JP3492314B2 - 超大入熱溶接用高張力鋼 - Google Patents
超大入熱溶接用高張力鋼Info
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- JP3492314B2 JP3492314B2 JP2000373969A JP2000373969A JP3492314B2 JP 3492314 B2 JP3492314 B2 JP 3492314B2 JP 2000373969 A JP2000373969 A JP 2000373969A JP 2000373969 A JP2000373969 A JP 2000373969A JP 3492314 B2 JP3492314 B2 JP 3492314B2
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Description
【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）靭性に優れた超大入熱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７５０〜１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ
靭性を有するものである。
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）靭性に優れた超大入熱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７５０〜１５００ｋＪ／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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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、第６８頁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。
（１９７５）第１１号、第６８頁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ＨＡ
Ｚ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。
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ＨＡ
Ｚ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ＨＡ
Ｚ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。
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ＨＡ
Ｚ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。
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。
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。Ａ
ｌ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。
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。Ａ
ｌ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。
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
超大入熱溶接用高張力鋼をＡｌ添加鋼を前提に提供する
ことにある。
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
超大入熱溶接用高張力鋼を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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子が１３５０
℃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ＨＡ
Ｚ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。
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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子が１３５０
℃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ＨＡ
Ｚ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（Ｃｕ，Ｍ
ｎ）Ｓを１平方ｍｍ当り１．０×１０5 〜１．０×１０
7 個含む鋼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（Ｃｕ，
Ｍｎ）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、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１又は２記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
ｎ）Ｓを１平方ｍｍ当り１．０×１０5 〜１．０×１０
7 個含む鋼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（Ｃｕ，
Ｍｎ）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、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１又は２記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
【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 Ｇ３１３６「建築構造用圧延鋼
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」、ＪＩ
Ｓ Ｇ３１２４「中・常温圧力容器用高強度鋼板」、Ｊ
ＩＳ Ｇ３１２６「低温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。
力鋼」とは、例えば、ＪＩＳ Ｇ３１０６「溶接構造用
圧延鋼材」、ＪＩＳ Ｇ３１３６「建築構造用圧延鋼
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」、ＪＩ
Ｓ Ｇ３１２４「中・常温圧力容器用高強度鋼板」、Ｊ
ＩＳ Ｇ３１２６「低温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。
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。
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。
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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｓ、Ｍｇ、Ａｌ添加量などを制御す
ることにより、微細な（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子を鋼中に多
量に微細分散させることが可能である。
子について比較検討した結果、（Ｃｕ，Ｍｎ）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、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｓ、Ｍｇ、Ａｌ添加量などを制御す
ることにより、微細な（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子を鋼中に多
量に微細分散させることが可能である。
【００２７】従来よりＡｌ脱酸鋼において０．０３〜２
％程度のＣｕおよび０．００２〜０．０２％程度のＳが
添加されているものは数多くあり、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、Ｍｇを特定量以上含
有する鋼においては硫化物生成挙動が従来鋼とは全く異
なり、（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓの生成が著しく促進される結
果、ＳはＭｎＳを形成するよりもむしろ（Ｃｕ，Ｍｎ）
Ｓを形成し、さらにこの（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子は高温で
安定、かつ微細に分散するため著しいＨＡＺのオーステ
ナイト粒成長抑制効果を有することがわかった。Ｍｇを
含有する鋼において（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子の生成が著し
く促進される理由は現在の所不明である。
％程度のＣｕおよび０．００２〜０．０２％程度のＳが
添加されているものは数多くあり、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、Ｍｇを特定量以上含
有する鋼においては硫化物生成挙動が従来鋼とは全く異
なり、（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓの生成が著しく促進される結
果、ＳはＭｎＳを形成するよりもむしろ（Ｃｕ，Ｍｎ）
Ｓを形成し、さらにこの（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子は高温で
安定、かつ微細に分散するため著しいＨＡＺのオーステ
ナイト粒成長抑制効果を有することがわかった。Ｍｇを
含有する鋼において（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子の生成が著し
く促進される理由は現在の所不明である。
【００２８】上述したように鋼中のＭｇにより（Ｃｕ，
Ｍｎ）Ｓ粒子の生成が著しく促進されるが、単に鋼中に
Ｍｇを添加しただけでは（Ｃｕ，Ｍｎ）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、（Ｃｕ，Ｍｎ）
Ｓ粒子の生成を著しく促進させる鋼中Ｍｇを確保するこ
とは極めて重要となる。図１にＣｕ、Ｍｎ、Ｓ、Ｍｇ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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子の個数に及ぼすＡ
ｌ添加量の影響を示す。Ａｌ添加量が０．０１５％未満
では（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子の個数は少ない。この時のＭ
ｇ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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ生
成に有効な鋼中Ｍｇとして存在する。すなわち、０．０
１５％以上のＡｌ添加により微細な（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒
子を多数生成させることができる。
Ｍｎ）Ｓ粒子の生成が著しく促進されるが、単に鋼中に
Ｍｇを添加しただけでは（Ｃｕ，Ｍｎ）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、（Ｃｕ，Ｍｎ）
Ｓ粒子の生成を著しく促進させる鋼中Ｍｇを確保するこ
とは極めて重要となる。図１にＣｕ、Ｍｎ、Ｓ、Ｍｇ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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子の個数に及ぼすＡ
ｌ添加量の影響を示す。Ａｌ添加量が０．０１５％未満
では（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子の個数は少ない。この時のＭ
ｇ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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ生
成に有効な鋼中Ｍｇとして存在する。すなわち、０．０
１５％以上のＡｌ添加により微細な（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒
子を多数生成させることができる。
【００２９】本発明では、（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓの粒子径を
０．００５〜０．５μｍに限定した。０．００５μｍ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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒
子の個数が１平方ｍｍあたり１．０×１０5 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、
（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
０．００５〜０．５μｍに限定した。０．００５μｍ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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒
子の個数が１平方ｍｍあたり１．０×１０5 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、
（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
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、（Ｃ
ｕ，Ｍｎ）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１００
００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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子を同定し
その存在割合を求め、先に求めた粒子個数に（Ｃｕ，Ｍ
ｎ）Ｓ粒子の存在割合をかけることで（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ
粒子の個数を求める。例えば、上述した粒子個数、１平
方ｍｍあたり２×１０5 個に対し、（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒
子の存在割合が９０％であった場合には（Ｃｕ，Ｍｎ）
Ｓ粒子の個数は１平方ｍｍあたり１．８×１０5 個であ
るとする。
ｕ，Ｍｎ）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１００
００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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子を同定し
その存在割合を求め、先に求めた粒子個数に（Ｃｕ，Ｍ
ｎ）Ｓ粒子の存在割合をかけることで（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ
粒子の個数を求める。例えば、上述した粒子個数、１平
方ｍｍあたり２×１０5 個に対し、（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒
子の存在割合が９０％であった場合には（Ｃｕ，Ｍｎ）
Ｓ粒子の個数は１平方ｍｍあたり１．８×１０5 個であ
るとする。
【００３２】次に（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子の同定方法につ
いて述べる。本発明は（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ中のＣｕとＭｎ
の割合を質量％で５％≦Ｍｎ≦９５％、５％≦Ｃｕ≦９
５％に限定する。Ｃｕ、Ｍｎ以外の元素が検出されて
も、Ｃｕ、Ｍｎ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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ
であるとみなす。尚、ＳとＯの割合が重量％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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓと酸化物（例えばＭｇＯ
等）の複合体であると同定できる場合には、本発明で言
う（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓとはみなさない。
いて述べる。本発明は（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ中のＣｕとＭｎ
の割合を質量％で５％≦Ｍｎ≦９５％、５％≦Ｃｕ≦９
５％に限定する。Ｃｕ、Ｍｎ以外の元素が検出されて
も、Ｃｕ、Ｍｎ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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ
であるとみなす。尚、ＳとＯの割合が重量％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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓと酸化物（例えばＭｇＯ
等）の複合体であると同定できる場合には、本発明で言
う（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓとはみなさない。
【００３３】Ｃｕ、Ｍｎの割合およびＳとＯの割合はＥ
ＤＸ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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子内
の任意の位置を定量する。抽出レプリカの試料作成時に
はＣｕを含有しないメッシュホルダーを使用するか、Ｃ
ｕを含有するメッシュホルダーを使用する場合にはＣｕ
メッシュから十分離れた位置の粒子につきＣｕのＬ線を
用いて定量する。
ＤＸ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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子内
の任意の位置を定量する。抽出レプリカの試料作成時に
はＣｕを含有しないメッシュホルダーを使用するか、Ｃ
ｕを含有するメッシュホルダーを使用する場合にはＣｕ
メッシュから十分離れた位置の粒子につきＣｕのＬ線を
用いて定量する。
【００３４】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（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃ
ｕ，Ｍｎ）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。
０．００５〜０．５μｍのサイズの（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃ
ｕ，Ｍｎ）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。
【００３５】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、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｓ，Ｍｇ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。
Ｃｕは（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子が粗大化しやすくなりＨＡ
Ｚ靭性向上効果が小さくなるため１．５％を上限とし
た。
中に分散させるためには、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｓ，Ｍｇ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。
Ｃｕは（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子が粗大化しやすくなりＨＡ
Ｚ靭性向上効果が小さくなるため１．５％を上限とし
た。
【００３６】Ｍｎは（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓが粗大化しやすくなりＨＡ
Ｚ靱性向上効果が小さくなるため２．０％を上限とし
た。
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（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓが粗大化しやすくなりＨＡ
Ｚ靱性向上効果が小さくなるため２．０％を上限とし
た。
【００３７】Ｓは（Ｃｕ，Ｍｎ）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。０．００２％未満で
は（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子の数が不十分となるので下限を
０．００２％とした。より多量の微細な（Ｃｕ，Ｍｎ）
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、粗大な硫化
（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子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。
るため本発明に必須の元素である。０．００２％未満で
は（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子の数が不十分となるので下限を
０．００２％とした。より多量の微細な（Ｃｕ，Ｍｎ）
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、粗大な硫化
（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子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】Ｍｇは（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓの生成促進に必須
の元素である。０．０００５％未満では必要な個数の
（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子を得ることができない。より多量
の微細な（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍ
ｎ）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０．００５％とした。
の元素である。０．０００５％未満では必要な個数の
（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子を得ることができない。より多量
の微細な（Ｃｕ，Ｍｎ）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（Ｃｕ，Ｍ
ｎ）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０．００５％とした。
【００３９】ＡｌはＭｇが酸化物を生成することを抑制
し、（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓの生成促進に必要な鋼中Ｍｇ量を
得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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ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（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
し、（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓの生成促進に必要な鋼中Ｍｇ量を
得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（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ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（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
【００４０】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。
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。
【００４１】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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
【００４２】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、（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ
粒子によって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。
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、（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ
粒子によって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。
【００４３】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（Ｃｕ，Ｍｎ）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０．０２％を
上限とする。
素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有する
と（Ｃｕ，Ｍｎ）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０．０２％を
上限とする。
【００４４】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。
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。
【００４５】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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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１．０％とした。
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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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１．０％とした。
【００４６】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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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１．０％とした。
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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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１．０％とした。
【００４７】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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
【００４８】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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
【００４９】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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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０．０２５％
とした。
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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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０．０２５％
とした。
【００５０】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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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０．００４％
とした。
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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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０．００４％
とした。
【００５１】本発明では微細な（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ粒子を
生成させることが必要であり、このためにＣｕ、Ｍｎ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０．００
０５％以下とすることが望ましい。
生成させることが必要であり、このためにＣｕ、Ｍｎ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０．００
０５％以下とすることが望ましい。
【００５２】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。
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。
【００５３】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。Ｎｉ、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０．０
５％未満、Ｃｒ、およびＭｏは０．０２％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。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、適量のＣｕ、Ｍｎ、Ｍｇ
およびＡｌを添加し、この溶鋼を連続鋳造することによ
り鋼中に（Ｃｕ，Ｍｎ）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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
有される不純物元素は許容できる。Ｎｉ、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０．０
５％未満、Ｃｒ、およびＭｏは０．０２％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。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、適量のＣｕ、Ｍｎ、Ｍｇ
およびＡｌを添加し、この溶鋼を連続鋳造することによ
り鋼中に（Ｃｕ，Ｍｎ）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、（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
【００５４】
【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Ｃ
ｕ、Ｍｎ、Ｓ、Ｍｇ、Ａｌ量のみを変えた鋼を溶製して
比較した。
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Ｃ
ｕ、Ｍｎ、Ｓ、Ｍｇ、Ａｌ量のみを変えた鋼を溶製して
比較した。
【００５５】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（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
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（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
【００５６】表３から明らかなとおり、本発明鋼は（Ｃ
ｕ，Ｍｎ）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ＨＡ
Ｚ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、２２、２４、２６、２８
ではＣｕ、Ｍｎ、Ｓ、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（Ｃｕ，Ｍｎ）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５、１５ではＣｕ、Ｍｎ、Ｍ
ｇ、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（Ｃｕ，Ｍｎ）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
（Ｃｕ，Ｍｎ）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Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、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（Ｃｕ，Ｍｎ）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Ｓ、Ｍｎ、Ｍｇ、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（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
ｕ，Ｍｎ）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ＨＡ
Ｚ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、２２、２４、２６、２８
ではＣｕ、Ｍｎ、Ｓ、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（Ｃｕ，Ｍｎ）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５、１５ではＣｕ、Ｍｎ、Ｍ
ｇ、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（Ｃｕ，Ｍｎ）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
（Ｃｕ，Ｍｎ）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Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、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（Ｃｕ，Ｍｎ）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Ｓ、Ｍｎ、Ｍｇ、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（Ｃｕ，Ｍｎ）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。
【００５７】
【表１】
【００５８】
【表２】
【００５９】
【表３】
【００６０】
【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（Ｃｕ，Ｍｎ）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Ｈ
ＡＺ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る。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。
脱酸鋼において鋼中に（Ｃｕ，Ｍｎ）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Ｈ
ＡＺ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る。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１】 ０．００５〜０．５μｍの大きさの（Ｃｕ，
Ｍｎ）Ｓ粒子の個数に及ぼすＡｌ添加量の影響を示す図
である。
Ｍｎ）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。
る。
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 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
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｃ
ｕ，Ｍｎ）Ｓを１平方ｍｍ当り１．０×１０5 〜１．０
×１０7 個含む鋼であることを特徴とする超大入熱溶接
用高張力鋼。 - 【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（Ｃｕ，
Ｍｎ）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。 - 【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１又は２記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000373969A JP3492314B2 (ja) | 2000-12-08 | 2000-12-08 | 超大入熱溶接用高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000373969A JP3492314B2 (ja) | 2000-12-08 | 2000-12-08 | 超大入熱溶接用高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002180180A JP2002180180A (ja) | 2002-06-26 |
| JP3492314B2 true JP3492314B2 (ja) | 2004-02-03 |
Family
ID=18843253
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000373969A Expired - Fee Related JP3492314B2 (ja) | 2000-12-08 | 2000-12-08 | 超大入熱溶接用高張力鋼 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3492314B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109504896A (zh) * | 2018-10-26 | 2019-03-22 | 如皋市宏茂重型锻压有限公司 | 一种含铜高抛光预硬化塑胶模具钢及其制备工艺 |
-
2000
- 2000-12-08 JP JP2000373969A patent/JP3492314B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
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|---|---|
| JP2002180180A (ja) | 2002-06-26 |
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