JP2016164289A - 溶接用高張力鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強さ７８０ＭＰａ級、板厚４０〜１００ｍｍで、超大入熱溶接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。
【課題手段】Ｃ,Ｓｉ,Ｍｎ,Ｓ,Ｃｒ,Ｍｏ,Ａｌ,Ｎｂ,Ｔｉ,Ｂ,Ｍｇ,Ｎ,Ｏを個々に規定範囲含有し、Ｐ,Ｃｕ,Ｎｉ,Ｖ,Ｃａ,ＲＥＭを規定範囲に制限し、Ｐｃｍ値（式１）が０.２５〜０.３０％、焼入れ性指数ＤＩ値（式２）が６.６０〜１０.７０、Ｍ値（式３）が１.８０〜３.５０であり、粒子径０.０１５〜０.２μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を１.０×１０^４個〜３.０×１０^５個/ｍｍ^２含む溶接用高張力鋼。
【選択図】なし

Description

本発明は、溶接用高張力鋼に関する。

最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化し、鋼製柱に使用される鋼材の板厚も増してきた。また、板厚の大幅な増加を抑制するために、より高強度の鋼材が求められつつある。さらに、このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際には、高能率で溶接することが求められており、極厚の鋼板を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。一方、造船分野等においては、板厚が６０ｍｍ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ている。

これらのエレクトロスラグ溶接、又はエレクトロガス溶接を行う場合、典型的な入熱の範囲は４００〜１０００ｋＪ／ｃｍであり、いわゆる超大入熱溶接である。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３００ｋＪ／ｃｍ未満）に比べて、溶接融合線（ＦＬ:Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）付近や溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、ＨＡＺと称することがある）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る。

そのため、超大入熱溶接では、ＨＡＺのオーステナイト粒（γ粒）の粗大化が極めて顕著であり、さらに鋼の高強度化によってＨＡＺの靭性を確保することが困難になっている。したがって、このような超大入熱溶接のＨＡＺの靭性向上を達成することは、建築構造物、船舶等の溶接鋼構造物を高能率で製造する際の極めて重要な課題になっている。

靭性を向上させるには、結晶粒径の粗大化を防止することが必要であり、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ、Ｓ）や、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子、（Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕ）Ｓ粒子などの微細粒子を利用してオーステナイト粒成長を抑制し、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術が提案されている（例えば、特許文献１〜４、参照）。

特許文献１では、０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ、Ｓ）の２種以上の微細粒子によってオーステナイトの粒成長を抑制し、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術が開示されている。しかしながら、この技術では、微細なＭｇＯを生成させるためにＡｌ量を０．０１質量％以下に制限する必要があり、従来のＡｌ添加鋼の利点を損なう。従来のＡｌ添加鋼は、０．０２〜０．０７質量％（以下、単に「％」と記述する場合がある。）程度のＡｌを脱酸のために含有している。

従来のＡｌ添加鋼では、脱酸の際に、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、また、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ている。さらに、Ａｌは窒化物を形成することで材質確保にも寄与することが広く知られている。一方、Ａｌ添加量を０．０１％以下に制限すると、これらのＡｌ添加の利点を損ない、また、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。

特許文献２及び３では、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ、Ｍｇ）Ｓ粒子又は（Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕ）Ｓ粒子によってオーステナイトの粒成長を抑制し、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術が開示されている。特許文献２及び３では、ＨＡＺ靭性をシャルピー試験３本の平均値によって評価しており、シャルピー試験９本における最低値のような靭性の安定性に関する評価はなされていない。

特許文献４では、粒子径が０．０１５〜０．２μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によって超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させた高張力鋼が開示されている。特許文献４の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子は、特許文献２の（Ｍｎ、Ｍｇ）Ｓ粒子とは組成が異なり、粒子径も限定されている。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子は、高温での安定性が向上しているが、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上効果が確認されているのは引張強さ７００ＭＰａまでの高張力鋼であった。

特許文献５には、引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力鋼の超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させるためにＣ量を０．０１０〜０．０６０％とし、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの添加と、Ｔｉ窒化物によるＨＡＺのγ粒微細化を利用する技術が開示されている。しかしながら、入熱１０００ｋＪ／ｃｍでの超大入熱溶接ＨＡＺ靭性は、Ｃ量の制限とＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏの添加だけでは改善効果はほとんど見られず、Ｔｉ窒化物を利用しない場合にはその超大入熱溶接ＨＡＺ靭性は低位となっている。

特開平１１−２８６７４３号公報 特開２００２−３９８６号公報 特開２００２−１８０１７９号公報 特開２０１３−２０４１１８号公報 特開２０００−１６０２８１号公報

本発明者らの検討では、Ｔｉ窒化物は超大入熱溶接ＨＡＺで固溶し、γ粒を微細化する効果が失われ、特許文献５に開示された技術では７８０ＭＰａ級の高張力鋼の超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の安定した向上は達成できないことがわかった。また、特許文献２に開示された技術では、特に、引張強さ７８０ＭＰａ級の板厚４０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下の鋼板の超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の安定性が課題として残っていた。

特許文献４では、引張強さ７００ＭＰａまでの高張力鋼の超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上効果が確認されているが、７８０ＭＰａ級の高張力鋼の超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上は課題として残っていた。また、Ｎｉ添加は高張力鋼の靱性の向上には有効であるが、製造コスト上の問題があり、Ｎｉ量の低減が可能な技術の開発も課題である。

本発明は、このような実情に鑑み、板厚４０〜１００ｍｍ厚の引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力鋼につき、Ａｌ添加鋼を前提に、多量のＮｉを添加することなく、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性に優れた溶接用高張力鋼を提供することを課題とする。

７８０ＭＰａ級鋼の場合、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を微細分散させていても、シャルピー試験の９本の最低値で超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の安定性を評価すると、ほとんど良好な値が得られない。この原因を明らかにするために検討を行った結果、粗大な酸化物や窒化物、さらにはベイナイトのラス間に微細に生成する島状マルテンサイトが、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼしていることがわかった。

これに対し、Ｏ量、Ｔｉ量、Ｎ量の規制による酸化物や窒化物の粗大化抑制、Ｂ添加及び焼入れ性指数ＤＩ値の制御による微細ベイナイトの生成促進、Ｍ値の制御によるラス間への島状マルテンサイトの生成の抑制、が有効であることがわかった。本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。

（１）本発明の一態様に係る溶接用高張力鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．１２％以下、Ｓｉ：０．１０％以上、０．４５％以下、Ｍｎ：０．９０％以上、２．５０％以下、Ｓ：０．００２０％以上、０．００６０％以下、Ｃｒ：０．５０％以上、１．３０％以下、Ｍｏ：０．１０％以上、０．７０％以下、Ａｌ：０．０２０％以上、０．０７０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００４％以上、０．０１２％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、Ｍｇ：０．００１５％以上、０．００４０％以下、Ｎ：０．００２０％以上、０．００５０％以下、Ｏ：０．０００７％以上、０．００２０％以下、を含有し、Ｐ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｖ：０．０６％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式１で表される溶接割れ感受性指数であるＰｃｍ値が０．２５％以上、０．３０％以下であり、下記式２で表される焼入れ性指数であるＤＩ値が６．６０以上、１０．７０以下であり、下記式３で表される島状マルテンサイトの靭性への有害度の指標であるＭ値が１．８０以上、３．５０以下であり、粒子径が０．０１５μｍ以上０．２μｍ以下のＭｇ・Ｍｎ含有硫化物を１平方ｍｍあたり１．０×１０^４個以上３．０×１０^５個以下含み、前記Ｍｇ・Ｍｎ含有硫化物において、ＭｇとＭｎとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で７０％以上９０％以下である。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…式１
ＤＩ＝０．３６７×（［Ｃ］^１／２）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３．０×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋１．７７×［Ａｌ］）…式２
Ｍ＝（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋３．０×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）…式３
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ａｌ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
（２）上記（１）に記載の溶接用高張力鋼では、板厚が、４０ｍｍ以上１００ｍｍ以下、降伏応力が、６３０ＭＰａ以上、引張強さが、７８０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下、であってもよい。

本発明に係る溶接用高張力鋼によれば、極めて信頼性の高い、超大入熱溶接が適用される構造物を製造することが可能であり、産業上の貢献が極めて顕著である。超大入熱溶接は、例えば、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、造船等で適用されるエレクトロガス溶接などの溶接技術である。

特に、本発明によれば、入熱が３００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば４００〜１０００ｋＪ／ｃｍ程度の超大入熱溶接であっても、ＨＡＺの靭性に優れた、引張強さが７８０ＭＰａ以上の溶接用高張力鋼を提供することができる。

また、Ａｌ添加鋼を前提とする本発明の高張力は、製鋼工程において、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る。さらに、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、Ａｌ窒化物を形成するため、本発明に係る高張力鋼の材質確保にも有効である。

以下、本発明の一実施形態に係る溶接用高張力鋼について説明する。

本発明の溶接用高張力鋼は、例えば、エレクトロスラグ溶接などの超大入熱溶接が施される用途で使用される。また、本発明の溶接用高張力鋼は、Ｎｉ添加量が０．５％以下に制限され、引張強さが７８０ＭＰａ以上の鋼である。さらに、本発明の溶接用高張力鋼は、板厚が４０ｍｍ以上で、ＨＡＺの靭性に優れるという特性を有する。

また、本発明における「溶接用高張力鋼」とは、例えば、ＪＩＳＧ３１０６［溶接構造用圧延鋼材］に相当する。

本実施形態に係る溶接用高張力鋼は、大量の製造実績があり優れた量産プロセスであるＡｌ脱酸を含む製造方法により製造された鋼材であることを前提とする。 Ａｌ脱酸では、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、また、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ている。一方、Ａｌ添加量を０．０１％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。

本発明者らは、板厚４０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下で、引張強さ７８０ＭＰａを満足できる成分系を前提に、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靭性との関係に関する詳細な調査及び研究を実施した。その結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御又は靭性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性は限られたものであるとの結論に達した。

超大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上にはオーステナイト粒を著しく微細化（細粒化）する必要があり、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の利用が有効である。本発明者らはＡｌ脱酸鋼を前提に各種の粒子について検討し、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌ含有量などを制御することにより、ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する、０．２μｍ以下の微細な（Ｍｎ、Ｍｇ）Ｓを鋼中に多量に微細分散させることが可能であることを知見している。

しかしながら、（Ｍｎ、Ｍｇ）Ｓ粒子によるオーステナイト粒の微細化だけでは７８０ＭＰａ級鋼の超大入熱溶接ＨＡＺ靭性向上効果は十分ではない。すなわち、シャルピー試験の３本の平均値では良好な値が得られる場合が多いものの、例えば、シャルピー試験の９本の最低値でその安定性を評価すると、ほとんど良好な値が得られないことがわかった。

本発明者らは７８０ＭＰａ級鋼の超大入熱溶接ＨＡＺ靭性についてさらに検討を行った。引張強さ７８０ＭＰａ級鋼では、継手強度を確保するために、超大入熱溶接ＨＡＺの硬さが、例えば２３０〜３００程度になる。このように、７８０ＭＰａ級鋼では、超大入熱溶接ＨＡＺの硬さが上昇することと、組織が粗大になりやすいことの二つの脆化要因が重畳し、靭性評価温度が比較的高温の−５℃であっても、靭性低値が発生しやすくなる。

この靭性低値が発生した時の破壊の発生起点を調査するとミクロンサイズの粗大な酸化物や窒化物が破壊発生起点に存在することが多い。これに対し、Ｏ量、Ｔｉ量、Ｎ量の全ての上限値を厳格に規制することで靭性低値の発生が抑制できることがわかった。オーステナイト粒の粗大化抑制にＴｉＮのような窒化物や、Ｃａ、Ｍｇなどの酸化物を利用する従来技術では、Ｏ量、Ｔｉ量、Ｎ量の全ての上限値を厳格に規制することは難しい。

一方、本発明では微細な硫化物である（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓをオーステナイト粒の粗大化抑制に利用するので、Ｏ量、Ｔｉ量、Ｎ量の全ての上限値を厳格に規制することが可能になる。なお、オーステナイト粒の粗大化抑制に利用する（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の生成に必要なＳ量は微量であるため、粗大な硫化物の生成抑制とオーステナイト粒の粗大化抑制を両立することが可能である。

さらに、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を安定して良好にするには、超大入熱溶接ＨＡＺを細粒なベイナイト組織とすることが必要となる。本発明では、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを利用してオーステナイト粒の粗大化を抑制しているため、超大入熱溶接ＨＡＺの焼入れ性が低下している。また、超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒界面積が大きくなるため、フェライト変態が過剰に進行しやすくなっている。

超大入熱溶接ＨＡＺでのフェライト変態の進行を遅らせるためには、Ｂ添加が必要である。そして、粗大化が抑制されたオーステナイト粒径を前提として、超大入熱溶接ＨＡＺの冷却速度でベイナイト組織が得られるように最適な成分組成に制御することが必要である。本発明では、最適な成分組成を焼入れ性指数であるＤＩ値で制御し、Ｂ添加を前提に、ＤＩ値が６．６０以上、１０．７０以下となるようにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ量を制御する。

ＤＩ＝０．３６７×（［Ｃ］^１／２）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３．０×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋１．７７×［Ａｌ］）…式２
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ａｌ］は、それぞれ、質量％で表したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌの含有量を意味する。

（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によりオーステナイト粒成長を抑制し、Ｂを添加し、ＤＩ値を最適範囲に制御した結果、ＨＡＺでは細粒のベイナイトが主体の金属組織となり、島状マルテンサイトがベイナイトのラス間に微細に分散していた。微細な島状マルテンサイトの靭性への有害度は低いと考えられていたが、７８０ＭＰａ級の高強度鋼では、−５℃でも、島状マルテンサイトが靭性低値を招く場合があることがわかった。

超大入熱溶接ＨＡＺの靱性を低下させる島状マルテンサイトは、凝固時のミクロ偏析部に生成しやすく、硬質であることを新たに知見した。凝固時のミクロ偏析部では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖが特に濃化しており、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌも偏析している。本発明者らは硬質の島状マルテンサイトの生成に、これらの元素の添加量が関与していると考えた。

そこで、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を有効に利用するために必要なＭｎ量である０．９％以上のＭｎの添加を前提として、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌを増加した時の超大入熱溶接ＨＡＺ靭性につき詳細な検討を実施した。その結果、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ添加量が増加する場合に、更に、Ｍ値が３．５０を超える場合に靭性低値が発生しやすいことがわかった。

Ｍ＝（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋３．０×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）…式３
ここで、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、それぞれ、質量％で表したＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量を意味する。

凝固時のミクロ偏析部に偏析するＳｉ、Ｃｒ、Ａｌは、偏析濃度がそれほど大きくなく、添加量を増加しても靭性低値発生への悪影響度が相対的に小さい。Ｍｎは、０．９％以上に含有量を増加させても、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの増加に比べて、悪影響が小さい。この理由は不明であるが、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの生成によって、ミクロ偏析部での粗大なＭｎＳの生成が抑制されることが考えられる。

また、Ｍｎ以外の元素が複数添加されると、ミクロ偏析部の焼入れ性は偏析部の各元素の濃度を用いた式２のＤＩ値で表わされるように、各元素の影響の掛け算により高まる。多数の元素をある程度以上の量で添加した場合、超大入熱溶接ＨＡＺのミクロ偏析部では低温までマルテンサイト変態せず、温度の低下に伴なってＣが濃化し、硬質の島状マルテンサイトが生成しやすい、などの理由が考えられる。

このように、靭性低値の抑制には、細粒ベイナイトのラス間に微細に生成する島状マルテンサイトを靭性に及ぼす悪影響度の小さいものに制御することが必要であり、この指標としてＭ値による制御が有効であることがわかった。Ｍ値は、ＤＩ値のＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖに関する項であり、ミクロ偏析による影響に関与する指標である。Ｍ値が３．５０を超えないように、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ量を厳格に制御することにより、島状マルテンサイトを靭性に及ぼす悪影響度の小さいものに制御する、換言すれば、島状マルテンサイトの硬化を抑制することができる。

以下、本発明について詳細に説明する。まず、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子について説明する。

従来よりＡｌ脱酸鋼ではＭｎＳが生成することは広く知られているが、ＭｎＳは高温で不安定であり、大入熱溶接の熱影響によって溶解してしまうため、オーステナイト粒を微細化するピン止め粒子にはなり得なかった。しかしながら、ＭｎＳ中のＭｎの７割以上がＭｇに置き換わったと考えられる（Ｍｇ、Ｍｎ）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、しかも容易に鋼中に微細分散させることができる。

（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ中のＭｇとＭｎの割合については、Ｍｇの割合が増える程、粒子は高温で安定となり、強いオーステナイト粒成長抑制効果を持つ。詳細は後述するが、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子は、ＭｇとＭｎとの合計に対するＭｇの割合が、原子％で、７０％≦Ｍｇ≦９０％であるＭｇ・Ｍｎ含有硫化物と定義される。Ｍｇ量がＳ量に対して不足すると、ＭｎＳが生成しやすくなり、相対的にＭｇの割合が低下する。また、Ａｌ量が不足したり、過剰にＯを含有すると、Ｍｇが酸化物を生じやすくなり、Ｍｇの割合が低下する。また、過剰にＣａ、ＲＥＭを含有するとＣａ、ＲＥＭが硫化物を形成するため（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が減少すると共に、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ中のＭｇの割合が低下する。

本実施形態において、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の粒子径及び個数密度（単位面積あたりの個数）は重要である。

本実施形態では、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の粒子径を０．０１５〜０．２μｍとする。０．０１５μｍ未満ではオーステナイト粒成長抑制効果が小さくなる。より好ましい粒子径の下限は０．０２０μｍである。一方、０．２μｍ超の粒子が増加すると鋼中のＭｇ量が限られているため結果的に微細な粒子の個数が大幅に減少することになり、オーステナイト粒成長抑制効果が小さくなる。より好ましい粒子径の上限は０．１５μｍ、さらにより好ましくは０．１２μｍである。

また、０．０１５〜０．２μｍのサイズの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数が１平方ｍｍあたり１．０×１０^４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る。より好ましい粒子個数の下限は１平方ｍｍあたり３．０×１０^４個以上であり、さらに好ましい下限値は１平方ｍｍあたり４．０×１０^４個以上である。一方、１平方ｍｍあたり３．０×１０^５個を超えるまでに増やすには過剰なＭｇ添加が必要となり経済性を損なうので（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数の上限を１平方ｍｍあたり３．０×１０^５個以下に制限した。より好ましい上限値は１平方ｍｍあたり２．０×１０^５個である。

粒子個数は、鋼板（溶接用高張力鋼）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）で測定する。０．０１５〜０．２μｍの大きさの粒子個数を、少なくとも１０００μｍ^２以上の面積につき測定し、単位面積当たりの個数に換算した値を粒子個数とする。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２０μｍ^２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０．０１５〜０．２μｍの粒子の個数が５０視野（１０００μｍ^２）で１００個であれば、粒子個数は１平方ｍｍあたり１×１０^５個と換算できる。

次に、個数を測定した粒子のうち、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子がどれだけ存在したかを測定する。粒子個数は多い場合には１０００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２０個以上の粒子について下記の条件にて（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであるかどうかを同定しその存在割合を求め、先に求めた粒子個数に（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの存在割合をかけることで（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数を求めればよい。例えば、上述した粒子個数、１平方ｍｍあたり１×１０^５個に対し、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの存在割合が９０％であった場合には（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数は１平方ｍｍあたり９×１０^４個であるとする。

次に、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の同定方法について述べる。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子は、ＭｇとＭｎとの合計に対するＭｇの割合が、原子％で、７０％≦Ｍｇ≦９０％であるＭｇ・Ｍｎ含有硫化物と定義される。好ましくは、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇとＭｎとの合計に対するＭｇとＭｎのそれぞれの割合を、原子％で、７０％≦Ｍｇ≦９０％及び１０％≦Ｍｎ≦３０％とする。Ｍｇ、Ｍｎを主体とする硫化物であればオーステナイト粒微細化効果を発揮するため、Ｍｇ、Ｍｎ以外の元素が検出されても構わない。ただし、Ｍｇ、Ｍｎ以外の元素が、ＭｇとＭｎとの合計よりも多い場合は、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子とはみなさない。

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の割合が原子％で、Ｓ≧９５％であり、含まれているＯが５％未満と微量であれば（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子であるとみなす。ただし、ＳとＯの割合が原子％にてＳ≧９５％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ＭｎＳとＭｇＯの複合体であると同定できる場合には、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子とはみなさない。

ＭｇとＭｎの割合及び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、ＴＥＭ観察倍率は５万〜１００万倍とし、微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子内の任意の位置を定量する。

鋼板から抽出レプリカを作成した場合に、０．０１５〜０．２μｍのサイズの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子以外の析出物、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（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数を測定しにくい場合には、１４００℃にて１００秒程度保持して（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ以外の粒子を固溶させ、その後急冷、もしくは急冷途中でフェライトが生成する熱サイクルを付与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しても良い。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子は、高温で安定であるため、上記の熱サイクルを付与しても結果は変わらない。

上記のようなサイズ及び個数の粒子を鋼中に分散させるために、本実施形態では、溶接用高張力鋼の化学成分として、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓ、及びＡｌの含有量を下記のとおり限定する。

Ｍｇ：０．００１５％以上、０．００４０％以下
Ｍｇは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の生成に必須の元素である。０．００１５％未満では必要な個数の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を得ることはできない。また、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低くなる。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００１８％以上又は０．００２０％以上の添加がより好ましい。０．００４０％超の添加はＭｇが酸化物を生成しやすくなり（Ｍｇ、Ｍｎ）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０．００４０％とした。経済性のため、その上限を０．００３５％又は０．００３０％としてもよい。

Ｍｎ：０．９０％以上、２．５０％以下
Ｍｎは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を構成する元素であるために必須の元素である。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を十分に得るためにはＭｎ含有量は０．９０％以上とする必要がある。また、Ｍｎ含有量が０．９０％未満では、強度と超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を確保する上でも不利となる。１０％≦Ｍｎ≦３０％を含む（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させて超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を改善するために、Ｍｎ含有量の下限を１．３０％又は１．６０％としてもよい。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が粗大化しやすくなり超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を低下させるためＭｎ含有量の上限を２．５０％とした。ＨＡＺ靱性の向上のため、Ｍｎ含有量の上限を２．２０％又は２．００％としてもよい。

Ｓ：０．００２０％以上、０．００６０％以下
Ｓは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるために必須の元素である。Ｓ含有量が０．００２０％未満では（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の量が不十分であるので、Ｓ含有量の下限を０．００２０％とした。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるためにはＳ含有量の下限を０．００２５％以上又は０．００３０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓ含有量を０．００６０％超とすると、粗大な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が生成する。この粗大な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子はオーステナイト粒微細化効果を小さくし、かつ、脆性破壊の発生起点として作用し超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の低下を招くので、Ｓ含有量の上限値を０．００６０％とした。より好ましいＳ量の上限値は０．００５０％である。ＨＡＺ靱性向上のため、その上限を０．００４５％としてもよい。

Ａｌ：０．０２０％以上、０．０７０％以下
ＡｌはＭｇが粗大な酸化物を生成することを抑制し、Ｍｇが微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成するために必須の元素である。また、固溶Ｂの確保を通して焼入れ性向上効果を有する。Ａｌキルド鋼としてもＡｌ添加が必須であり、それらのためＡｌ含有量は０．０２０％以上が必要である。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるためには、０．０２５％以上又は０．０３０％以上のＡｌ添加がより好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０７０％を超えると、過剰な固溶Ａｌによるベイナイトの塑性変形能の低下に起因してＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量の上限を０．０７０％とした。より好ましいＡｌ含有量の上限値は０．０６０％である。超大入熱溶接ＨＡＺ靭性改善のため、Ａｌ含有量の上限値を０．０５５%又は０．０５０％としてもよい。

上記のようなサイズ及び個数の粒子を鋼中に分散させるために、本実施形態では、溶接用高張力鋼の化学成分として、Ｃａ及びＲＥＭの含有量を下記のとおり制限する。

Ｃａ：０．０００５％以下、及びＲＥＭ：０．０００５％以下
本実施形態では微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させることが必要である。このためにＭｇ、Ｍｎ以外の硫化物形成元素の含有量は極力低減することが望ましい。代表的な元素はＣａ及びＲＥＭであり、これらは０．０００５％以下とする必要がある。このためＣａ及びＲＥＭの上限値を０．０００５％に制限した。より望ましい上限値は０．０００３％である。これらの下限を特に制限する必要はなく、これらの下限は０％である。

母材の強度と靭性及び超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を確保するため、上述に加えて適正な合金元素を含有させることが望ましい。そのため、上記以外の合金元素（化学成分）についても、以下の理由により含有量（添加量）を限定する。

Ｃ：０．０５％以上、０．１２％以下
Ｃは母材の強度を上昇させる元素である。０．０５％未満では母材強度の向上効果が小さいので０．０５％を下限とした。より好ましいＣ含有量の下限値は０．０６％である。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えて添加すると、脆性破壊の起点となる島状マルテンサイトやセメンタイトが大幅に増加するため、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下する。Ｃ含有量の上限については厳格な規制が必要である。より好ましいＣ含有量の上限値は０．１１％又は０．１０％であり、さらに好ましいＣ含有量の上限値は０．０９％である。

Ｓｉ：０．１０％以上、０．４５％以下
Ｓｉは焼入れ性を高め、母材強度の上昇に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では、母材強度を確保するのにＣｕ，Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ等の超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の低下を招く元素をより多く添加する必要が出てくるため、０．１０％を下限とした。より好ましいＳｉ含有量の下限値は０．１５％である。一方、Ｓｉ含有量が０．４５％を超えて添加すると、過剰な固溶Ｓｉによるベイナイトの塑性変形能の低下に起因して超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、上限を０．４５％とした。より好ましいＳｉ含有量の上限値は０．４０％又は０．３５％である。

Ｃｒ：０．５０％以上、１．３０％以下
Ｃｒは母材強度上昇と超大入熱溶接ＨＡＺ靭性向上に効果を有する。Ｃｒ含有量が０．５０％未満では、強度や超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下することがあるので、０．５０％を下限とした。より好ましいＣｒ含有量の下限値は０．６０％である。しかしながら、板厚４０〜１００ｍｍの引張強さ７８０ＭＰａ級の超大入熱溶接ＨＡＺではＣｒ含有量を１．３０％超とすると靭性に有害な島状マルテンサイトの生成を助長して超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量を１．３０％以下に制限した。Ｃｒ含有量において、好ましくは、１．２０％以下、さらに好ましくは、１．１０％以下である。

Ｍｏ：０．１０％以上、０．７０％以下
Ｍｏは母材強度上昇に効果を有する。Ｍｏ含有量が０．１０％未満ではその効果が得られないので、０．１０％を下限とした。より好ましいＭｏ含有量の下限値は０．１５％である。しかしながら、板厚４０〜１００ｍｍの引張強さ７８０ＭＰａ級の超大入熱溶接ＨＡＺではＭｏ含有量を０．７０％超とすると靭性に有害な島状マルテンサイトの生成を助長しＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、Ｍｏ含有量を０．７０％以下に制限した。Ｍｏ含有量において、好ましくは、０．６０％以下、さらに好ましくは、０．５０％以下である。

Ｎｂ：０．００５％以上、０．０２０％以下
Ｎｂは母材の強度と靭性の向上に有効な元素である。Ｎｂ含有量が０．００５％未満ではその効果が得られないので、０．００５％を下限とした。より好ましいＮｂ含有量の下限値は０．００８％である。しかしながら、０．０２０％超含有すると超大入熱溶接ＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の析出が顕著となりＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量を０．０２０％以下に制限した。Ｎｂ含有量において、好ましくは、０．０１８％以下、さらに好ましくは、０．０１６％以下である。

Ｔｉ：０．００４％以上、０．０１２％以下
Ｔｉは主にＢによる焼入れ性向上効果を高めるので、母材の強度上昇及び超大入熱溶接ＨＡＺ組織をベイナイトとして超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上に有効である。超大入熱溶接ＨＡＺ組織のベイナイト化には固溶Ｂ量の確保が重要であり、Ｔｉ添加は固溶ＮをＴｉＮ粒子として固定して、ＢＮ粒子の生成を抑制することで固溶Ｂ量を確保することができる。また、ＴｉＮ粒子によるオーステナイト粒の粒成長抑制効果による母材の組織微細化（細粒化）と１３５０℃以下に加熱されるＨＡＺ組織の微細化に有効である。

しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００４％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００４％とした。これらのＴｉ添加効果を確実に発揮させるため、Ｔｉ含有量の下限値を０．００５％又は０．００６％としてもよい。一方、Ｔｉ含有量を０．０１２％超とすると、粗大なＴｉＮ粒子を生成しこれが破壊の発生起点となるため、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量の上限値を０．０１２％とした。より好ましいＴｉ含有量の上限値は０．０１０％又は０．００９％であり、さらに好ましいＴｉ含有量の上限値は０．００８％である。

Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下
Ｂは結晶粒界に偏析して顕著な強度上昇の効果を発揮し、母材強度上昇に有効な元素である。また、超大入熱溶接ＨＡＺにおいて固溶Ｂがフェライト変態を遅らせるため、ミクロ組織をベイナイトとして超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を良好にするのに必須の元素である。しかしながら、０．０００５％未満のＢ含有量では強度上昇効果とＨＡＺ靭性向上効果が得られないのでＢ含有量の下限値を０．０００５％とした。これらのＢ添加効果を確実に発揮させるため、Ｂ含有量の下限値を０．０００７％又は０．０００８％としてもよい。一方、Ｂを０．００２０％超含有すると粗大なＢ窒化物や炭硼化物を析出し、固溶Ｂが不足して強度が低下したり、析出物が破壊の起点となって超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量の上限値を０．００２０％とした。より好ましいＢ含有量の上限値は０．００１７％であり、さらに好ましいＢ含有量の上限値は０．００１５％又は０．００１３％である。

Ｎ：０．００２０％以上、０．００５０％以下
Ｎは窒化物や炭窒化物を形成する元素であり、含有量が多いと粗大なＴｉＮ粒子や（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）粒子を生成しやすくなる。これらの粒子は、脆性破壊の発生起点となる。板厚４０〜１００ｍｍの引張強さ７８０ＭＰａ級の超大入熱溶接ＨＡＺの−５℃での評価では数μｍのＴｉＮ粒子や（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）粒子でも脆性破壊の発生起点となりＨＡＺ靭性の低下を招くため、厳格に制御する。また、固溶Ｎ量が多いとＢＮ粒子を生成し固溶Ｂ量が低減するので好ましくない。固溶Ｂ量が低減すると、固溶Ｂがフェライト変態を遅らせ超大入熱溶接ＨＡＺをベイナイト組織とする効果や母材強度を向上させる効果が低減する。

特に、本実施形態に係る溶接用高張力鋼では、粗大なＴｉＮ粒子を生成させないようにＴｉ含有量を０．０１２％以下に限定しているため、ＴｉＮ粒子としてＴｉに固定されていない固溶Ｎ量が増えやすい。そのため、最初からＮ含有量を厳格に制限しておく必要がある。このためＮ含有量の上限値を０．００５０％とした。より好ましいＮ含有量の上限値は０．００４５％又は０．００４０％であり、さらにより好ましくは０．００３０％である。Ｎ含有量は少ないほうが望ましいが、０．００２０％未満へのＮ含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があるので０．００２０％を下限とした。コスト上昇を避けるため、Ｎ含有量を０．００２３％、又は０．００２６％をその下限としてもよい。

Ｏ：０．０００７％以上、０．００２０％以下
Ｏ含有量が多いと粗大な酸化物が生成しやすくなる。粗大な酸化物は脆性破壊の発生起点となり、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を低下させる。また、Ｍｇの添加に先立つＡｌ含有量が０．０２０％以上の場合でも、設備上あるいは操業上の不具合などの特殊な要因による溶鋼の大気による汚染などにより、Ｏ含有量が０．００２０％を超える場合には、粗大な酸化物に消費されるＭｇ量が増加する。その結果、微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇ割合が低下し、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数が減少し、これにより超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下する場合がある。このためＯ含有量の上限を０．００２０％とした。より好ましいＯ含有量の上限値は０．００１８％又は０．００１６％である。Ｏ含有量は少ないほうが望ましいが、０．０００７％未満へのＯ含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があるのでＯ含有量の下限値を０．０００７％とした。コスト上昇を避けるため、Ｏ含有量の下限値を０．０００９％又は０．００１１％としてもよい。

Ｐ：０．００８％以下
Ｐは粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元素である。そのため、Ｐ含有量は少ないほうが望ましい。Ｐ含有量を０．００８％超とすると（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によって超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下するので０．００８％に制限する。Ｐ含有量において好ましくは、０．００６％以下、さらに好ましくは、０．００４％以下である。Ｐ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、その下限値は０％である。コスト上昇を避けるため、Ｐ含有量の下限値を０．００１％としてもよい。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であるが、板厚４０〜１００ｍｍの引張強さ７８０ＭＰａ級の超大入熱溶接ＨＡＺでは０．５％超含有すると靭性に有害な島状マルテンサイトの生成を助長し超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、Ｃｕ含有量を０．５％以下に制限した。Ｃｕ含有量において、好ましくは、０．４％以下、さらに好ましくは、０．３％以下、なお一層好ましくは、０．２％以下である。Ｃｕは溶鋼製造時にスクラップ等から不可避的不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。

Ｎｉ：０．５％以下
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、母材靭性を向上させる。しかしながら、板厚４０〜１００ｍｍの引張強さ７８０ＭＰａ級の超大入熱溶接ＨＡＺではＮｉ含有量を０．５％超とすると靭性に有害な島状マルテンサイトの生成を助長し超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、Ｎｉ含有量を０．５％以下に制限した。Ｎｉ含有量において、好ましくは、０．４％以下、さらに好ましくは、０．３％以下、なお一層好ましくは、０．２％以下である。Ｎｉは溶鋼製造時にスクラップ等から不可避的不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。

Ｖ：０．０６％以下
Ｖは母材の強度上昇に有効な元素であるが、板厚４０〜１００ｍｍの引張強さ７８０ＭＰａ級の超大入熱溶接ＨＡＺでは０．０６％超のＶを含有すると靭性に有害な島状マルテンサイトの生成を助長し超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、Ｖ含有量を０．０６％以下に制限した。好ましくは、０．０５％以下、さらに好ましくは、０．０４％以下である。Ｖは溶鋼製造時にスクラップ等から不可避的不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、その下限値は０％である。

また、本実施形態に係る溶接用高張力鋼では、ｙ形溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｚ ３１５８）時の必要予熱温度を７５℃以下とするために、下記式１で表されるＰｃｍ値を、０．３０％以下とする。Ｐｃｍ値について、より好ましくは０．２９％以下又は０．２８％以下である。一方、Ｐｃｍ値が０．２５％を下回ると母材強度、あるいは継手強度が不足する場合があるのでＰｃｍ値の下限値を０．２５％とした。より好ましい下限値は０．２６％である。

Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…式１
上述の式１において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。

さらに、本実施形態に係る溶接用高張力鋼では、超大入熱溶接時のＨＡＺの焼入れ性を高めてフェライト変態を抑制し、ベイナイト組織として超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させるため、式２で表わされる焼入れ性指数ＤＩ値を６．６０以上とした。すなわち、ＤＩ値が６．６０未満では、オーステナイト粒径が細粒であっても、オーステナイト粒界から粒界フェライトが生成することがある。粒界フェライトが粗大化することで脆性破壊を助長したり、粒界フェライトの生成に伴ないフェライト周囲にＣが濃化した塊状の粗大な島状マルテンサイトが生成し脆性破壊の発生起点として作用することなどにより超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下する。

特に、本発明では（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を利用してオーステナイト粒径を細粒にしているため、粒界フェライトが生成しやすくＤＩ値の厳格な規制が重要となる。ＤＩ値についてより好ましくは７．００以上である。一方、ＤＩ値が１０．７０を超えると超大入熱溶接ＨＡＺの金属組織がベイナイト主体から変化し、マルテンサイトがかなり含まれるようになり、硬さも上昇して超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が低下するため上限値を１０．７０とした。より好ましいＤＩ値の上限値は１０．００であり、さらに好ましくは９．５０である。

ＤＩ＝０．３６７×（［Ｃ］^１／２）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３．０×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋１．７７×［Ａｌ］）…式２

上述の式２において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌの質量％で表した含有量を意味する。

さらに、本実施形態に係る溶接用高張力鋼では、超大入熱溶接ＨＡＺの細粒ベイナイトのラス間に微細に生成する島状マルテンサイトにつき、そのＣの濃化を比較的小さくし、靭性に及ぼす悪影響度の小さい島状マルテンサイトに制御するために、式３で表わされるＭ値を３．５０以下とする。Ｍ値について、より好ましくは３．２０以下である。一方、Ｍ値が１．８０を下回ると母材強度、あるいは継手強度が不足する場合があるのでＭ値の下限値を１．８０とした。より好ましい下限値は２．００である。

Ｍ＝（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋３．０×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）…式３
ここで、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、それぞれ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの質量％で表した含有量を意味する。

本実施形態に係る溶接用高張力鋼は、上記成分を含有又は制限し、残部が鉄及び不可避的不純物を含む。しかしながら、本実施形態に係る溶接用高張力鋼には、上記成分の他に、鋼材自体の強度、靭性等を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不可避的不純物として、以下の合金元素を含有してもよい。

ＳｂはＨＡＺ靭性を損なうため、Ｓｂ含有量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。

ＳｎはＨＡＺ靭性を損なうため、Ｓｎ含有量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。

ＡｓはＨＡＺ靭性を損なうため、Ａｓ含有量は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。

また、上記成分の上記効果を十分に発揮させるために、Ｃｏ、Ｚｎ及びＷを、それぞれ０．０１％以下又は０．００５％以下に制限することが好ましい。

Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｚｎ及びＷの下限を制限する必要はなく、各元素の下限は０％である。また、下限の規定がない合金元素（Ｃａ、ＲＥＭ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＶを含む。）が意図的に添加されたとしても、又は不可避的不純物としての混入であっても、その含有量が請求範囲内にあれば、その高張力鋼（鋼材）は本発明の請求範囲内と解釈する。

本実施形態に係る溶接用高張力鋼におけるＨＡＺ靭性向上効果は超大入熱溶接（３００ｋＪ／ｃｍ以上、例えば、４００〜１０００ｋＪ／ｃｍ程度）ばかりでなく、大入熱溶接（例えば、１００ｋＪ／ｃｍ以上３００ｋＪ／ｃｍ未満）でも有効である。

次に、本実施形態に係る溶接用高張力鋼の製造方法について説明する。

鋼の溶製方法は、例えば溶鋼温度を１６５０℃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、Ｍｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加する。その際、Ｃａ、ＲＥＭの混入が０．０００５％以下に抑制できていることを確認してからＭｇを添加し、必要に応じてその他の元素の含有量の調整を行った後、連続鋳造により鋳造することにより、鋼中にＭｇとＭｎとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で７０％以上９０％以下である（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの微細粒子を含有した鋳片を得ることができる。

本実施形態に係る溶接用高張力鋼を鋳造した後の加熱、圧延、熱処理条件は、母鋼材の目標とする機械的性質に応じて、例えば、制御圧延・制御冷却、圧延後直接焼入れ・焼き戻し、圧延後直接焼入れ・二相域熱処理・焼き戻し、圧延後一旦冷却後焼入れ・焼戻し、圧延後一旦冷却後焼入れ・二相域熱処理・焼戻しなど適宜選定すればよい。

以上説明の如く得られた本実施形態に係る溶接用高張力鋼であるならば、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の溶接に用いたとしても、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に優れた性能を提供できる。

特に、上述の溶接用高張力鋼は、入熱が３００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば４００〜１０００ｋＪ／ｃｍ程度の超大入熱溶接であっても優れたＨＡＺの靭性を有する。

より具体的には、一例として、板厚４０ｍｍ以上で１００ｍｍ以下の高張力鋼であって、降伏応力６３０ＭＰａ以上、引張強さ７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下の超大入熱溶接ＨＡＺ靭性に優れた高張力鋼を提供できる。

以下に本発明の実施例を示すが、以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。

転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが３２０ｍｍのスラブを製造した。表１、表２に鋼種Ａ１〜Ａ５４の化学成分を示す。

表１の鋼種Ａ１〜Ａ２０は、Ｍｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加し、Ｃａ、ＲＥＭの混入が０．０００５％以下に抑制できていることを確認してからＭｇを添加した。表２の鋼種Ａ２１〜Ａ３５、Ａ３７〜Ａ４３、Ａ４６〜Ａ５４も、同様に、Ｍｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加し、Ｃａ、ＲＥＭの混入が０．０００５％以下に抑制できていることを確認してからＭｇを添加した。

表２の鋼種Ａ３６はＭｇの添加に先立ちＡｌを添加したが、その際のＡｌ含有量が０．０２０％未満であった。鋼種Ａ４４はＭｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加したが、Ｃａが過剰に混入した状態でＭｇを添加した。鋼種Ａ４５はＭｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加したが、ＲＥＭが過剰に混入した状態でＭｇを添加した。

表３、表４に鋼種Ａ１〜Ａ５４の化学成分を有するスラブを用いて製造した鋼材（鋼材Ｎｏ．１〜５４）の製造方法、板厚、母材特性及び溶接再現熱サイクルによる継手靭性評価結果を示す。

表３、表４に示すとおり、制御圧延・制御冷却法、直接焼入れ・焼戻し法、直接焼入れ・二相域熱処理・焼戻し法、焼入れ・焼戻し法、焼入れ・二相域熱処理・焼戻し法、より鋼板を製造し、板厚は４０〜１００ｍｍとした。

母材強度（降伏応力及び引張強さ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の４号丸棒引張試験片を板厚の１／４部（１／４ｔ部）から圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）にて採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法で評価した。

母材靭性は、１／４ｔ部から圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）にＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の方法で−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_−２０）を求めて評価した。

溶接性はＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定の方法で、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止に必要な予熱温度を求めて評価した。継手靭性の評価は入熱１０００ｋＪ／ｃｍでの超大入熱溶接を再現した熱サイクルを付与した試験片（鋼材から採取）からシャルピー衝撃試験片を採取することで評価した。熱サイクルはピーク温度１４００℃で６０秒保持し、その後０．６℃／秒の冷却速度で１００℃以下まで冷却した。

衝撃試験は−５℃で行い（ｖＥ_−５）、９本繰り返しの平均値と最低値で靭性を評価した。また、ピーク温度１４００℃で１３０秒保持後、１００℃以下まで急冷する熱サイクルを付与したサンプルにつき、オーステナイト粒径を測定し、さらに、０．０１５〜０．２μｍの粒子径の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の粒子個数を、ＴＥＭ及びＥＤＸにより、上述の方法にしたがって測定した。この時、個数を測定した粒子はＭｇとＭｎとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で７０％以上９０％以下である。

表３、表４には参考として、０．０１５〜０．２μｍの粒子径のＭｇとＭｎを含有する硫化物粒子中の、Ｍｇの割合（原子％）を各粒子につき平均した値を記す。

各特性の目標値はそれぞれ母材降伏応力が６３０ＭＰａ以上、母材引張強さが７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下、母材のｖＥ_−２０が１００Ｊ以上、必要予熱温度が７５℃以下、超大入熱溶接を再現した熱サイクルを付与したｖＥ_−５が平均値で８０Ｊ以上、最低値で５０Ｊ以上とした。

表３、表４から明らかな通り、鋼材Ｎｏ．１〜２０は必要予熱温度、超大入熱溶接を再現した熱サイクルでのＨＡＺ靭性の目標値をいずれも満足し、粒子径が０．０１５〜０．２μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を１平方ｍｍあたり１．４×１０^４個以上、２．９５×１０^５個以下含み、オーステナイト粒径が９９μｍ以下と細粒である。なお、引張強さも７８０ＭＰａ以上、具体的には８１０〜８５７ＭＰａと高かった。

これに対して、鋼材Ｎｏ．２１、２３、３４はそれぞれＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｏ含有量が不足しているため、母材強度が不足している。鋼材Ｎｏ．４１はＢ含有量が不足しており、鋼材Ｎｏ．４２はＢ含有量が過剰であるため、何れも、オーステナイト粒が細粒であっても超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できず、母材強度も満足できない。

鋼材Ｎｏ．２２、２４、２６、２７、３０、３１、３３、３５、３７、３８、３９、４０、５１はそれぞれＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｐ含有量、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ａｌ含有量、Ｎｂ含有量、Ｔｉ含有量、Ｖ含有量、ＤＩ値が上限値を超えており、オーステナイト粒が細粒であっても超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できない。

鋼材Ｎｏ．３２はＣｒ含有量が不足しているため、母材強度が不足するとともに、オーステナイト粒が細粒であっても超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できない。 鋼材Ｎｏ．４９、５０は共にＤＩ値が不足しているため、オーステナイト粒が細粒であっても超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できない。

鋼材Ｎｏ．４６はＮ含有量が上限値を超えており、オーステナイト粒が細粒であっても超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の最低値が目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．５２、５３、５４はともにＭ値が上限値を超えており、オーステナイト粒が細粒であっても超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の最低値が目標値を満足できない。

鋼材Ｎｏ．２５、２８、３６、４３はＭｎ含有量、Ｓ含有量、Ａｌ含有量、Ｍｇ含有量が不足しており、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数が少なくオーステナイト粒が粗大であり、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できない。

鋼材Ｎｏ．２９、４４、４５、４７はＳ含有量、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量、Ｏ含有量が過剰であり、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数が少なくオーステナイト粒が粗大であり、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できない。比較鋼４８はＰｃｍ値が上限値を超えており、必要予熱温度の目標値７５℃以下を満足できない。

本発明の溶接用高張力鋼によれば、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り、その工業界への効果は極めて大きい。本発明における溶接用高張力鋼による「溶接用鋼材」とは、例えば、ＪＩＳＧ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」に相当する。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５％以上、０．１２％以下、
   Ｓｉ：０．１０％以上、０．４５％以下、
   Ｍｎ：０．９０％以上、２．５０％以下、
   Ｓ：０．００２０％以上、０．００６０％以下、
   Ｃｒ：０．５０％以上、１．３０％以下、
   Ｍｏ：０．１０％以上、０．７０％以下、
   Ａｌ：０．０２０％以上、０．０７０％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
   Ｔｉ：０．００４％以上、０．０１２％以下、
   Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、
   Ｍｇ：０．００１５％以上、０．００４０％以下、
   Ｎ：０．００２０％以上、０．００５０％以下、
   Ｏ：０．０００７％以上、０．００２０％以下、
   を含有し、
   Ｐ：０．００８％以下、
   Ｃｕ：０．５％以下、
   Ｎｉ：０．５％以下、
   Ｖ：０．０６％以下、
   Ｃａ：０．０００５％以下、
   ＲＥＭ：０．０００５％以下、
   に制限し、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   下記式１で表される溶接割れ感受性指数であるＰｃｍ値が０．２５％以上、０．３０％以下であり、下記式２で表される焼入れ性指数であるＤＩ値が６．６０以上、１０．７０以下であり、下記式３で表される島状マルテンサイトの靭性への有害度の指標であるＭ値が１．８０以上、３．５０以下であり、粒子径が０．０１５μｍ以上０．２μｍ以下のＭｇ・Ｍｎ含有硫化物を１平方ｍｍあたり１．０×１０^４個以上、３．０×１０^５個以下含み、前記Ｍｇ・Ｍｎ含有硫化物において、ＭｇとＭｎとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で７０％以上９０％以下である、ことを特徴とする溶接用高張力鋼。
   Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…式１
   ＤＩ＝０．３６７×（［Ｃ］^１／２）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）×（１＋３．３３×［Ｍｎ］）×（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）×（１＋３．０×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）×（１＋１．７７×［Ａｌ］）…式２
   Ｍ＝（１＋０．３５×［Ｃｕ］）×（１＋０．３６×［Ｎｉ］）×（１＋３．０×［Ｍｏ］）×（１＋１．７５×［Ｖ］）…式３
   ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ａｌ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
2. 板厚が、４０ｍｍ以上１００ｍｍ以下、
   降伏応力が、６３０ＭＰａ以上、
   引張強さが、７８０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下、
   であることを特徴とする請求項１に記載の溶接用高張力鋼。