JP5273299B2 - 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、開先面に板状又は箔状のインサートメタルが挟まれた被溶接部に、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、さらに、この鋼材の開先面にインサートメタルが挟まれた被溶接部に電子ビームを照射して形成された電子ビーム溶接継手に関するものである。
本願は、２０１０年１１月２２日に、日本に出願された特願２０１０−２６０４５８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、地球環境の温暖化の一因であるＣＯ_２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る。そのため、洋上風力発電が、世界的規模で計画及び実現されている（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さを十分確保するためには、基礎部分も十分な長さを持つことが必要である。

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る。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ている。

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る。また、従来の電子ビーム溶接は高真空状態に維持した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、建設の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）。

この減圧電子ビーム溶接（ＲＰＥＢＷ）を用いれば、風力発電用鉄塔のような大型鋼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。

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、破壊力学に基づく破壊靭性値δｃが知られている。δｃは、ＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement：亀裂端開口変位）試験で求められる。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、電子ビーム溶接法による溶融金属の成分組成は母材（鋼材）とほぼ同等である。一方、エレクトロガス溶接等の大入熱アーク溶接法では、溶接ワイヤー等により、溶接金属の硬さや、破壊靭性値δｃなどの機械特性を調整する。電子ビーム溶接法で溶接ワイヤーを利用することは難しい。

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、溶接金属（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、溶接金属の硬さを、母材の硬さの１１０％超２２０％以下とし、かつ、溶接金属の幅を鋼材の板厚の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の量を２０ｐｐｍ以上とし、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量を１０個／ｍｍ^２以下とすることが提案されている。

日本国特開２００８−１１１４０６号公報 日本国特開２００７−０９２４０６号公報 日本国特開２００７−３２２４００号公報 日本国特開２００６−０３７３９７号公報 国際公開９９／１６１０１号パンフレット 日本国特開２００７−２１５３２号公報 日本国特開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、溶接金属（ＷＭ）及び溶接熱影響部（ＨＡＺ：Heat-Affected Zone。以下、単に「熱影響部」という。）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、溶接金属及び熱影響部の靭性を制御することになる。

従来、溶接金属における介在物、溶接金属の硬さと母材の硬さの関係、又は、溶接金属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、溶接部の全体として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（開先面）に張付けて電子ビーム溶接を行い、溶接金属（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、溶接金属の硬さと熱影響部の硬さの差が顕著となる。すると硬さの差が非常に大きくなった部分である熱影響部の破壊靭性値δｃが大きく低下することになる。

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、靱性向上のために適切な成分組成が、溶接金属と熱影響部とで、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、溶接金属で、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接金属の靱性を考慮して、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とは、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、開先面に板状又は箔状のインサートメタルが挟まれた被溶接部に電子ビームを照射し、高強度で、かつ、溶接金属（ＷＭ）、熱影響部（ＨＡＺ）、母材（ＢＭ：Base Metal）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である。本発明の別の目的は、この鋼材の開先面に板状又は箔状のインサートメタルが挟まれた被溶接部に電子ビームを照射して形成された電子ビーム溶接継手を提供することである。

本発明は、開先面に板状又は箔状のインサートメタルが挟まれ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、焼入れ性を確保するとともに、Ａｌ量を極力低減し、適量のＴｉを添加し、Ｔｉを１０％以上含有する微細な酸化物粒子（以下、単にＴｉ含有酸化物という）を鋼中に分散させる。このＴｉ含有酸化物を、粒成長を抑制する機能を有するピンニング粒子、及び、粒内変態の際の生成核として利用して、溶接金属（ＷＭ）、熱影響部（ＨＡＺ）、及び、母材（ＢＭ）の破壊靭性を適度にバランスさせる。

特に、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、Ｔｉ含有酸化物が、溶接金属（ＷＭ）及び熱影響部（ＨＡＺ）の粒内変態における生成核として極めて有効に機能して、ミクロ組織の粗大化の抑制に顕著に寄与する。

そして、本発明においては、新たに導入した電子ビーム溶接焼入れ性指標式ＣｅＥＢＢ、ＣｅＥＢＷによって得られる指標値を制御して、鋼材（ＢＭ）、溶接金属（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された電子ビーム溶接継手全体として、所要の破壊靭性を確保する。さらに、本発明においては、焼入れ性を高めるために、Ｍｎ量を増大する一方で、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の製造コストを低減する。

電子ビーム溶接焼入れ性指標ＣｅＥＢＢ、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ＣｅＥＢＢ、ＣｅＥＢＷの技術的意義については、併せて導入した指標（比）“Ｃ／ＣｅＥＢＢ”（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） 本発明の一態様にかかる電子ビーム溶接継手は、鋼材が電子ビームで溶接され、溶接金属が形成された電子ビーム溶接継手であって、前記鋼材の組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１０％、Ｓｉ：０．０３％〜０．３０％、Ｍｎ：１．５％〜２．５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％、Ｏ：０．００１０％〜０．００３５％を含有し、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、Ｐ：０．０１５％以下に制限し、Ａｌ：０．００４％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記鋼材の組成を下記の式１に代入して求められる指標値ＣｅＥＢＢが０．４２％〜０．６５％であって、前記鋼材の板厚方向に沿った断面の板厚中心部において、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物の数が２０個／ｍｍ^２以下であり、前記板厚中心部において、Ｔｉを１０％以上含有する円相当径が０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の酸化物の数が１×１０^３〜１×１０^５個／ｍｍ^２であり、前記溶接金属の組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１０％、Ｓｉ：０．０３％〜０．３０％、Ｍｎ：１．２％〜２．４％、Ｎｉ：１．０％〜２．３％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％、Ｏ：０．０００４％〜０．００２０％を含有し、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、Ｐ：０．０１５％以下に制限し、Ａｌ：０．００４％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記溶接金属の組成を下記の式２に代入して求められる指標値ＣｅＥＢＷが０．５６％〜０．７３％である。
ＣｅＥＢＢ＝Ｃ＋（１／４）Ｍｎ＋（１／１５）Ｃｕ＋（１／１５）Ｎｉ＋（１／５）Ｃｒ＋（１／５）Ｍｏ＋（１／５）Ｖ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、前記鋼材の組成中の各元素の質量％であり、
ＣｅＥＢＷ＝Ｃ＋（１／４）Ｍｎ＋（１／１５）Ｃｕ＋（１／１５）Ｎｉ＋（１／５）Ｃｒ＋（１／５）Ｍｏ＋（１／５）Ｖ ・・・（式２）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、前記溶接金属の組成中の各元素の質量％である。
（２）上記（１）の電子ビーム溶接継手において、前記鋼材の組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、及び、Ｂ：０．００３０％以下の１種又は２種以上を含有し、
（３）上記（１）又は（２）の電子ビーム溶接継手において、前記溶接金属の組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、及び、Ｂ：０．００３０％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。

（４） 上記（１）〜（３）のいずれかの電子ビーム溶接継手において、前記指標値ＣｅＥＢＢに対する質量％で表した前記鋼材のＣ量の比、Ｃ／ＣｅＥＢＢが、０．０２〜０．１５であってもよい。

（５） 上記（１）〜（４）のいずれかの電子ビーム溶接継手において、前記鋼材の厚さが４５〜１５０ｍｍであってもよい。

（６） 上記（１）〜（５）のいずれかの電子ビーム溶接継手において、溶接金属のＣＴＯＤ値をδ_ＷＭ、溶接熱影響部のＣＴＯＤ値をδ_ＨＡＺ、及び、前記鋼材のＣＴＯＤ値をδ_ＢＭと定義すると、０．８≦δ_ＢＭ／δ_ＷＭ≦１．２５、及び０．５≦δ_ＨＡＺ／δ_ＷＭ≦１．１であってもよい。

（７） 本発明の別の一態様にかかる電子ビーム溶接用の鋼材は、前記鋼材の組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１０％、Ｓｉ：０．０３％〜０．３０％、Ｍｎ：１．５％〜２．５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％、Ｏ：０．００１０％〜０．００３５％を含有し、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、Ｐ：０．０１５％以下に制限し、Ａｌ：０．００４％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記鋼材の組成を下記の式１に代入して求められる指標値ＣｅＥＢＢが０．４２％〜０．６５％であって、前記ＣｅＥＢＢに対する質量％で表した前記鋼材のＣ量の比であるＣ／ＣｅＥＢＢが、０．０２〜０．１５であって、前記鋼材の板厚方向に沿った断面の板厚中心部において、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物の数が２０個／ｍｍ^２以下であり、前記板厚中心部において、Ｔｉを１０％以上含有する円相当径が０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の酸化物の数が１×１０^３〜１×１０^５個／ｍｍ^２である。
ＣｅＥＢＢ＝Ｃ＋（１／４）Ｍｎ＋（１／１５）Ｃｕ＋（１／１５）Ｎｉ＋（１／５）Ｃｒ＋（１／５）Ｍｏ＋（１／５）Ｖ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、前記鋼材の組成中の各元素の質量％である。
（８）上記（７）の電子ビーム溶接用の鋼材において、前記鋼材の組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、及び、Ｂ：０．００３０％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。

（９） 上記（７）又は（８）の電子ビーム溶接用の鋼材において、前記鋼材の厚さが４５〜１５０ｍｍであってもよい。

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、鋼材（ＢＭ）、溶接金属（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、鋼材（母材）の破壊靱性と熱影響部の破壊靱性が優れていても、溶接金属の破壊靱性が劣っていると、溶接金属が破壊の起点となる。また、溶接金属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。このように、溶接継手の各部で破壊靭性にばらつきがあると、溶接継手全体としての破壊靱性は劣化する。

電子ビーム溶接を適用した降伏強度３５５ＭＰａ級の鋼材の溶接部（溶接金属及び熱影響部）での脆性破壊は、旧オーステナイト粒から生成する粗大な粒界フェライト、上部ベイナイトやフェライトサイドプレート等から発生する。

そして、上記ミクロ組織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、溶接金属及び熱影響部におけるミクロ組織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、溶鋼中のＡｌを低減して、Ｔｉを添加することにより、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接金属（ＷＭ）及び熱影響部（ＨＡＺ）の旧オーステナイト粒内に、適切な粒径の微細なＴｉ含有酸化物を、適量生成させる。入熱量が低い電子ビーム溶接では、熱影響部（ＨＡＺ）に、微細なＴｉ含有酸化物が残存して、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Ｔｉ含有酸化物は、粒内変態の際の生成核となり、特に熱影響部に、粒内フェライトを生成させる。なお、このＴｉ含有酸化物は、Ｔｉを１０％以上含有する酸化物であり、例えばＴｉＯまたはＴｉ_２Ｏ_３である。このＴｉ含有酸化物には、Ｔｉや酸素以外の元素を含んでも何ら差し支えない。

その結果、熱影響部の組織が微細になり、鋼材（母材）、熱影響部、及び、溶接金属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された電子ビーム溶接継手において、溶接金属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る。また、鋼材（母材）、熱影響部、及び、溶接金属の破壊靱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、この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。 焼入れ性と溶接金属の結晶粒径との関係を定性的に示す図である。 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図である。 鋼材（母材）の硬さに対する溶接金属の硬さの比と、溶接金属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。 ＣｅＥＢＢと溶接金属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／ＣｅＥＢＢ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。 溶接継手のＣＴＯＤ試験結果と、鋼材に含まれる酸化物の個数との関係を示す図である。 鋳片の冷却速度と、鋼材に含まれる微小なＴｉ含有酸化物粒子の数との相関を示す図である。 鋳片の冷却速度と、鋼材に含まれる粗大な酸化物粒子の数との相関を示す図である。 鋼材中の全酸素量と、鋼材に含まれる微小なＴｉ含有酸化物粒子の数との相関を示す図である。

洋上風力発電用鉄塔の建設においては、鋼材を、溶接した後、継手部に熱処理を施すことなく、そのまま使用する。このため、溶接金属及び熱影響部には、優れた靭性が要求される。本発明においては、溶接金属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を多量に含有する鋼（いわゆるＣｒ−Ｍｏ鋼）やステンレス鋼、または高Ｎｉ鋼など、溶接金属の酸化物の生成が必要とされない鋼材に適用されてきた。ステンレス鋼の熱影響部には脆化相が生成しない。また、Ｃｒ−Ｍｏ鋼の場合、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、非常に高い靭性が得られる。

本発明の実施形態にかかる電子ビーム溶接継手に用いる鋼材の板厚や強度は、特に限定されないが、例えば、洋上風力発電用鉄塔などに使用される、板厚が４５〜１５０ｍｍ、ＹＰ（降伏点）が約３１５ＭＰａ〜５５０ＭＰａ、ＴＳ（引張強さ）が約４５０ＭＰａ〜６９０ＭＰａの構造用鋼を好適に使用できる。必要に応じて、板厚上限を１２０ｍｍ又は１３０ｍｍとしてもよい。ＹＰ下限を３４０ＭＰａ又は３５５ＭＰａに、ＹＰ上限を５００ＭＰａ、４６０ＭＰａ又は４２０ＭＰａとしてもよい。ＴＳ下限を４７０ＭＰａ又は４９０ＭＰａに、ＴＳ上限を６００ＭＰａ、５７０ＭＰａ又は５５０ＭＰａとしてもよい。

この種の鋼材は、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（島状マルテンサイト又はM-A constituentともいう）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接融金属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に示すように溶接金属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、溶接金属及び熱影響部の靭性を高めるには、溶接金属の硬さと鋼材（母材）の硬さとのバランスが重要である。すなわち、図３に示したように、鋼材（母材）の硬さに対して、溶接金属の硬さを高めると、溶接金属の靭性は向上する。しかし、溶接金属の硬化の影響によって熱影響部に変形が集中するため、熱影響部の靭性は低下する。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、溶接金属の硬化が起こり、この影響によって、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、鋼材（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、焼入れ性を高めた鋼材（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され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“電子ビーム溶接焼入れ性指標ＣｅＥＢＢ、ＣｅＥＢＷ”を考案し導入した。即ち、下記（式１）で定義する“電子ビーム溶接焼入れ性指標ＣｅＥＢＢ”および、下記（式２）で定義する“電子ビーム溶接焼入れ性指標ＣｅＥＢＷ”は、電子ビーム溶接継手の破壊靭性をより高めるために、鋼材の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。

ＣｅＥＢＢ＝Ｃ＋１／４Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、電子ビーム溶接継手の母材、つまり、電子ビーム溶接継手に用いる鋼材における各成分の含有量（質量％）である。ＣｅＥＢＢ値の単位は質量％である。
ＣｅＥＢＷ＝Ｃ＋１／４Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（式２）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、電子ビーム溶接継手の溶接金属における各成分の含有量（質量％）である。ＣｅＥＢＷ値の単位は質量％である。
なお、これらの成分のうちいずれかが鋼材に添加されていない場合、その元素の含有量に０を代入して（式１）および（式２）式を用いればよい。
例えば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖがいずれも含有されない鋼材の場合、ＣｅＥＢＢは上記式（式１）に替えて下記の式（式１´）を、ＣｅＥＢＷは上記式（式２）に替えて下記の式（式２´）を、用いればよい。
ＣｅＥＢＢ＝Ｃ＋１／４Ｍｎ・・・（式１´）
ＣｅＥＢＷ＝Ｃ＋１／４Ｍｎ・・・（式２´）
ただし、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖが不可避的不純物として含有している場合には、（式１）および（式２）によりＣｅＥＢＢおよびＣｅＥＢＷを計算することが好ましい。

上記（式１）で定義するＣｅＥＢＢ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作成された指標である。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とした。

指標値ＣｅＥＢＢは、（１）鋼材（母材）の成分を調整することによって、Ｎｉ含有箔を用いた電子ビーム溶接後の溶接金属における焼入れ性を所要の範囲で確保し、（２）この溶接金属において、微細なフェライトの生成を促進し、かつ、（３）電子ビーム溶接後の熱影響部において、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接金属（ＷＭ）及び熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靱性値（δｃ）とＣｅＥＢＢとの関係を定性的に示す。実線の曲線は溶接金属の破壊靭性値（δｃｗｍ）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、仮想的にＷＭの硬さの影響を無視した場合の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により測定することができる。

ＷＭの破壊靭性値（δｃｗｍ）は、インサートメタル（Ｎｉ箔など）を使用することにより、母材と同等にまで向上する。指標値ＣｅＥＢＢ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、指標値ＣｅＥＢＢが大きくなるとＷＭが硬化し、その影響を受けて、δｃｈａはＨＡＺ靭性の予測値よりも低下する。なお、Ｎｉ箔などを使用する場合、ＣｅＥＢＢが低くても靭性には問題ないが、強度が低下するため、ＣｅＥＢＢに下限値を定める必要がある。

このように、指標値ＣｅＥＢＢによって溶接金属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る。指標値ＣｅＥＢＢ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活用する場合は、ピンニングや粒内変態の効果に応じてδｃｈａが向上することになる。

次に、本発明者らは、鋼材（母材）のＣ量及び指標値ＣｅＥＢＢと、母材、溶接金属、及び、熱影響部の靭性との関係について検討した。その結果、母材のＣ量とＣｅＥＢＢとの比“Ｃ／ＣｅＥＢＢ”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／ＣｅＥＢＢ”の技術的意義について説明する。

比“Ｃ／ＣｅＥＢＢ”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／ＣｅＥＢＢの低下による溶接金属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、ＣｅＥＢＢと熱影響部の破壊靭性値の関係を示す。

ＣｅＥＢＢは焼入れ性の指標であるから、ＣｅＥＢＢ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。一方、熱影響部では、Ｃ量の増加によって高炭素マルテンサイトの生成が促進される。そのため、図５に示すように、熱影響部の破壊靭性値を確保するには、Ｃ／ＣｅＥＢＢ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接金属の適正な成分組成についても検討した。溶接金属には、Ｎｉを含むインサートメタルからＮｉが添加されるので、溶接金属において靭性を確保するうえで、適正なＮｉ量とＣｅＥＢＢを明確にする必要がある。

さらに、本発明者らは、溶接金属の破壊靭性津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、以下の結果を得た。電子ビーム溶接は入熱量が低いので、Ｔｉ含有酸化物粒子がより多く残存する。このＴｉ含有酸化物粒子は、熱影響部において、粒成長を抑制するピンニング粒子として機能して、粒成長を抑制し、また、溶接金属において、粒内変態の生成核として極めて有効に機能して、粒内フェライトの生成を促進する。これらの作用の結果、Ｔｉ含有酸化物粒子が、Ｎｉを含むインサートメタルを介在させて形成された電子ビーム溶接継手の熱影響部及び溶接金属の破壊靱性を向上させることが解った。

本発明者らは、更に、Ｔｉ含有酸化物を含む鋼中酸化物粒子のサイズや個数が、電子ビーム溶接継手の破壊靱性値に対して及ぼす影響について、予備実験を行って検証した。以下に詳述するように、この予備実験では、鋼中の全酸素量や鋳片の冷却速度を変化させることで、異なる個数やサイズの酸化物粒子を有する複数の鋼材を作成した。これらの鋼材を用いて電子ビーム溶接継手を製作し、破壊靱性値を検査した。

この予備試験において、酸化物粒子の計測、破壊靭性値の計測は、鋼板の板厚方向中心部を対象にして行った。この理由は以下の通りである。第一の理由は、ＣＴＯＤ試験で検証されるように、電子ビーム溶接継手において、力学的に最も拘束力が高く、破壊の起点となりやすいのは板厚中心部であるからである。さらに、鋼板の板厚方向中心部では、連続鋳造における凝固偏析（中心偏析）により、溶質元素が濃化して組織が硬化しやすい。このため、板厚方向中心部は、板厚方向の表層に近い部分に比べて冶金学的に脆性破壊が発生しやすい状態となっていることが、第二の理由である。重ねて、本発明の対象である電子ビーム溶接継手は、通常のアーク溶接継手とは異なり、融合面が板厚方向にほぼ平行な平面状であるため、上述した板厚方向の力学的・冶金的な影響を受けて、粗大な酸化物粒子が脆性破壊の起点となりやすい。すなわち、電子ビーム溶接継手の熱影響部及び溶接金属の破壊靱性値は、通常のアーク溶接継手と比べて、板厚中心部に存在する酸化物粒子のサイズや個数に大きな影響を受けやすいことが、第三の理由である。

後述の予備実験により酸化物粒子の数と破壊靭性値との関係を調査した結果、以下の知見が得られた。Ｔｉを１０％以上含有する酸化物粒子は、その円相当径が０．０５μｍ以上の時に、高い効率でピンニング作用及び粒内変態促進作用を示し、結晶粒の細粒子化に大きく貢献する。一方、粒径の比較的大きい酸化物（Ｔｉ含有酸化物を含む全酸化物）の粒子は、脆性破壊の起点ともなる。酸化物粒子の円相当径が０．５μｍを超えると、脆性破壊の起点となる傾向が現れ始めとりわけ、円相当径が１．０μｍ以上の場合は、破壊の起点となる傾向が特に高いため、その個数を可能な限り制限することが望ましい。その上で、円相当径が０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の、Ｔｉ含有酸化物粒子を鋼材に適量含有させれば、脆性破壊を発生させること無く、効果的に結晶粒を細粒子できることが判った。

この予備実験では、鋼材内の酸化物粒子のうち、（１）円相当径が０．０５μｍ以上０．５μｍ未満で、Ｔｉを１０％以上含む酸化物粒子（以下単に「微小なＴｉ含有酸化物」と称することがある）、（２）円相当径が１．０μｍ以上の全酸化物（以下単に、「粗大な酸化物」と称することがある）、の２クラスについてその数量を測定した。その上で、鋼材内の各クラスの酸化物粒子の数量と、この鋼材を用いた電子ビーム溶接後の継手の靭性値との関係を定量的に検証した。

予備実験では、小型実験炉を用いて、質量％で、Ｃ：０．０７％、Ｓｉ：０．０６％、Ｍｎ：２．０％、Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．００２％、Ｔｉ：０．００９％、Ａｌ：０．００２％、Ｎ：０．００６％を目標とした鋳片を製造した。鋳片の製造にあたって、各クラスの酸化物の個数を制御するために、以下の２つの工程を制御した。（ｉ）溶湯の真空脱ガス処理の処理時間を変化させることによって鋳片の全酸素量を調整した。（ｉｉ）鋳造時に、鋳片を冷却するための冷却水量を調整することによって、１３００〜１１００℃の温度域の鋳片の冷却速度を１〜３０℃／ｍｉｎの範囲で制御した。この予備実験で製造された各鋳片の成分組成は、上記の成分組成の目標値と、ほぼ一致した。また、製造された各鋳片の全酸素量は１０ｐｐｍ〜４１ｐｐｍであった。得られた鋳片を用いて、後述のＡＣＣにより板厚５０ｍｍの鋼板を製造した。

上記鋼材の酸化物粒子の個数の測定方法は、後述の実施例で用いた方法に準じる。

さらに、これらの鋼材に対して、溶接金属のＮｉ濃度が２％となるように開先面にＮｉ箔を挟み、後述の実施例で用いた電子ビーム溶接を施して、Ｉ開先の突合せ溶接継手を作製した。この溶接方法の詳細は、後述の実施例に準ずる。これらの溶接継手の融合部（ＦＬ：Fusion Line）部分にノッチが形成されたＣＴＯＤ試験片を作成し、試験温度０℃でＣＴＯＤ試験を実施した。この結果得られたＨＡＺの破壊靭性値、δ_ＨＡＺが０．５ｍｍ以上の場合は、そのサンプルを合格とし、これ以外の場合は不合格とした。この予備実験の結果を図７〜９に示す。図７〜９において、ＣＴＯＤ試験に合格したサンプルは中空のプロットで、不合格のサンプルは塗りつぶされたプロットで示した。また、鋼中の酸素量が０．００３５％以下のサンプルは菱型、０．００３５％超のサンプルは三角形のプロットで示した。

図７は、ＣＴＯＤ試験の結果と、上記微小なＴｉ含有酸化物及び上記粗大な酸化物の個数との関係を示す。図７上で、ＣＴＯＤ試験に合格した溶接継手のプロット（中空の菱型）は全て、「本発明の範囲」として示した破線の四角の範囲内にある。つまり、ＨＡＺのＣＴＯＤ値、δ_ＨＡＺが０．５ｍｍ以上となる条件は、（１）鋼材の板厚中心部において、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物（上記粗大な酸化物）が２０個／ｍｍ^２以下であり、かつ、（２）板厚中心部において、Ｔｉを１０％以上含有する円相当径が０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の酸化物（上記微小なＴｉ含有酸化物）が１×１０^３〜１×１０^５個／ｍｍ^２である、ことだった。

次に、鋳片の１３００〜１１００℃の温度域での冷却速度と、上記微小なＴｉ含有酸化物粒子の数量との相関を検討した。図８Ａに示すように、冷却速度が上昇すると、板厚中心部における微小なＴｉ含有酸化物の数量が増加する傾向があった。特に真空脱ガス工程によって鋼中の全酸素量を０．００３５％以下としたサンプル（菱型のプロット）では、鋳片の冷却速度が９℃／ｍｉｎ以上の場合に、冷却速度に依存して酸化物の数量が増加する傾向が明確になった。この結果、上記の全酸素量及び冷却速度の範囲において、上記微小なＴｉ含有酸化物の数量を１×１０^３〜１×１０^５個／ｍｍ^２の範囲に制御できた。図８Ａ上で、この冷却速度範囲を「本発明の範囲」として破線と矢印で示す。また、上記の全酸素量及び冷却速度の範囲を満たす全サンプルで、ＨＡＺのＣＴＯＤ値、δ_ＨＡＺは、０．５ｍｍ以上だった（菱型の中空のプロット）。

次に、鋳片の１３００〜１１００℃の温度域での冷却速度と、上記粗大な酸化物粒子の数量との相関を検討した。図８Ｂに示すように、冷却速度が上昇すると、板厚中心部における粗大な酸化物の数量が減少する傾向があった。特に脱ガス処理によって鋼中の全酸素量を０．００３５％以下としたサンプル（菱型のプロット）では、鋳片の冷却速度が９℃／ｍｉｎ以上の場合、上記粗大なＴｉ含有酸化物の数量は２０個／ｍｍ^２以下の範囲にあった。図８Ｂ上で、この冷却速度範囲を「本発明の範囲」として破線と矢印で示す。

次に、鋼中の全酸素量と、上記微小なＴｉ含有酸化物粒子の数量との相関を検討した。図９に示すように、全酸素量が上昇すると、板厚中心部における上記微小なＴｉ含有酸化物粒子の数量は増加する傾向があった。全酸素量が０．００３５％超であると、鋳片の冷却速度を９℃／ｍｉｎ以上としても、上記微小なＴｉ含有酸化物の数量を１×１０^５個／ｍｍ^２以下に制御できない場合がある。この場合、過剰な酸化物粒子が脆性破壊の起点となり、ＣＴＯＤ試験値を悪化させていると考えられる。図９上では、全酸素量が０．００３５％（３５ｐｐｍ）以下の範囲を「本発明の範囲」として破線と矢印で示す。この酸素量の範囲内では、鋳片の冷却速度を９℃／ｍｉｎ以上とした全てのサンプルが、０．５ｍｍ以上のδ_ＨＡＺ値を示した（菱型の中空のプロット）。

上記予備実験の結果を総合して、発明者らは、以下の知見を得た。（１）板厚中心部に存在する粗大な酸化物粒子を少なくし、（２）粒内変態の変態核となる微小なＴｉ含有酸化物粒子の量を適切に制御することによって、電子ビーム溶接継手の熱影響部及び溶接金属の破壊靱性を向上できる。また、酸化物粒子のサイズや個数を制御するためには、（３）鋼材中の全酸素濃度を適切な範囲に制御すること、及び（４）鋼材の鋳造時の冷却速度を適切な範囲に制御すること、が効果的であることがわかった。なお、予備実験で得られた鋳片の必要冷却速度９℃／ｍｉｎは、鋼の溶製及び鋳造を行う製鋼工場の取鍋精錬設備や鋳造設備の条件など（例えば、真空脱ガスの真空度、鋳造時の堰の形状など）により、変化するものと考えられる。このため、ＣＴＯＤ試験結果の向上のためには、所定の成分範囲で所定の酸化物の数が得られればよく、必ずしも鋳造時の冷却速度を９℃／ｍｉｎ以上に限定する必要はない。

上記予備実験の結果に鑑み、本発明では、母材のＣ量、Ｏ量、ＣｅＥＢＢ、Ｃ／ＣｅＥＢＢ及び、酸化物粒子のサイズや個数を適正な範囲内に制御し、Ａｌの含有量を低減し、適量のＴｉを添加する。そして、この母材を用いて、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継手を形成する。この結果、溶接時に、微細なＴｉ含有酸化物がピンニング粒子及び粒内変態の生成核として利用され、母材の破壊靭性値に対する溶接金属及び熱影響部の破壊靭性値の比を適切な範囲にし、破壊靱性値δｃのばらつきを極力抑制することができる。

本発明の実施形態にかかる鋼材の組成は、質量％で、少なくとも、Ｃ：０．０２％〜０．１０％、Ｓｉ：０．０３％〜０．３０％、Ｍｎ：１．５％〜２．５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％、Ｏ：０．００１０％〜０．００３５％を含有する。また、上記鋼材の組成に含まれる不可避的不純物のうち、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００４％以下に制限する必要がある。また、必要に応じて、Ｎｂ：０％〜０．０２０％、Ｖ：０％〜０．０３０％、Ｃｒ：０％〜０．５０％、Ｍｏ：０％〜０．５０％、Ｃｕ：０％〜０．２５％、Ｎｉ：０％〜０．５０％、及び、Ｂ：０％〜０．００３０％を含有してもよい。上記鋼材の組成の残部は鉄及び不可避的不純物からなる。

上記鋼材を用い、開先面にＮｉを含むインサートメタルを挟んだ状態で電子ビーム溶接した場合、溶接金属においては、Ｍｎ及びＯが減少し、Ｎｉが増加する。この結果、溶接金属の組成は、質量％で、少なくとも、Ｃ：０．０２％〜０．１０％、Ｓｉ：０．０３％〜０．３０％、Ｍｎ：１．２％〜２．４％、Ｎｉ：１．０％〜２．３％、Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％、Ｏ：０．０００４％〜０．００２０％を含有する。また、上記溶接金属の組成に含まれる不可避的不純物のうち、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００４％以下に制限する必要がある。また、必要に応じて、Ｎｂ：０％〜０．０２０％、Ｖ：０％〜０．０３０％、Ｃｒ：０％〜０．５０％、Ｍｏ：０％〜０．５０％、Ｃｕ：０％〜０．２５％、及び、Ｂ：０％〜０．００３０％を含有してもよい。上記溶接金属の組成の残部は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、より好ましい下限は０．０４％である。一方、Ｃ量が０．１０％を超えると焼入れ性が増大しすぎて、靭性が低下するので、上限を０．１０％以下とする。好ましい上限は０．０８％又は０．０７％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、０．０３％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、溶接金属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０．２５％又０．２０％であり、より好ましい上限は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。Ｍｎ量が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。また、電子ビーム溶接時、Ｍｎが溶接金属から蒸発して、一部失われる。したがって、鋼材の靭性、強度、及び、焼入れ性、さらに、溶接金属の焼入れ性を確保するため、１．５％以上のＭｎを添加する。

Ｍｎ量の好ましい下限は１．６％又は１．７％であり、より好ましくは１．８％である。ただし、Ｍｎ量が２．５％を超えると、焼入れ性が過大に増大し、特に熱影響部の靭性が低下するのでＭｎ量の上限を２．５％とする。好ましい上限は２．４％であり、より好ましい上限は２．３％である。

Ｐは、不可避的不純物であり、母材（ＢＭ）、溶接金属（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％以下に制限する。好ましいＰ量は０．０１０％以下又は０．００６％以下とする。Ｐ量の下限を特に限定する必要はなく、その下限は０％である。製造コストの観点から、０．００１％未満の極低Ｐ化は不必要であり、Ｐ量は０．００１％以上としてもよい。

Ｓは、不可避的不純物であり、ＭｎＳを形成する。ＭｎＳは、微細なＴｉ含有酸化物粒子を核として析出し、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。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Ｓ量の下限は０．００１％である。必要に応じて、Ｓ量の下限を０．００２％としてもよい。また、Ｓ量の下限を限定せず、下限を０％としてもよい。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、Ｓ量を０．０１０％以下に制限する。好ましいＳ量の上限は、０．００７%又は、０．００５％である。

Ａｌは、強力な脱酸元素であり、Ｔｉ含有酸化物粒子の生成を妨げるので、添加量を制限する。本発明の実施形態では、Ｔｉ含有酸化物粒子の生成を促進するため、Ａｌは０．００４％以下に制限する。必要に応じて、Ａｌ量の上限を０．００３％又は０．００２５％に制限してもよい。Ａｌ量は、少ないほど好ましいので、その下限を規定する必要はなく、その下限は０％とする。しかし、溶鋼にＴｉを添加する前のＯ量を低減するために、Ａｌを脱酸剤として使用する場合、０．０００５％以上又は０．００１％以上を添加することが好ましい。

Ｔｉは、本発明において極めて重要な元素であり、鋼の脱酸に用いる。溶接時に、熱影響部（ＨＡＺ）に、粒内変態の際に生成核として機能するＴｉ含有酸化物粒子を形成させて靭性を向上させるために、Ｔｉを０．００５％以上添加する。Ｔｉ量は、０．００７％以上が好ましいが、過剰であると、粗大なＴｉＮが生成し、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、結晶粒の粗大化を抑制する機能を有するＴｉＮを形成する元素である。結晶粒の粗大化抑制のため、Ｎを０．００２０％以上添加する。好ましいＮ量の下限は０．００３０％である。一方、Ｎ量が過剰であると、特に、熱影響部の靭性に悪影響を及ぼすので、Ｎ量の上限を０．００６０％とする。Ｎ量の好ましい上限は０．００５０％である。

Ｏは、Ｔｉと結合して、粒内変態の際の生成核として機能するＴｉ含有酸化物粒子を形成し、特に熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を向上させる効果を有する。Ｏ量が少なすぎると、上記添加効果が十分に得られないので、下限を０．００１０％とする。電子ビーム溶接継手の溶接金属のＯ量は、母材のＯ量よりも少なくなるので、母材のＯ量の下限は０．００１５％が好ましく、さらに好ましくは０．００２０％である。一方、Ｏが過剰であると、過剰に酸化物が生成して脆性破壊の起点となるなど、母材及び熱影響部の靭性に悪影響を及ぼす。このため、鋼材のＯ量の上限を０．００３５％とする。組成や製造工程等の条件で鋼材に過剰な酸化物が生成しやすい場合、Ｏ量の上限を０．００３２％、０．００２９％、または０．００２５％としてもよい。
なお、本発明の実施形態に従って一般的な条件で電子ビーム溶接を行うと、その過程において、溶接金属では、鋼材のＯ量の内、約半分程度が失われる場合が多い。従って、鋼材のＯ量が０．００３５％以下のとき、溶接後の継手において、溶接金属中のＯ量は約０．００２０％以下となる場合が多い。

本発明の実施形態にかかる鋼板では、Ｍｇ又はＣａを添加する必要はなく、不可避的不純物中の、Ｍｇ量、Ｃａ量をそれぞれ０．０００２％以下に制限してもよい。

本発明の実施形態にかかる鋼材は、さらに、Ｎｂ及び／又はＶを、以下の理由で、一定の限度内で含有してもよい。

Ｎｂは、母材の焼入れ性を向上させて、強度を高めるのに有効な元素であり、添加は必須でないが、必要に応じて添加してもよい。添加効果を得るためには、Ｎｂを０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上添加する。ただし、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、Ｎｂ量の上限を０．０２０％とする。好ましい上限は０．０１２％以下であり、より好ましくは０．０１０％である。Ｎｂの下限を特に限定する必要はなく、Ｎｂ量が０％でもよい。

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作用をなす元素であり、添加は必須でないが、必要に応じて添加してもよい。添加効果を得るためには、Ｖを０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上添加する。ただし、過剰に添加すると、特に熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が低下するため、Ｖ量の上限を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。Ｖの下限を特に限定する必要はなく、Ｖ量が０％でもよい。

本発明の実施形態にかかる鋼材は、必要に応じ、さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素の添加は必須ではないが、添加すると靭性および強度の向上に有効である。この効果を得るためには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上を、それぞれ、０．０５％以上添加する。
Ｂは、少量添加で焼入性を大きく向上させる元素であるため、冷却速度を確保するのが困難な場合など必要に応じて、０．００３０％を上限に添加してもよい。焼入性向上効果を得るためには、Ｂを０．０００２％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％以下の添加量とする。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％以下とする。さらに好ましくはこの合計量を０．５０％以下とする。必要に応じて、この合計量を０．４０％、０．３０％又は０．２０％に制限してもよい。Ｂ添加による鋼材の割れなどを回避するために、Ｂ量の上限を０．００２０％、０．００１７％又は０．００１４％に制限してもよい。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ及び、Ｂの下限を特に限定する必要はなく、それぞれの添加量が０％であってもよい。

本発明の実施形態にかかる鋼材においては、電子ビーム溶接した場合、溶接金属のＭｎ量及びＯ量は母材よりも少なくなる。これは、電子ビーム溶接を真空中で行う際に、溶接金属では、Ｍｎの一部が蒸発し、酸化物が溶接金属から浮上して排出されるからである。したがって、溶接金属のＭｎ量及びＯ量を、それぞれ、質量％で、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｏ：０．０００４〜０．００２０％とする。溶接金属のＭｎ量の下限は１．４％又は１．６％でもよく、上限は２．０％又は１．８でもよい。溶接金属のＯ量の下限は０．００１０％又は０．００１４％でもよく、上限は０．００１９％又は０．００１８％でもよい。

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、溶接金属の靭性を高めるために、被溶接部（開先突合せ部）の開先面に、Ｎｉを含むインサートメタルを挟み、溶接金属にＮｉを添加する。溶接金属の靭性を顕著に高め、好ましくは溶接金属の破壊靭性値を母材の０．８倍以上にするには、溶接金属のＮｉ量を１．０％以上にすることが必要である。溶接金属のＮｉ量の下限は、１．３％又は１．６％でもよい。

一方、Ｎｉ量が過剰になると、溶接金属の硬度が上昇し、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、溶接金属の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、溶接金属の硬度が上昇し、破壊靭性が低下することがある。溶接金属のＮｉ量の上限は、２．２％又は２．０％でもよい。

ピンニング効果によって溶接金属の靭性を高めるために添加するＴｉ量が少ない場合、溶接金属の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、又は純Ｎｉを使用することができるが、純Ｎｉを使用すれば簡便である。

本発明の実施形態にかかる電子ビーム溶接継手においては、鋼材（母材）の組成を下記（式１）に代入して指標値ＣｅＥＢＢを求め、その指標値ＣｅＥＢＢを０．４２％〜０．６５％とする。本発明の実施形態にかかる鋼材においては、この鋼材の組成を同じ（式１）に代入して求められる指標値をＣｅＥＢＢとして、この指標値ＣｅＥＢＢを０．４２％〜０．６５％とする。なお、％は質量％を意味する。

ＣｅＥＢＢ＝Ｃ＋１／４Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（式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。ＣｅＥＢＢ値の単位は質量％である。

電子ビーム溶接部焼入れ性指標ＣｅＥＢＢを求めるための（式１）は、被溶接部の開先面にＮｉを含むインサートメタルを挟むことにより形成された電子ビーム溶接継手の溶接金属において、Ｎｉ量を１．０〜２．３％とすることを考慮して作成されている。

母材の電子ビーム溶接焼入れ性指標値ＣｅＥＢＢの下限は、母材の強度を確保するため、０．４２％とする。ＣｅＥＢＢ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、ＣｅＥＢＢ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。

本発明の実施形態にかかる鋼材の、板厚方向に沿った断面の板厚中心部において、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物（粗大な酸化物）の数は２０個／ｍｍ^２以下とする。また、同じく板厚中心部において、Ｔｉを１０％以上含有する円相当径が０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の酸化物（微小なＴｉ含有酸化物）の数は１×１０^３〜１×１０^５個／ｍｍ^２とする。上記粗大な酸化物の数が２０個／ｍｍ^２超であると、この酸化物が破壊の起点となって、熱影響部および溶接金属の破壊靭性が不十分になる。上記微小なＴｉ含有酸化物の数が１×１０^３未満であると、Ｔｉ含有酸化物によるピンニング作用や粒内変態促進作用が不十分となって、熱影響部および溶接金属の靭性に悪影響を及ぼす。上記微小なＴｉ含有酸化物の数が１×１０^５超であると、過剰なＴｉ含有酸化物粒子が破壊の起点となる傾向が高まり、熱影響部および溶接金属の破壊靭性が不十分になる。

なお、上記粗大な酸化物数の測定方法としては、例えば、鋼材の板厚方向の中央部の断面試料を用いて、ＦＥ−ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscope）による測定を行う。

また、上記微小なＴｉ含有酸化物数の測定方法としては、例えば、鋼材の板厚方向の中央部の断面試料を用いてＦＥ−ＴＥＭ（Field Emission Transmission Electron Microscope）による測定を行う。さらに、抽出レプリカ膜を作成してＴＥＭで観察し、ＥＤＸ法（Energy Dispersive X-ray Spectrometry）で測定されるＴｉの重量比が１０％以上である粒子について、Ｔｉを１０％以上含有する酸化物であると判定する。

母材の電子ビーム溶接焼入れ性指標値ＣｅＥＢＢに対する母材のＣ量の比（Ｃ／ＣｅＥＢＢ）は、溶接金属の焼入れ性と、熱影響部及び母材の焼入れ性のバランスを表示する指標である。Ｃ／ＣｅＥＢＢは、０．１５以下の値を取ることが好ましい。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／ＣｅＥＢＢ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／ＣｅＥＢＢ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の開先面に挟んで電子ビーム溶接を行う場合、母材のＣ／ＣｅＥＢＢの低下による溶接金属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／ＣｅＥＢＢ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Ｖの量が上限の値をとる場合が、実質的にＣ／ＣｅＥＢＢ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／ＣｅＥＢＢの下限は、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。

溶接部の開先面にＮｉを含むインサートメタルを挟むことにより形成された電子ビーム溶接継手において、前述の式（２）で求められる溶接金属の焼入れ性指標値ＣｅＥＢＷは、０．５６％〜０．７３％とする。溶接金属のＣｅＥＢＷは、溶接金属の焼入れ性を確保するために０．５６％以上とする。溶接金属のＣｅＥＢＷの下限は、より好ましくは０．６０％とする。一方、溶接金属のＣｅＥＢＷが０．７３％を超えると、溶接金属が硬化して、溶接継手の破壊靭性が不十分になる。溶接金属のＣｅＥＢＷの上限は、より好ましくは０．７０％である。

本発明の実施形態にかかる鋼材を用いて電子ビーム溶接で形成した溶接継手において、溶接金属のＣＴＯＤ値：δ_ＷＭ、熱影響部のＣＴＯＤ値：δ_ＨＡＺ、及び、鋼材のＣＴＯＤ値：δ_ＢＭが、下記（式３）と（式４）を満足することが好ましい。

０．８≦δ_ＢＭ／δ_ＷＭ≦１．２５ ・・・（式３）
０．５≦δ_ＨＡＺ／δ_ＷＭ≦１．１ ・・・（式４）
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。ＣＴＯＤ値が１．０ｍｍ以上となった場合は延性破壊したものとみなし、ＣＴＯＤ値を１．０ｍｍとして上記計算を行う。

δ_ＢＭ／δ_ＷＭが０．８未満、及び／又は、δ_ＨＡＺ／δ_ＷＭが０．５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。このため、δ_ＢＭ／δ_ＷＭの下限は０．８とし、δ_ＨＡＺ／δ_ＷＭの下限は０．５とする。δ_ＨＡＺ／δ_ＷＭの好ましい下限は０．６、より好ましくは０．７、更に好ましくは、０．８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。微細なＴｉ含有酸化物粒子を利用する粒内変態は、ＨＡＺの組織の微細化に極めて有効であり、本発明の鋼材を電子ビーム溶接すれば、溶接継手のＨＡＺの破壊靭性を顕著に高めることができる。

即ち、本発明の実施形態にかかる鋼材によれば、電子ビーム溶接後の溶接継手における溶接金属及び熱影響部の破壊靭性は、母材の破壊靱性に比較して劣化が顕著に抑制され、各部の破壊靱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、及び、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、被溶接部の開先面の間にＮｉを含むインサートメタルを挟む。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、鋼材の寸法と溶接金属の幅から、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。例えば、Ｎｉ量が０％の鋼材（母材）を用いて、Ｎｉ量が２％の溶接金属となる溶接継手としたい場合、先ずは予備実験などで電子ビーム溶接後の溶接金属の幅を調査する。その結果、溶接金属の幅が４．０ｍｍと判明した場合、厚さ０．０８ｍｍのＮｉ箔を挟んで電子ビーム溶接を行うと、
Ｎｉ量が約２％の溶接金属の電子ビーム溶接継手が得られる。

次に、本発明の鋼材の製造方法について説明する。本発明にかかる方法では、スラブ（鋼片）などの鋼材を鋳造する鋳造工程において、例えば９℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却することによって、上記粗大な酸化物の数量を２０個／ｍｍ^２以下に制限することができる。同時に、上記微小なＴｉ含有酸化物を１×１０^３以上確保することが出来る。
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。このため、靭性向上の点から、連続鋳造法が好ましい。

連続鋳造において、鋳片の冷却速度を９℃／ｍｉｎ以上に高める具体的な手段としては、連続鋳造機内の冷却帯の高圧化および高水量化、鋳型厚みの減厚化、鋳片未凝固層の圧下によるスラブ厚減少等が挙げられる。これらの手段を用いた場合、鋳片の冷却速度の上限は、一般的には３０℃／ｍｉｎ程度となる。

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。本発明にかかる方法では、鋳造された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、必要な鋼材の強度や靭性を得るために、加工熱処理（ＴＭＣＰ：Thermo-Mechanical Controlled Processing）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：Controlled Rolling）、（２）制御圧延−加速冷却（ＡＣＣ：Accelerated Cooling）、（３）圧延後直接焼入れ−焼戻し処理（ＤＱＴ：Direct Quenching and Tempering）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、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Ａｒ_３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４００〜６５０℃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。

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。

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。溶接金属から試料を採取し、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の寸法の試験片、（ｂ）板厚６０ｍｍ以上の場合は、ｔ（板厚）×ｔの寸法の試験片を、各６本採取した。試験片に、ノッチとして、５０％疲労亀裂、を溶接金属（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。ＣＴＯＤ値が１．０以上となった場合は延性破壊したものとみなし、ＣＴＯＤ値を１．０として上記計算を行った。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、溶接金属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、溶接継手の溶接金属（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_ＢＭ／δ_ＷＭとδ_ＨＡＺ／δ_ＷＭを示した。

鋼材の酸化物粒子の個数は、以下の方法で測定した。板厚方向の中央部の断面試料を各鋼材から作製し、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物（粗大な酸化物）については、ＦＥ−ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscope）を用いて観察し、その粒子サイズと個数を測定した。円相当径が０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の酸化物（微小なＴｉ含有酸化物）については、同じく板厚方向の中央から試料を採取し、ＳＰＥＥＤ法（Selective Potentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution）で電解研磨した試料から、抽出レプリカ膜を作成して１００００〜１００００００倍のＦＥ−ＴＥＭ（Field Emission Transmission Electron Microscope）で観察した。ＥＤＸ法（Energy Dispersive X-ray Spectrometry）により、特性Ｘ線から求められたＴｉの重量比が１０％以上の酸化物をＴｉ含有酸化物と判定した。これらの結果から、Ｔｉ含有酸化物のサイズと個数を測定した。各試料の板厚中心部において２０視野以上の観察を行い、単位面積あたりの酸化物粒子（上記微小なＴｉ含有酸化物及び上記粗大な酸化物）の個数の平均値を計算した。

空欄は、合金元素を意図的には添加しないことを意味する。

下線は、本発明の範囲外又は好ましい範囲外であることを意味する。空欄は、合金元素を意図的には添加しないことを意味する。

以下の表３、表４において、加工熱処理欄の凡例は、以下の通りである。
ＣＲ：制御圧延（強度・靭性に最適な温度での圧延）
ＡＣＣ：加速冷却（制御圧延後に４００〜６００℃の温度域まで水冷）
ＤＱＴ：圧延直後に焼入れ−焼き戻し処理
靭性値（ＣＴＯＤ値）が１．０ｍｍ以上となった場合は、鋼材が延性破壊したものとみなし、靭性値を１．０ｍｍとして計算を行った。

下線は、比較例にかかる鋼材、または数値が好ましい範囲外であることを意味する。

下線は、比較例にかかる鋼材、または数値が本発明の範囲外、または好ましい範囲外であることを意味する。

δｃの目標値は０．５ｍｍ以上とし、０．５ｍｍ以上を合格と判定した。

下線は、比較例にかかる鋼材、または数値が好ましい範囲外であることを意味する。

表１、表５、及び、表７に示すように、発明例の継手Ｎｏ．１〜３１は、母材及び溶接金属の成分、酸化物の個数、ＣｅＥＢＢ、及び、Ｃ／ＣｅＥＢＢが、いずれも、本発明の範囲内にあるものであり、母材、溶接金属、及び、熱影響部の破壊靭性値δｃの比、δ_ＢＭ／δ_ＷＭ、及び、δ_ＨＡＺ／δ_ＷＭが十分な値を示している。

表２、表６、及び、表８には、比較例の継手Ｎｏ．３２〜５３に係る結果を示す。継手Ｎｏ．３２（比較例）は、Ｃ量が少なく、Ｍｎ量が多いため、ＣｅＥＢＢ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．３３（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．３５（比較例）は、鋼材のＭｎ量が少なく、ＣｅＥＢＢが低いため、母材の強度が低く、溶接金属（ＷＭ）のＣＴＯＤ値（δ_ＷＭ）が低下し、δ_ＢＭ／δ_ＷＭが大きくなっている。

継手Ｎｏ．３４（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．３６（比較例）は、鋼材のＭｎ量が多く、ＣｅＥＢＢ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．３７及び３８（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．３９及び４０（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．４１（比較例）は、Ｔｉ量が少なく、継手Ｎｏ．４３（比較例）は、Ａｌ量が多く、継手Ｎｏ．４５（比較例）は、Ｏ量が少ないため、Ｔｉ含有酸化物の生成が不十分になり、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．４２（比較例）は、Ｔｉ量が多く、継手Ｎｏ．４４（比較例）は、Ｎ量が多く、継手Ｎｏ．４６（比較例）は、Ｏ量が多く、破壊の起点となる粗大な酸化物や窒化物が増加したため、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．４７（比較例）は、鋼材のＣｅＥＢＢが低く、母材の強度が低下している。継手Ｎｏ．４８（比較例）は、鋼材のＣｅＥＢＢ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．４９（比較例）は、鋼材のＣ／ＣｅＥＢＢ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．５０（比較例）は、溶接金属（ＷＭ）に添加するＮｉ量が少なく、継手Ｎｏ．５２（比較例）は、溶接金属（ＷＭ）のＣｅＥＢＷが低いため、溶接金属（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．５１（比較例）は、溶接金属（ＷＭ）に添加するＮｉ量が多く、継手Ｎｏ．５３（比較例）は、溶接金属（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接金属及び熱影響部において、母材の破壊靱性に比較して、破壊靱性の劣化が少ない。このため、各部の破壊靱性が適度にバランスした電子ビーム溶接継手と、このような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 (9)

1. 鋼材が電子ビームで溶接され、溶接金属が形成された電子ビーム溶接継手であって、前記鋼材の組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０２％〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０３％〜０．３０％、
   Ｍｎ：１．５％〜２．５％、
   Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、
   Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％、
   Ｏ：０．００１０％〜０．００３５％
   を含有し、
   Ｓ：０．０１０％以下に制限し、
   Ｐ：０．０１５％以下に制限し、
   Ａｌ：０．００４％以下に制限し、
   残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
   前記鋼材の組成を下記の式１に代入して求められる指標値ＣｅＥＢＢが０．４２％〜０．６５％であって、
   前記鋼材の板厚方向に沿った断面の板厚中心部において、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物の数が２０個／ｍｍ^２以下であり、
   前記板厚中心部において、Ｔｉを１０％以上含有する円相当径が０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の酸化物の数が１×１０^３〜１×１０^５個／ｍｍ^２であり、
   前記溶接金属の組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０２％〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０３％〜０．３０％、
   Ｍｎ：１．２％〜２．４％、
   Ｎｉ：１．０％〜２．３％、
   Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、
   Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％、
   Ｏ：０．０００４％〜０．００２０％
   を含有し、
   Ｓ：０．０１０％以下に制限し、
   Ｐ：０．０１５％以下に制限し、
   Ａｌ：０．００４％以下に制限し、
   残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
   前記溶接金属の組成を下記の式２に代入して求められる指標値ＣｅＥＢＷが０．５６％〜０．７３％であることを特徴とする電子ビーム溶接継手。
   ＣｅＥＢＢ＝Ｃ＋（１／４）Ｍｎ＋（１／１５）Ｃｕ＋（１／１５）Ｎｉ＋（１／５）Ｃｒ＋（１／５）Ｍｏ＋（１／５）Ｖ ・・・（式１）
   ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、前記鋼材の組成中の各元素の質量％であり、
   ＣｅＥＢＷ＝Ｃ＋（１／４）Ｍｎ＋（１／１５）Ｃｕ＋（１／１５）Ｎｉ＋（１／５）Ｃｒ＋（１／５）Ｍｏ＋（１／５）Ｖ ・・・（式２）
   ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、前記溶接金属の組成中の各元素の質量％である。
2. 前記鋼材の組成が、さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．０２０％以下、
   Ｖ：０．０３０％以下、
   Ｃｒ：０．５０％以下、
   Ｍｏ：０．５０％以下、
   Ｃｕ：０．２５％以下、
   Ｎｉ：０．５０％以下、及び、
   Ｂ：０．００３０％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に記載の電子ビーム溶接継手。
3. 前記溶接金属の組成が、さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．０２０％以下、
   Ｖ：０．０３０％以下、
   Ｃｒ：０．５０％以下、
   Ｍｏ：０．５０％以下、
   Ｃｕ：０．２５％以下、及び、
   Ｂ：０．００３０％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. 前記指標値ＣｅＥＢＢに対する質量％で表した前記鋼材のＣ量の比であるＣ／ＣｅＥＢＢが、０．０２〜０．１５であることを特徴とする請求項１〜３の何れか一項に記載の電子ビーム溶接継手。
5. 前記鋼材の厚さが４５〜１５０ｍｍであることを特徴とする請求項１〜４の何れか一項に記載の電子ビーム溶接継手。
6. 溶接金属のＣＴＯＤ値をδ_ＷＭ、溶接熱影響部のＣＴＯＤ値をδ_ＨＡＺ、及び、前記鋼材のＣＴＯＤ値をδ_ＢＭと定義すると、
   ０．８≦δ_ＢＭ／δ_ＷＭ≦１．２５、及び
   ０．５≦δ_ＨＡＺ／δ_ＷＭ≦１．１、
   を満足することを特徴とする請求項１〜５の何れか一項に記載の電子ビーム溶接継手。
7. 電子ビーム溶接用の鋼材であって、前記鋼材の組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０２％〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０３％〜０．３０％、
   Ｍｎ：１．５％〜２．５％、
   Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、
   Ｎ：０．００２０％〜０．００６０％、
   Ｏ：０．００１０％〜０．００３５％
   を含有し、
   Ｓ：０．０１０％以下に制限し、
   Ｐ：０．０１５％以下に制限し、
   Ａｌ：０．００４％以下に制限し、
   残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
   前記鋼材の組成を下記の式１に代入して求められる指標値ＣｅＥＢＢが０．４２％〜０．６５％であって、
   前記ＣｅＥＢＢに対する質量％で表した前記鋼材のＣ量の比であるＣ／ＣｅＥＢＢが、０．０２〜０．１５であって、
   前記鋼材の板厚方向に沿った断面の板厚中心部において、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物の数が２０個／ｍｍ^２以下であり、
   前記板厚中心部において、Ｔｉを１０％以上含有する円相当径が０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の酸化物の数が１×１０^３〜１×１０^５個／ｍｍ^２であることを特徴とする電子ビーム溶接用鋼材。
   ＣｅＥＢＢ＝Ｃ＋（１／４）Ｍｎ＋（１／１５）Ｃｕ＋（１／１５）Ｎｉ＋（１／５）Ｃｒ＋（１／５）Ｍｏ＋（１／５）Ｖ ・・・（式１）
   ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、前記鋼材の組成中の各元素の質量％である。
8. 前記鋼材の組成が、さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．０２０％以下、
   Ｖ：０．０３０％以下、
   Ｃｒ：０．５０％以下、
   Ｍｏ：０．５０％以下、
   Ｃｕ：０．２５％以下、
   Ｎｉ：０．５０％以下、及び、
   Ｂ：０．００３０％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７に記載の電子ビーム溶接用鋼材。
9. 前記鋼材の厚さが４５〜１５０ｍｍであることを特徴とする請求項７又は８に記載の電子ビーム溶接用鋼材。

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