．００４１％とする。

本発明の鋼材において、電子ビーム溶接継手を形成する際、溶融金属部の靭性を高めるため、被溶接部（開先突合せ部）に、Ｎｉを含むインサートメタルを挟持し、溶融金属部にＮｉを添加する。溶融金属部の靭性を顕著に高め、好ましくは溶融金属部の破壊靭性値を母材の０．８倍以上にするには、溶融金属部のＮｉを１．０％以上にすることが必要である。

一方、Ｎｉ量が過剰になると、溶融金属部の硬度が上昇し、熱影響部の破壊靭性に悪影響を及ぼす。特に、熱影響部の靭性を確保するために、Ｎｉ量の上限を２．３％以下とする。なお、溶融金属部のＮｉが過剰であると、高炭素マルテンサイトが生成しやすくなり、溶融金属部の硬度が上昇し、破壊靭性が低下することがある。

ピンニング効果によって溶融金属部の靭性を高めるために添加するＭｇとＣａの量が少ない場合、溶融金属部のＮｉ量を増加することが好ましい。インサートメタルとしては、Ｎｉ合金や、純Ｎｉを使用することができる。純Ｎｉを使用すれば簡便である。

本発明の鋼材においては、上記成分組成のもとで、下記（１）式で定義する電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWを０．４２〜０．６５とする。

ＣeEBW＝Ｃ＋１／４Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ
＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、鋼材成分の含有量（質量％）である。

電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWは、溶接部にＮｉを含むインサートメタルを挟持して形成した電子ビーム溶接継手の溶融金属部において、Ｎｉ量を１．０〜２．３％とすることを考慮した焼入れ性指標である。

ＣeEBWの下限は、母材部の強度を確保するため、０．４２とする。ＣeEBWは、好ましくは０．４５以上、より好ましくは０．４８以上とする。一方、ＣeEBWが０．６５を超えると、熱影響部の破壊靭性が不十分になるので、上限を０．６５とする。好ましい上限は０．６０であり、より好ましくは０．５８である。

電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWに対するＣ量の比（Ｃ／ＣeEBW）は、溶融金属部の焼入れ性と、熱影響部と母材の焼入れ性のバランスを表する指標であり、０．１５以下が好ましい。Ｃ量が、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び／又は、Ｖの量に対して過剰になり、Ｃ／ＣeEBWが０．１５を超えると、熱影響部の破壊靭性が低下することがある。より好ましいＣ／ＣeEBWの上限は０．１３であり、さらに好ましくは０．１１である。

一方、Ｎｉを含むインサートメタルを溶接部に挟持して電子ビーム溶接を行う場合、母材のＣ／ＣeEBWの低下による溶融金属部の焼入れ性の低下は、Ｎｉで補うことができる。したがって、Ｃ／ＣeEBWの下限は規定しないが、Ｃ量が下限の値をとり、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び／又は、Ｖの量が上限の値をとる場合が、実質的にＣ／ＣeEBWの下限となり、本発明では０．０２である。

なお、Ｃ量を増加し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び／又は、Ｖの量を低減すると、合金コストを削減することができるので、Ｃ／ＣeEBWは、より好ましくは０．０４以上、さらに好ましくは０．０６以上とする。

溶接部にＮｉを含むインサートメタルを挟持して形成した電子ビーム溶接継手の溶融金属部のＣeEBWは、０．５６〜０．７３とする。溶融金属部のＣeEBWは、溶融金属部の焼入れ性を確保するために、０．５６以上とする。溶融金属部のＣeEBWの下限は、より好ましくは０．６０とする。一方、溶融金属部のＣeEBWが０．７３を超えると、溶融金属部が硬化して、溶接継手の破壊靭性が不十分になる。溶融金属部のＣeEBWの上限は、より好ましくは０．７０である。

本発明の鋼材は、電子ビーム溶接で形成した溶接継手において、溶融金属部のＣＴＯＤ値：δ_WM、熱影響部のＣＴＯＤ値：δ_HAZ、及び、母材のＣＴＯＤ値δ_BMが、下記（２）式と（３）式を満足することが好ましい。

０．８≦δ_BM／δ_WM≦１．２５ ・・・（２）
０．３≦δ_HAZ／δ_WM≦１．１ ・・・（３）
ただし、δ_WM、δ_HAZ、及び、δ_BMは、０℃で三点曲げＣＴＯＤ試験を６回行ったときのＣＴＯＤ値の最低値である。

δ_BM／δ_WMが０．８未満、及び／又は、δ_HAZ／δ_WMが０．３未満であると、δ_BM、δ_WM、及び、δ_HAZのバランスが極端に悪くなり、溶接部の破壊靱性が大きく低下するので、δ_BM／δ_WMの下限は０．８とし、δ_HAZ／δ_WMの下限は０．３とする。δ_BM／δ_WMの上限は、δ_WMがδ_BMの０．８倍以上であることが好ましいので、１．２５以下とする。

δ_WMはδ_BMとほぼ同等であることがより好ましく、δ_BM／δ_WMの好ましい上限は１．１である。同様に、δ_HAZはδ_WMとほぼ同等であることが好ましく、δ_HAZ／δ_WMの上限を１．１以下とする。

本発明のように、微細なＭｇ含有酸化物を利用する鋼を電子ビーム溶接する場合は、ＨＡＺの破壊靭性を母材と同等にまで高めることは難しい。したがって、特に、母材及びＷＭの破壊靭性を高める必要がある場合、δ_HAZ／δ_WMの好ましい上限は０．６であり、より好ましくは０．５である。

即ち、本発明の鋼材によれば、電子ビーム溶接後の溶接継手における溶融金属部及び熱影響部の破壊靭性は、母材部の破壊靱性に比較して劣化が少なく、各部の破壊靭性が適度にバランスした溶接継手を得ることができる。

電子ビーム溶接は、簡易な設備で達成できる低真空度、例えば、１０Ｐａ以下の減圧下で行うことができる。真空度の下限は、設備の能力にもよるが、１０^-2Ｐａが好ましい。溶接条件は、加速電圧１３０〜１８０Ｖ、ビーム電流１００〜１３０ｍＡ、溶接速度１００〜２５０ｍｍ／分の範囲内で、装置の性能や鋼材の厚さに応じて決定する。例えば、厚さ８０ｍｍの場合、加速電圧１７５Ｖ、ビーム電流１２０ｍＡ、溶接速度１２５ｍｍ／分程度が推奨される。

電子ビーム溶接を行う際、被溶接部（開先の突合せ部）にＮｉを含むインサートメタルを配置して挟持する。Ｎｉを含むインサートメタルとしては、Ｎｉ基合金箔、Ｎｉ−Ｆｅ合金箔、純Ｎｉ箔を使用することができる。

Ｎｉ箔を使用すると、鋼材のＮｉ量と目標とする溶接金属中のＮｉ量、及び、鋼材の寸法と溶融金属部の幅から、目標のＮｉ量とするのに必要な、インサートメタルの厚さを簡便に計算することができる。純Ｎｉ箔は、必要な厚さの箔を準備してもよいが、薄い箔を必要な厚さになるように、複数枚重ねてもよい。

本発明の鋼材の製造方法について説明する。本発明の鋼材は、素材であるスラブ（鋼片）などの鋼材を加熱し、次いで、熱間圧延及び熱処理などの加工熱処理を施して製造される。鋼材（鋼片）の製造方法は、工業的には、連続鋳造法が好ましい。連続鋳造法によれば、鋳造後の冷却速度を高めて、生成する酸化物とＴｉ窒化物を微細化することができるので、靭性向上の点から、連続鋳造法が好ましい。

一般に、高Ｍｎ鋼は、炭素鋼や低合金鋼に比較して熱間加工性が劣るので、適正な条件で、加工熱処理を施す必要がある。本発明においては、まず、前記成分組成の鋼材（鋼片）を、９５０〜１１５０℃に加熱する。加熱温度が９５０℃未満であると、熱間圧延時の変形抵抗が大きくなり、生産性が低下する。一方、１１５０℃を超えて加熱すると、鋼材（鋼片）のＴｉ窒化物が粗大化して、鋼材（母材）や熱影響部の靱性が低下することがある。

鋼材（鋼片）を９５０〜１１５０℃に加熱した後、加工熱処理を施す。加工熱処理は、鋼材の強度及び靱性を高めるために有効で、例えば、(1)制御圧延（ＣＲ）、(2)制御圧延−加速冷却（ＡＣＣ）、(3)圧延後直接焼入れ−焼戻し処理（ＱＴ）等の方法がある。本発明では、破壊靭性の向上の点で、(2)制御圧延−加速冷却法、及び、(3)圧延後直接焼入れ−焼戻し処理が好ましい。

未再結晶温度域（約９００℃以下）で行う制御圧延は、鋼材の組織を微細化し、強度及び靭性の向上に有効である。本発明では、加工フェライトの生成を防止するため、制御圧延をＡｒ₃変態点以上の温度で終了することが好ましい。

特に、制御圧延を行う場合、引き続き、加速冷却を行うと、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が生成して、強度が向上する。強度及び靭性を確保するためには、加速冷却の停止温度は４００〜６００℃が好ましい。圧延後の直接焼入れは、制御圧延の温度域より高温の温度域で熱間圧延を行った後、水冷等によって焼入れる方法である。この方法によれば、通常、強度が上昇するので、焼戻しを行って靭性を確保する。焼戻し温度は４００〜６００℃が好ましい。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例）
表１及び表２に示す成分組成の鋼材を用いて、表３及び表４に示す条件により、鋼材を製造した。鋼材から試験片を採取し、引張試験及びＣＴＯＤ試験を行い、母材の引張強度及び破壊靭性値を測定した。母材の強度は、板厚１／２部から圧延方向を長手方向として試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に基づいて測定した。なお、降伏応力が３５５〜４２０ＭＰａであるものを良好と評価した。

鋼材に電子ビーム溶接を施し、Ｉ開先の突合せ溶接継手を作製した。電子ビーム溶接は、ＲＰＥＢＷ法を採用し、純Ｎｉ箔をインサートメタルとして使用し、１ｍbar程度の真空下で、電圧１７５Ｖ、電流１２０ｍＡ、溶接速度１２５ｍｍ／分程度の条件で行った。溶接ビード幅は３．０〜５．５ｍｍである。溶融金属部から試料を採取し、成分組成を分析した。結果を表５及び表６に示す。

また、溶接継手から、(a)板厚６０ｍｍ未満の場合は、ｔ（板厚）×２ｔの試験片、(b)板厚６０ｍｍ以上の場合は、ｔ（板厚）×ｔの試験片を、各６本採取した。試験片に、ノッチとして、５０％疲労亀裂を、溶融金属部（ＷＭ）の中央、融合部（ＦＬ）、及び、母材（ＢＭ）の各位置に導入した。ノッチを導入した試験片を図６に示す。

試験温度０℃で、ＣＴＯＤ試験を実施し、破壊靭性値δcを求めた。各ノッチ位置で、６本の最低値を、それぞれ、破壊靭性値δ_WM、δ_HAZ、δ_BMとした。なお、電子ビーム溶接継手では、熱影響部の幅が狭いので、融合部にノッチを導入した試験片を用いて熱影響部のＣＴＯＤ値δ_HAZを測定した。

表７及び表８に、溶接継手の溶融金属部（ＷＭ）のＣＴＯＤ値δ_WM、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZ、母材（ＢＭ）のＣＴＯＤ値δ_BMに基づくδ_EM／δ_BM、及び、δ_HAZ／δ_WMを示した。

表１、表５、及び、表７に示すように、発明例の継手Ｎｏ．１〜３０は、母材部及び溶融金属部の成分組成、ＣeEBW、及び、Ｃ／ＣeEBWが、いずれも、本発明の範囲内にあるものであり、母材部（ＢＭ）、熱影響部（ＨＡＺ）、溶融金属部（ＷＭ）の破壊靭性値δcの比、δ_BM／δ_WM、及び、δ_HAZ／δ_WMが十分な値を示している。

これに対し、表２、表６、及び、表８に示すように、比較例の継手Ｎｏ．３１は、Ｃ量が少なく、Ｍｎ量が多いため、ＣeEBWが高くなり、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低下し、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。

継手Ｎｏ．３２（比較例）は、Ｃ量が多いため、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低下し、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。

継手Ｎｏ．３４（比較例）は、鋼材のＭｎ量が少なく、ＣeEBWが低いため、母材の強度が低く、溶融金属部（ＷＭ）のＣＴＯＤ値（δ_WM）が低下し、δ_BM／δ_WM及びδ_HAZ／δ_WMが大きくなっている。

継手Ｎｏ．３３（比較例）は、Ｓｉ量が多く、熱影響部（ＨＡＺ）に脆化相が生成し、ＨＡＺのＣＴＯＤ値δ_HAZが低く、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。継手Ｎｏ．３５（比較例）は、鋼材のＭｎ量が多く、ＣeEBWが高いため、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低くなり、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。

継手Ｎｏ．３６及び３７（比較例）は、それぞれ、Ｐ量、Ｓ量が多いため、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低く、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。継手Ｎｏ．３８及び３９（比較例）は、それぞれ、Ｎｂ量、Ｖ量が多いため、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低く、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。

継手Ｎｏ．４０（比較例）は、Ｔｉ量が多く、継手Ｎｏ．４１（比較例）は、Ａｌ量が多く、継手Ｎｏ．４２（比較例）は、Ｎ量が多い。そのため、酸化物や窒化物に起因して、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低下し、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。

継手Ｎｏ．４３（比較例）は、鋼材のＯ量が少なく、継手Ｎｏ．４４（比較例）は、鋼材のＯ量が多いため、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低下し、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。継手Ｎｏ．４５〜４９（比較例）は、Ｍｇ量、Ｃａ量が不適切な例であり、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低く、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。

継手Ｎｏ．５０（比較例）は、鋼材のＣeEBWが低く、母材の強度が低下している。継手Ｎｏ．５１（比較例）は、鋼材のＣeEBWが高いため、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低下し、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。継手Ｎｏ．５２（比較例）は、鋼材のＣ／ＣeEBWが高いため、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低く、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。

継手Ｎｏ．５３（比較例）は、溶融金属部（ＷＭ）に添加するＮｉ量が少なく、継手Ｎｏ．５４（比較例）は、溶融金属部（ＷＭ）のＣeEBWが低いため、ＷＭのＣＴＯＤ値δ_WMが低く、δ_BM／δ_WMが大きくなっている。

継手Ｎｏ．５５（比較例）は、溶融金属部（ＷＭ）に添加するＮｉ量が多く、継手Ｎｏ．５６（比較例）は、溶融金属部（ＷＭ）のＣeEBWが高いため、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_HAZが低く、δ_HAZ／δ_WMが不十分である。

本発明によれば、降伏強度３５５ＭＰａ級の鋼材の電子ビーム溶接継手の溶融金属部及び熱影響部において、母材の破壊靱性に比較して、破壊靭性の劣化が少ないので、各部の破壊靭性が適度にバランスした電子ビーム溶接継手と、該溶接継手を形成でき、洋上風力発電用鉄塔の基礎部分の建設に適した鋼材を安価に提供することができる。よって、本件発明は、大型鋼構造物建設産業において利用可能性が高いものである。

Claims (12)

1. 鋼材の被溶接部にＮｉを含むインサートメタルを介在させ、電子ビームを照射して形成する電子ビーム溶接継手であって、上記鋼材が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｏ：０．００１０〜０．００４５％を含有し、Ａｌ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖを、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下に制限し、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２７％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２７％を、
   ０．０００６％≦Ｍｇ＋Ｃａ≦０．００４０％
   を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、さらに、下記（１）式で定義する電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWが０．４２〜０．６５であることを特徴とする電子ビーム溶接継手。
   ＣeEBW＝Ｃ＋１／４Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ
   ＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（１）
   ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、鋼材成分の含有量（質量％）である。
2. 前記電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWに対するＣ量の比（Ｃ／ＣeEBW）が０．１５以下であることを特徴とする請求項１に記載の電子ビーム溶接継手。
3. 前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．５０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の電子ビーム溶接継手。
4. 前記電子ビーム溶接継手の溶融金属部が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．０〜２．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｏ：０．０００４〜０．００４１％を含有し、Ａｌ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖを、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下に制限し、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２７％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２７％を、
   ０．０００６％≦Ｍｇ＋Ｃａ≦０．００４０％
   を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ、前記電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWが０．５６〜０．７３であることを特徴とする請求項１又は２に記載の電子ビーム溶接継手。
5. 前記溶融金属部が、さらに、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の電子ビーム溶接継手。
6. 前記鋼材の厚さが４５〜１５０ｍｍであることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の電子ビーム溶接継手。
7. 前記電子ビーム溶接継手において、1０Ｐａ以下の真空度で溶接した後の溶融金属部のＣＴＯＤ値δ_WM、熱影響部のＣＴＯＤ値δ_HAZ、母材のＣＴＯＤ値δ_BMが、下記（２）式と（３）式を満足することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の電子ビーム溶接継手。
   ０．８≦δ_BM／δ_WM≦１．２５ ・・・（２）
   ０．３≦δ_HAZ／δ_WM≦１．１ ・・・（３）
   ただし、δ_WM、δ_HAZ、及び、δ_BMは、０℃で三点曲げＣＴＯＤ試験を６回行ったときのＣＴＯＤ値の最低値である。
8. 請求項１に記載の電子ビーム溶接継手を形成する鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｏ：０．００１０〜０．００４５％を含有し、Ａｌ、Ｎｂ、及び／又は、Ｖを、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下に制限し、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２７％、Ｃａ：０．０００３〜０．００２７％を、
   ０．０００６％≦Ｍｇ＋Ｃａ≦０．００４０％
   を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、さらに、下記（１）式で定義する電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWが０．４２〜０．６５であることを特徴とする電子ビーム溶接用鋼材。
   ＣeEBW＝Ｃ＋１／４Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ
   ＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（１）
   ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、鋼材成分の含有量（質量％）である。
9. 前記電子ビーム溶融部焼入れ性指標ＣeEBWに対するＣ量の比（Ｃ／ＣeEBW）が０．１５以下であることを特徴とする請求項８に記載の電子ビーム溶接用鋼材。
10. 前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．５０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項８又は９に記載の電子ビーム溶接用鋼材。
11. 前記鋼材の厚さが４５〜１５０ｍｍであることを特徴とする請求項８〜１０のいずれか１項に記載の電子ビーム溶接用鋼材。
12. 請求項８〜１１のいずれか１項に記載の電子ビーム溶接用鋼材の製造方法であって、請求項８〜１０のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼片を、９５０〜１１５０℃に加熱し、その後、加工熱処理を施すことを特徴とする電子ビーム溶接用鋼材の製造方法。

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