JP5321766B1 - 溶接用鋼材 - Google Patents

Abstract

この溶接用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．１２％未満、Ｍｎ：１．４０％以上、１．８０％以下、Ｓ：０．００２０％以上、０．００８０％以下、Ａｌ：０．０２０％以上、０．０７０％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、０．００３０％以下、Ｎ：０．００２０％以上、０．００５０％以下、Ｏ：０．０００７％以上、０．００２０％以下を含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．１６％以上、０．２３％以下であり、焼入れ性指数ＤＩ値が０．７０以上、２．３０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。

Description

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溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、ＨＡＺと称する）の低温靭性に優れた溶接用鋼材に関する。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば４００〜５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺの低温靭性を有する。

最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化している。これに伴い、鋼製柱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。また、造船分野や橋梁分野においても板厚が５０ｍｍ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、また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２００〜５００ｋＪ／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２００ｋＪ／ｃｍ未満）とは異なり、溶接融合線（ＦＬ:Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）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る。そのため、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの低温靭性を確保することが困難である。そのため、例えば−２０℃のような厳しい低温環境下における建築構造物、船舶、橋梁等の溶接鋼構造物の安全性確保に向け、このような超大入熱溶接のＨＡＺの低温靭性向上を達成することは極めて重要な課題である。

従来から大入熱溶接を行った際のＨＡＺ（大入熱溶接ＨＡＺ）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。しかしながら、上記の通り、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の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。そのため、従来の大入熱溶接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。

従来の大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上に関する技術は、大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいている。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。

例えば、非特許文献１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た結果、Ｔｉを添加した鋼ではＴｉＮ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できることが開示されている。

特許文献１には、Ａｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ：Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）を０．００３〜０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃｍ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が酸・硫化物（酸化物と硫化物の複合粒子）を形成して大入熱溶接時にＨＡＺ組織の粗粒化を防止する作用を活用した技術である。

特許文献２には、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０^３〜１×１０^７個／ｍｍ^３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靭性が向上することが開示されている。

特許文献３には、ＴｉとＳとを適量含有する鋼において、大入熱溶接ＨＡＺ組織中にＴｉＮ及びＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ組織が微細化することによりＨＡＺ靭性が向上することが開示されている。

特許文献４には、Ａｌ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％以下含む鋼において、大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸・硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮが形成され、これからフェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靭性が向上することが開示されている。

特許文献５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とからなる複合体を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とにより超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が向上することが開示されている。

特許文献６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ＨＡＺ靭性が向上することが開示されている。

特許文献７には、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を多く含む鋼では、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靭性が向上することが開示されている。

しかしながら、上述の技術では、以下のような問題がある。
非特許文献１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技術である。そのため、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。また、一部の溶け残った粗大なミクロンサイズのＴｉＮが、−２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。従って、この技術は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。

特許文献１に開示された技術は、ＲＥＭの酸・硫化物を利用して大入熱溶接時にＨＡＺの粗粒化を防止するものである。酸・硫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、酸・硫化物を微細に分散させることは困難である。すなわち、酸・硫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ＨＡＺ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。また、粗大なミクロンサイズのＲＥＭの酸・硫化物が、−２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。

特許文献２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をフェライト変態核として作用させることによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ靭性を向上させる技術である。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。また、粗大なミクロンサイズのＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体が、−２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。

特許文献３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技術である。この方法は、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。しかしながら、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。また、粗大なミクロンサイズのＴｉＮ−ＭｎＳ複合析出物が、−２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。

特許文献４に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸・硫化物あるいはＴｉＮ上に形成されたＢＮからフェライトを生成させることによりＨＡＺ組織を微細化する技術であり、超大入熱溶接においても微細化の効果は期待できる。しかしながら、ＲＥＭ・Ｃａの酸・硫化物の個数を増加させることは困難である。さらに、ＴｉＮは固溶してしまうため、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。また、ＲＥＭ・Ｃａの酸・硫化物あるいはＴｉＮ上にＢＮが析出した粗大なミクロンサイズの複合析出物が、−２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。

特許文献５に開示された技術は、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含有酸化物及びＭｎＳからなる複合体による粒内フェライト変態促進とにより超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術である。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。特許文献５のように、Ａｌ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。

特許文献６に開示された技術は、０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）の２種以上を含む鋼において、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靭性を向上させる技術である。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である。

特許文献７に開示された技術は、本発明者らによるものであり、０．０１５％以上のＡｌ添加を前提に、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を多く含む鋼において、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靭性を向上させる技術である。しかしながら、そのＨＡＺ靭性向上が認められる評価温度は−５℃であり、−２０℃のような厳しい低温環境下でのＨＡＺ靭性確保、特に、−２０℃でのシャルピー試験において安定して良好な値を得ることが課題として残っていた。

日本国特開昭６０−１８４６６３号公報 日本国特開昭６０−２４５７６８号公報 日本国特開平２−２５４１１８号公報 日本国特開昭６１−２５３３４４号公報 日本国特開平９−１５７７８７号公報 日本国特開平１１−２８６７４３号公報 日本国特開２００２−３９８６号公報

「鉄と鋼」、日本鉄鋼協会発行、第６１年（１９７５）第１１号、第６５頁

本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものである。すなわち、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、及び、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の低温靭性に優れた溶接用鋼材を、Ａｌ添加鋼を前提に提供することを目的とする。

本発明が対象とする具体的な溶接用鋼材の特性は、以下の通りである。
（ａ）ｙ形溶接割れ試験時の必要予熱温度が２５℃以下。
（ｂ）溶接入熱４００ｋＪ／ｃｍでの超大入熱溶接継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の溶接融合線（ＦＬ）付近の熱履歴をシミュレートした熱サイクルを付与した時の、シャルピー吸収エネルギーが−２０℃で１００Ｊ以上。
なお、上記の部材への適用を考えた場合、母材の特性は以下の通りとすることが望ましい。
（ｃ）板厚が４０ｍｍ以上１００ｍｍ以下、特に、６０ｍｍ以上８０ｍｍ以下であって、母材の板厚の１／４部（１／４ｔ部）において、引張強さが４９０ＭＰａ以上、特に５１０ＭＰａ以上、７２０ＭＰａ以下、降伏応力が３５５ＭＰａ以上、特に、３９０ＭＰａ以上、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上。
なお、引張強さが高くなるとＨＡＺ靱性確保が困難になるため、降伏応力の上限を６５０ＭＰａ又は６００ＭＰａ、引張強さの上限を６７０ＭＰａ又は６５０ＭＰａとしてもよい。対象とする鋼材を、厚鋼板に限定してもよい。

本発明者らは、上記の課題を解決して係る目的を達成するために、特許文献７にて開示した、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの微細粒子によってオーステナイト粒成長を抑制できるＡｌ添加鋼に対して、さらなる低温靭性の向上を図るため、オーステナイト粒成長抑制に有効な粒子の種類、及び個数の調査をはじめ、数多くの検討を行った。その結果、Ｃ含有量（添加量）を０．０５％以上、０．１２％未満に厳格に規制し、Ｓｉ含有量を０．１０％未満に厳格に規制し、鋼中Ｎ含有量を０．００５０％以下に低減し、鋼中Ｏ量を０．００２０％以下に低減し、Ｂ含有量を０．０００５％以上、０．００２０％以下に規制し、併せて焼入れ性指数ＤＩ値で評価し得る鋼の焼入れ性を０．７０以上、２．３０以下の最適範囲とし、粒子径が０．０１５〜０．２μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ、すなわちＭｇ・Ｍｎ含有硫化物を１平方ｍｍあたり１．０×１０^４〜３．０×１０^５個含み、さらに、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子におけるＭｇとＭｎとの合計に占めるＭｇの割合を原子％で７０％以上９０％以下に制御することが、超大入熱溶接時のＨＡＺにおける低温靭性の向上に有効であることを新規に知見した。この新規知見により、超大入熱溶接におけるＨＡＺの低温靭性に優れた溶接用鋼材をＡｌ添加鋼を前提に提供できることを知見して本発明を成した。
本発明における「溶接用鋼材」とは、例えば、ＪＩＳ Ｇ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」、ＪＩＳ Ｇ３１１５「圧力容器用鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２６「低温用圧力容器用炭素鋼鋼板」に相当する。

すなわち、本発明は以下を採用した。
（１）本発明の一態様に係る溶接用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．１２％未満、Ｍｎ：１．４０％以上、１．８０％以下、Ｓ：０．００２０％以上、０．００８０％以下、Ａｌ：０．０２０％以上、０．０７０％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、０．００３０％以下、Ｎ：０．００２０％以上、０．００５０％以下、Ｏ：０．０００７％以上、０．００２０％以下、を含有し、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｃａ：０．０００５％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｖ：０．０６％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０．１６％以上、０．２３％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０．７０以上、２．３０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
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）に記載の溶接用鋼材では、更に、質量％で、Ｎｉ：０．７％以下、に制限してもよい。

（３）上記（１）または（２）に記載の溶接用鋼材では、更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．１０％以下、に制限してもよい。

（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の溶接用鋼材では、板厚が、４０ｍｍ以上１００ｍｍ以下、降伏応力が、３５５ＭＰａ以上、引張強さが、４９０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ以下、であってもよい。

本発明の上記態様に示す溶接用鋼材によれば、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。

以下、本発明の一実施形態に係る溶接用鋼材について説明する。
本実施形態に係る溶接用鋼材は、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。
本発明者らは、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・研究を実施した。その結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御また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。また、靭性向上には超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒を著しく微細化（細粒化）する必要があることを見出した。
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。しかしながら、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、窒化物の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・硫化物も含む）では、高温での安定性は比較的高いものの、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。

従来、Ａｌ脱酸鋼には０．２〜２％程度のＭｎおよび０．００２〜０．０２％程度のＳが添加されており、ＭｎＳが形成されることは広く知られている。このＭｎＳは高温で溶解してしまうため、オーステナイト粒を微細化する粒子にはなり得なかった。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、Ｍｇ・Ｍｎ含有硫化物である（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が高温において安定で、しかも微細分散に適した粒子であることを知見している。また、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０．２μｍ以下の粒子であるが、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌ含有量などを制御することにより、微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）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、これまで（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によるＨＡＺ靭性向上効果が認められる評価温度は−５℃であった。すなわち、−２０℃のような厳しい低温環境下でのＨＡＺ靭性確保は課題であった。靭性評価温度が−２０℃のような低温になると、ＨＡＺのオーステナイト粒の微細化による靭性向上効果は限られたものであり、特許文献７に開示されたＨＡＺ靭性向上技術の知見だけでは−２０℃でのＨＡＺ靭性を安定して得ることは困難であった。

この課題に対し、本発明者らはさらなる靭性向上に向けて数多くの検討を行った。その結果、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子において、Ｍｇ及びＭｎの合計に占めるＭｇの割合を制御すること、さらに、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｂ含有量、Ｎ含有量、Ｏ含有量を厳格に規制した上で、ＤＩ値で表される焼入れ性を厳格に規制することにより、ＨＡＺ低温靭性の更なる向上を図れることを新規に知見した。
以下に詳細を説明する。

本発明者らは、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇ及びＭｎの割合につき、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ことを見出した。特許文献７にて同定されていた（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子はＭｎ主体の硫化物であり、Ｍｇ及びＭｎの割合が重量％でＭｇが５％以上、４０％以下（原子％に換算すると、Ｍｇが１０．６％以上、６０．１％以下）の粒子であった。これらの粒子は、高温で安定なＭｇＳよりも、高温で不安定なＭｎＳに近い粒子組成であるため、粒子の高温での安定性が十分ではなく、−２０℃でのＨＡＺ靭性を安定に良好にすることはできなかった。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粒子、すなわち粒子中のＭｇとＭｎとの合計に占める割合が、原子％で、７０％≦Ｍｇ≦９０％、１０％≦Ｍｎ≦３０％の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子であれば、高温で極めて安定であり、しかも容易に微細分散することを見出した。このような（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が高温で安定であり、かつ、微細分散しやすい理由は現在のところ不明である。

特許文献７の発明者には本発明者らが含まれる。特許文献７に係る超大入熱高張力鋼は、製造工程において、十分なＡｌ量を添加する前にＭｇを添加していた。本発明者らは、十分なＡｌ量を添加する前にＭｇを添加した場合、Ｍｇは粗大な酸化物として存在する割合が増え、結果的に微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低下することを新たに見出した。すなわち、特許文献７に開示された（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子はＭｎ主体の硫化物であり、Ｍｇ及びＭｎの割合が重量％でＭｇが５％以上、４０％以下（原子％に換算するとＭｇが１０．６％以上、６０．１％以下）の粒子であった。この（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子は高温での安定性が十分ではなく、ＦＬ部のγ粒が一部で粗大化する場合がある。一部に粗大なオーステナイト粒があっても平均のオーステナイト粒径は細粒であるため、−５℃での靭性は満足し得る。しかしながら、−２０℃では一部の粗大なオーステナイト粒に起因した粗大なフェライト粒やベイナイト粒等が破壊の発生起点となるため特許文献７に開示されたＭｎ主体の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子では安定した靭性向上が困難であった。

本発明者らは粒子の高温での安定性をさらに高めるための検討を数多く実施した。その結果、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を添加することで、原子％にてＭｇが主体で、かつＭｇの原子割合の高い（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が安定して得られることを知見した。そして、そのようにして製造した本実施形態に係る溶接用鋼材の化学成分の範囲内では特許文献７にて同定されていた（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子とは異なり、より高温での安定性が高まった（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子、すなわち、Ｍｇ及びＭｎの割合が原子％で７０％≦Ｍｇ≦９０％、１０％≦Ｍｎ≦３０％であるＭｇの原子割合の高い硫化物が生成することがわかった。また、このような粒子を用いることで、−２０℃でのＨＡＺ靭性を向上させることができることを見出した。

さらに、靭性の評価温度が−２０℃のような低温になると、−５℃では問題にならなかった微細な脆化相が靭性に悪影響を及ぼすようになり、靭性の安定化を阻害する場合があることがわかった。本発明者らは−５℃での靭性評価では悪影響が認められなかった小さく少量の島状マルテンサイト（硬質の脆化組織であるマルテンサイトとオーステナイトの混合相：ＭＡ）の量をさらに少なくすることで−２０℃での靭性が顕著に向上することを知見した。そして島状マルテンサイトを減らすにはＣ含有量の厳格な制御と、Ｓｉ含有量の抑制と、Ｂ含有量及びＮ含有量の厳格制御とに加え、ＤＩ値で表される指標を制御することが有効であることを知見した。
上述のＭｇの原子割合の高い（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によりオーステナイト粒成長を抑制したときのＨＡＺでは細粒のフェライトとパーライトとが主体のミクロ組織となる。このような組織では、島状マルテンサイトは微細に分散しており靭性への有害度は低いと考えられていた。しかしながら、−２０℃では靭性への悪影響があるため上記の規制が必要である。さらに、ＤＩ値の規制はフェライト組織をより細粒にする点からも有効である。

さらに、−２０℃ではフェライト組織が十分に細粒になっていないと少量の島状マルテンサイトや後述する少量の酸化物や窒化物の悪影響が大きくなる。本発明者らは、フェライトを十分に微細化（細粒化）するのに（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によるオーステナイト粒成長の抑制だけでは不十分で、さらにフェライト変態の進行を遅らせることが重要であることを見出した。より細粒のフェライトと細粒のパーライトと細粒のベイナイトとを含む組織であり、かつ、島状マルテンサイトの生成が抑制されることで低温でのＨＡＺ靭性が安定して向上する。

（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によりオーステナイト粒成長を抑制した場合にはオーステナイト粒界面積が大きいためフェライト変態が過剰に進行しやすい。そのため、フェライト変態の進行を遅らせることによりフェライトのサイズ及び分率を最適化することが重要となる。これに対し、本発明者らは、フェライト変態の進行を遅らせる手段として、上述したＤＩ値等による規制が有効であることを新規に知見した。さらに、検討を重ねた結果、ＤＩ値等による靭性向上効果をより安定して得るためにＣ含有量、Ｓｉ含有量及びＤＩ値を厳格に制御すること、並びに−５℃での靭性評価では悪影響が認められなかったミクロンサイズの酸化物及び窒化物の量を少なくすることが有効であることを新規に知見した。また、このミクロンサイズの酸化物及び窒化物の量を制御するには、Ｏ含有量、Ｔｉ含有量及びＮ含有量の全ての上限値を厳格に規制することが有効であることを新規に知見した。

オーステナイト粒の粗大化抑制や粒内変態フェライトの生成核としてＴｉＮのような窒化物や酸化物を利用する従来技術では、Ｏ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎ含有量の全ての上限値を厳格に規制することは難しい。本実施形態に係る溶接用鋼材では硫化物である（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子をオーステナイト粒の粗大化抑制に利用するので、Ｏ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎ含有量の全ての上限値を厳格に規制することが可能となる。

また、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、３．０×１０^５個以上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。

粒子個数の測定方法は、鋼板（溶接用鋼材）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、０．０１５〜０．２μｍ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。本実施形態では（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。また、粒子中から微量のＯが検出される場合があるが、Ｓ及びＯの割合が原子％で、９５％≦Ｓ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及びＯの割合が、原子％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の割合および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６０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およ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、溶接用鋼材の化学成分として、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓ、およびＡｌの含有量を下記のとおり限定した。

Ｍｇ：０．００１５％以上、０．００３０％以下
Ｍｇは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の生成に必須の元素である。Ｍｇ含有量が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。０．００３０％超の含有では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０．００３０％とした。経済性のため、その上限を０．００２７％又は０．０２５％としてもよい。

Ｍｎ：１．４０％以上、１．８０％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。Ｍｎは０．２％以上含有することで微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の多量分散が可能となるが、１０％≦Ｍｎ≦３０％を含む（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を十分に得るためには１．４０％以上含有する必要がある。また、１．４０％未満では、強度とＨＡＺ靭性を確保するためにも不利となる。ＨＡＺ靱性を改善するために、含有量の下限を１．４５％又は１．５０％としてもよい。一方、Ｍｎが１．８０％を超えると（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が粗大化しやすくなりＨＡＺ靭性を低下させるため１．８０％を上限とした。ＨＡＺ靱性の向上のため、その上限を１．７５％又は１．７０％としてもよい。

Ｓ：０．００２０％以上、０．００８０％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、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０．００２５％以上又は０．００３０％以上の添加がより好ましい。一方、０．００８０％超含有すると、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低くなり、粒子の高温での安定性が不十分となるため、０．２μｍ以下の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数が減少し、超大入熱溶接ＨＡＺのγ粒（オーステイナイト粒）微細化効果が小さくなる。更に、粗大な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が生成し、脆性破壊の発生起点として作用する。そのため低温ＨＡＺ靭性が低下する。従ってその上限値を０．００８０％とした。より好ましいＳ量の上限値は０．００７０％である。ＨＡＺ靱性向上のため、その上限を０．００６５％、０．００６０％又は０．００５５％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。そのため、０．０２０％以上の含有量が必要である。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、０．０７０％を超えて含有すると、ＨＡＺに硬質の脆化組織であるマルテンサイトとオーステナイトの混合相（ＭＡ：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成しやすくなったり、固溶ＡｌによるＨＡＺ脆化が起るためＨＡＺ靭性が低下する。従って、上限を０．０７０％とした。より好ましいＡｌ量の上限値は０．０６０％である。ＨＡＺ靱性改善のため、その上限を０．０５５%又は０．０５０％としてもよい。

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。Ｍｇ、Ｍｎ以外の硫化物形成元素が過剰であると、十分な数の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が得られなくなる。代表的な元素はＣａおよび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および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。

ＨＡＺ靭性はオーステナイト粒微細化と粒内組織微細化や、粗大なセメンタイトや島状マルテンサイトの低減および粗大な酸化物や窒化物の低減だけではなく、合金元素の含有量により大きく変化する。また、構造物として必要な母材の強度や靭性の確保のためにも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）を限定した。

Ｃ：０．０５％以上、０．１２％未満
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が増加するため、ＨＡＺ靭性が低下する。特に、−２０℃での低温靭性に対しては、比較的少量の小さなセメンタイトや島状マルテンサイトでも脆性破壊の起点となりやすくＨＡＺ靭性を低下させる場合があるため、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０．１０％又は０．０９％であり、さらに好ましいＣ含有量の上限値は０．０８％である。

Ｓｉ：０．１０％未満
Ｓｉを含有するとＨＡＺのミクロ組織中に硬質な脆化組織である島状マルテンサイト相が生成しやすくなる。この島状マルテンサイトは、ＨＡＺの低温靭性を劣化させるためＳｉ含有量は０．１０％未満とする。含有量は少ないほうが望ましいが、０．０３％未満へのＳｉ含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があり、その場合には０．０３％を下限とすることが望ましい。Ｓｉ量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。なお、ＨＡＺ靭性の向上のためにはＳｉの含有は望ましくないが、０．１０％未満であれば、Ｓｉを意図的に添加してもよい。

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、母材の強度上昇およびＨＡＺ組織の微細化に有効である。ＨＡＺ組織の微細化には固溶Ｂ量の確保が重要であり、固溶Ｂは超大入熱ＨＡＺのフェライト変態を遅らせることでＨＡＺ組織を微細化する。Ｔｉは固溶ＮをＴｉＮとして固定し、ＢＮの生成を抑制するので固溶Ｂ量を確保することができる。また、ＴｉＮ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組織の微細化とに有効である。しかしながら、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、その下限を０．００５％又は０．００６％としてもよい。一方、０．０１２％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、ＨＡＺ靭性が低下する。従って、上限値を０．０１２％とした。より好ましいＴｉ量の上限値は０．０１０％又は０．００９％であり、さらに好ましいＴｉ量の上限値は０．００８％である。

Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下
Ｂは制御冷却を施す場合に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、ミクロ組織の微細化に有効である。しかしながら、０．０００５％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０．０００５％とした。これらのＢ添加効果を確実に発揮させるため、その下限を０．０００７％又は０．００８％としてもよい。一方、０．００２０％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、ＨＡＺ靭性が低下する。従って、上限値を０．００２０％とした。より好ましいＢ量の上限値は０．００１７％であり、さらに好ましいＢ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は含有量が多いと粗大なＴｉＮや（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）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。超大入熱ＨＡＺの−２０℃での評価では数μｍのＴｉＮや（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）でも脆性破壊の発生起点になり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ＨＡＺ組織を微細化させ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鋼材では、粗大なＴｉＮ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。このため上限値を０．００５０％とした。より好ましい上限値は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、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多数生成しやすい。粗大な酸化物は破壊の発生起点となり、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汚染などにより酸素量が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、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０．０００７％を下限とした。コスト上昇をさけるため、その下限を０．０００９％又は０．００１１％としてもよい。

Ｐ：０．０１０％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。０．０１０％超含有すると（Ｍｇ、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ＨＡＺ低温靭性が低下するので０．０１０％に制限する。好ましくは、０．００９％以下、さらに好ましくは、０．００８％以下である。Ｐ量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、Ｃｕを含有してもよいが、１．０％超含有するとＨＡＺ靭性が低下する。従って、Ｃｕ含有量を、１．０％以下に制限した。好ましくは、０．８％以下、さらに好ましくは、０．７％以下、なお一層好ましくは、０．５％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：１．５％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、靭性を向上させる。このため、Ｎｉを含有してもよい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、１．５％超含有すると経済性を損なうためＮｉ含有量を、１．５％以下に制限した。好ましくは、１．２以下、さらに好ましくは、１．０％以下、なお一層好ましくは、０．７％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。

Ｃｒ：０．６％以下
Ｃｒは母材強度上昇に効果を有するため、Ｃｒを含有してもよい。しかしながら、０．６％超含有するとＨＡＺに島状マルテンサイトが生成し、ＨＡＺ靭性が低下する。従って、Ｃｒ含有量を、０．６％以下に制限した。好ましくは、０．４％以下、さらに好ましくは、０．３％以下である。Ｃｒ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。

Ｍｏ：０．４０％以下
Ｍｏは母材強度上昇に効果を有するため、Ｍｏを含有してもよい。しかしながら、０．４０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、ＨＡＺ靭性が低下する。従って、Ｍｏ含有量を、０．４０％以下に制限した。好ましくは、０．２５％以下、さらに好ましくは、０．１０％以下である。Ｍｏ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。

Ｎｂ：０．０２０％以下
Ｎｂは母材の強度上昇および組織微細化に有効な元素であるため、Ｎｂを含有してもよい。しかしながら、０．０２％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、ＨＡＺ靭性が低下する。従って、Ｎｂ含有量を、０．０２０％以下に制限した。好ましくは、０．０１８％以下、さらに好ましくは、０．０１６％以下である。Ｎｂ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：０．０６０％以下
Ｖは母材の強度上昇および組織微細化に有効な元素であるため、Ｖを添加してよい。しかしながら、０．０６０％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となり、ＨＡＺ靭性が低下する。従って、Ｖ含有量を、０．０６０％以下に制限した。好ましくは、０．０５０％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、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は０％である。

また、本実施形態に係る溶接用鋼材では、ｙ形溶接割れ試験時の必要予熱温度を２５℃以下とするために、下記式１で表されるＰｃｍ値を、０．２３％以下とする。より好ましくは０．２２％以下又は０．２１％以下である。一方、Ｐｃｍ値が０．１６％を下回ると十分な母材強度、あるいは十分な継手強度が得られない場合があるのでＰｃｍ値の下限値を０．１６％とした。より好ましい下限値は０．１７％である。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…式１

さらに、本実施形態に係る溶接用鋼材では、超大入熱溶接後のＨＡＺの焼入れ性を高めてフェライト変態温度を低下させることで、フェライトを微細化させるため、式２で表される焼入れ性指数ＤＩ値を０．７０以上とした。超大入熱ＨＡＺにおけるフェライトを微細化させることで、ＨＡＺ靭性が向上する。すなわち、ＤＩが０．７０未満では、オーステナイト粒径が細粒であっても、オーステナイトから変態したフェライトの微細化が十分でなく靭性が低下する。より好ましくは０．７５である。一方、ＤＩ値が２．３０を超えるとＨＡＺが硬化しＨＡＺ靭性が低下するため上限値を２．３０とした。より好ましいＤＩ値の上限値は１．５０であり、さらに好ましくは１．３０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１、式２において、［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。

本実施形態に係る溶接用鋼材は、上記成分を含有または制限し、残部が鉄およ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鋼材には、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［Ｓｂ］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［Ｓｎ］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［Ａｓ］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、Ｚｒ、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、Ｚｒ、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（例えば、Ｓｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ及びＳｂ）が意図的に添加されたとしても、また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鋼材における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。

次に、本実施形態に係る溶接用鋼材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％未満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。
Ｍｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加し溶鋼中の酸素量を低減しておかないと、その後に添加したＭｇが粗大な酸化物として消費されてしまうため微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子となるＭｇ量が減少する。その結果、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇ／Ｍｎ割合が低下して（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の高温での安定性が低下する。このため、Ｍｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加することは特に重要である。

Ｃａ、ＲＥＭは意図的に添加していない場合でも、溶鋼鍋に使用される耐火物や、脱硫などの目的で添加されるフラックスやスラグ、合金原料中などから溶鋼中に混入する場合がある。そのため、Ｃａ、ＲＥＭの混入を０．０００５％以下に抑制することは重要である。Ｃａ、ＲＥＭの混入を０．０００５％以下に抑制するには、耐火物、フラックス、スラグや合金原料中などに含まれるＣａ、ＲＥＭ量を管理する。あるいは、Ｃａ、ＲＥＭが酸化物等の安定な形態、形状をしており溶鋼中に混入しにくいか否かを管理する。Ｃａ及びＲＥＭの下限を制限する必要はなく、その下限は０％である。

上述のように、ＡｌとＭｇの添加順、及びＣａ、ＲＥＭの混入量を制御する理由について説明する。単に鋼中にＭｇを添加しただけでは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子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。また、Ｍｇは溶鋼中での蒸気圧が高く、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、０．００１５〜０．００３０％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、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させることは極めて重要である。Ｍｇの添加に先立ちＡｌ添加した際のＡｌ含有量が０．０２０％未満では（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数が十分に得られない。この時のＭｇは主にＭｇＡｌ_２Ｏ_４あるいはＭｇＯとして酸化物として存在する。また、Ｍｇが酸化物の形成に消費されるため、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇとＭｎの合計に占めるＭｇの割合も低下する。
一方、Ｍｇの添加に先立ってＡｌ含有量を０．０２０％以上とした場合、Ａｌによる十分な溶鋼脱酸が可能となり、溶鋼中の酸素量を０．００２０％以下に安定して低減できる。その結果酸化物量が減少し、また、酸化物の組成もＡｌ_２Ｏ_３が主体となりＭｇＯは減少するので、Ｍｇの多くは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子として存在する。すなわち、Ｍｇの添加に先立つ０．０２０％以上のＡｌ添加により、微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を多数生成させることができる。

さらに、微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるには、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およびＲＥＭであり、ＣａやＲＥＭはＭｇに比較し酸素や硫黄と結合しやすく粗大な酸・硫化物を形成しやすい。Ｍｇ添加前にＡｌが０．０２０％以上添加されていても、ＣａやＲＥＭが０．０００５％を超えて溶鋼中に混入していると、ＣａまたはＲＥＭとＡｌとを含む粗大な酸・硫化物が多く生成し、その後にＭｇを添加しても微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を安定して得ることが難しくなる。また、Ａｌを０．０２０％以上添加した後の、Ｍｇ添加中や添加後にＣａやＲＥＭが混入する場合でも、それらの混入量が０．０００５％を超えると微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を安定して得ることが難しくなる。

鋳造後の加熱、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、圧延後一旦冷却後焼入れ・焼戻し、など適宜選定すればよい。

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３２０ｍｍのスラブを製造した。表１、表２に鋼種Ａ１〜Ａ５２の化学成分を示す。表１の鋼種Ａ１〜Ａ２４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Ａ２７〜Ａ３５、Ａ３７〜Ａ４２、Ａ４５〜Ａ５２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Ａ４３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Ａ４４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。鋼種Ａ２５、Ａ２６はＭｇを添加してからＡｌを添加した。

表３、表４に鋼種Ａ１〜Ａ５２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．１〜５２）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、焼入れ・焼戻し法、直接焼入れ・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）から圧延方向に平行な方向（Ｌ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−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０）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５００ｋＪ／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３０秒保持し、その後１℃／秒の冷却速度で１００℃以下まで冷却した。衝撃試験は−２０℃で行い（ｖＥ−２０）、９本繰り返しの平均値と最低値とで靭性を評価した。また、ピーク温度１４００℃で１００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粒子の粒子個数を上述の方法に従って測定した。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と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３５５ＭＰａ以上、母材引張強さが４９０ＭＰａ以上、７２０ＭＰａ以下、母材のｖＥ−４０が１００Ｊ以上、必要予熱温度が２５℃以下、超大入熱溶接を再現した熱サイクルを付与したｖＥ−２０が平均値で１５０Ｊ以上、最低値で１００Ｊ以上とした。

表３、表４から明らかな通り、鋼材Ｎｏ．１〜２４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１．０×１０^４個以上含み、オーステナイト粒径が１５０μｍ以下と細粒である。なお、引張強さも４９０ＭＰａ以上と高かった。
これに対して、鋼材Ｎｏ．２８、２９および３０、３３、３７、４１、５０はそれぞれＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｐ含有量、Ａｌ含有量、Ｂ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、３９、４５はそれぞれＭｎ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎ含有量が上限値を超えており、また鋼材Ｎｏ．３１、４０、４７、４９はＤＩ値が不足しているため、ＨＡＺ靭性の最低値、もしくは、最低値と平均値の両方において目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．３４、３６、４２は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、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．３５、４３、４４、４６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、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．４８はＰｃｍ値が上限値を超えており、必要予熱温度の目標値２５℃以下を満足できない。鋼材Ｎｏ．２５、２６はＭｇを添加してからＡｌを添加したものであり、（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、ＨＡＺ靭性の平均値では目標値を満足できるものの、最低値が目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．３８は、Ｔｉ含有量が不足しているため、組織微細化効果が得られず、ＨＡＺ靭性の平均値、最低値の目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．５１は、Ｃｕ含有量、鋼材Ｎｏ．５２は、Ｃｒ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量が上限を超えているため、ＨＡＺ靭性が目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．２７、３１、３８、４０、４７は、母材の降伏応力及び引張強さが目標値を満足していなかった。

本発明の溶接用鋼材によれば、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。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５％以上、０．１２％未満、
   Ｍｎ：１．４０％以上、１．８０％以下、
   Ｓ：０．００２０％以上、０．００８０％以下、
   Ａｌ：０．０２０％以上、０．０７０％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、０．００３０％以下、
   Ｎ：０．００２０％以上、０．００５０％以下、
   Ｏ：０．０００７％以上、０．００２０％以下、
   を含有し、
   Ｓｉ：０．１０％未満、
   Ｃａ：０．０００５％以下、
   ＲＥＭ：０．０００５％以下、
   Ｐ：０．０１％以下、
   Ｃｕ：１．０％以下、
   Ｎｉ：１．５％以下、
   Ｃｒ：０．６％以下、
   Ｍｏ：０．４％以下、
   Ｎｂ：０．０２％以下、
   Ｖ：０．０６％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０．１６％以上、０．２３％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０．７０以上、２．３０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鋼材。
   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
   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. 更に、質量％で、
   Ｎｉ：０．７％以下、
   に制限することを特徴とする請求項１記載の溶接用鋼材。
3. 更に、質量％で、
   Ｃｕ：０．５％以下、
   Ｃｒ：０．３％以下、
   Ｍｏ：０．１０％以下、
   に制限することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接用鋼材。
4. 板厚が、４０ｍｍ以上１００ｍｍ以下、
   降伏応力が、３５５ＭＰａ以上、
   引張強さが、４９０ＭＰａ以上７２０ＭＰａ以下、
   であることを特徴とする請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の溶接用鋼材。