JP5343486B2

JP5343486B2 - 大入熱溶接用鋼材

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Publication number: JP5343486B2
Application number: JP2008247092A
Authority: JP
Inventors: 克行一宮; 公宏西村; 伸夫鹿内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-09-26
Filing date: 2008-09-26
Publication date: 2013-11-13
Anticipated expiration: 2028-09-26
Also published as: JP2010077494A

Description

本発明は、船舶や建築・土木等の各種鋼構造物に用いられる、表面性状が良好で、降伏応力が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の強度を有する板厚４０ｍｍ以上の溶接用鋼材に関し、特に、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても、溶接熱影響部の靭性やＣＴＯＤ特性に優れる大入熱溶接用鋼材に関するものである。

船舶や建築・土木等の各種鋼構造物に用いられる鋼材の高強度化、厚肉化に伴い、それらの組み立てに用いられる溶接施工には、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの生産能率に優れる大入熱溶接が適用されることが多くなっている。

鋼材を大入熱溶接した場合、一般に溶接熱影響部の靭性は低下する。そこで、鋼中にＴｉＮを微細に分散させて、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制した鋼や、ＴｉＮを溶接熱影響部におけるフェライトの生成核として利用してフェライト変態を促進した鋼が開発、実用化されている。しかしながら、このＴｉＮを利用する鋼は、溶接時に、ＴｉＮが溶解する温度域にまで加熱される熱影響部では、所望の効果が得られず、さらに、固溶したＴｉおよびＮによって地の組織が脆化し、靭性が著しく低下するという問題を抱えていた。

そこで、上記問題の解決を目的とした技術が幾つか提案されている。例えば、特許文献１には、Ｔｉ酸化物（オキシサイド）を溶接熱影響部に分散させる技術が開示されている。しかし、このＴｉ酸化物を利用する技術は、酸化物を均一微細に分散させることが難しいという問題がある。この問題に対しては、酸化物を複合化する等の方法で、分散能を改善することが検討されているが、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接では、溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の成長を抑制することは困難である。

また、特許文献２には、ＢＮのフェライト核生成能を利用して溶接熱影響部の靭性を向上させる技術が提案されている。さらに、特許文献３には、Ｃａを添加して硫化物（サルファイド）の形態を制御し、溶接熱影響部の靭性を向上させる技術が、特許文献４には、同様の目的で、ＲＥＭを添加する技術が提案されている。

また、特許文献５には、溶接熱影響部におけるフェライト変態を促進するため、Ｃａ，Ｓ，Ｏの含有量を適正に制御することによって、Ｃａ系非金属介在物を鋼中に微細に分散させ、靭性を向上する技術が開示されている。
特開昭５７−０５１２４３号公報特開昭６２−１７０４５９号公報特開昭６０−２０４８６３号公報特公平０４−０１４１８０号公報特許第３５４６３０８号公報

ところで、近年、降伏応力ＹＳが４６０ＭＰａ以上のクラスの高強度鋼に、大入熱溶接が適用されることが増加している。しかし、特許文献２や特許文献５に記載された旧オーステナイト粒内へのフェライトの生成により溶接熱影響部の靭性を改善する技術は、もっぱら降伏応力が３９０ＭＰａクラスの鋼材を対象とするものである。そのため、合金元素を多量に含んで炭素当量が高い、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の高強度の鋼材に、これらの技術を適用した場合には、大入熱溶接のような遅い冷却速度でも、粒内はフェライトとベイナイトの混合組織となるため、高い靭性を得ることが難しいという問題がある。

さらに、ＣａやＲＥＭを添加する特許文献３や４の技術は、酸素（Ｏ）や硫黄（Ｓ）をコントロールしていないことから、均一微細な介在物分布を得ることが難しく、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織制御を安定して達成することが難しいという問題がある。

また、大入熱溶接部の靭性評価の手法としては、従来、主としてシャルピー衝撃試験が用いられてきた。しかし、近年では、より評価精度を高めるため、ＣＴＯＤ試験が適用されることが多くなってきている。このＣＴＯＤ試験は、疲労予き裂を靭性評価部に発生させた試験片を３点曲げし、破壊が起こる直前のき裂底の口開き量を測定することにより、脆性破壊の発生抵抗を評価するものであり、シャルピー衝撃試験と比較し、より厳しい試験方法である。

また、降伏応力ＹＳが４６０ＭＰａ以上の鋼材は、比較的多量の合金元素を含むことから、スラブの表面性状に劣るため、表面傷除去などの手入工程に大きな負荷がかかっていた。特に、Ｃが０．０７〜０．１２ｍａｓｓ％の範囲は、亜包晶領域と呼ばれ、シェルの不均一成長に起因した縦割れが起こりやすいことが知られている。その理由は、この領域では、凝固時に液相と初晶のδ相からγ相を生成する変態が起こり、この変態に伴う収縮によって、凝固シェルが鋳型表面から離れ、抜熱が不均一となることに起因していると考えられている。

そこで、本発明の目的は、表面品質に優れると共に、降伏応力が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上でかつ板厚が４０ｍｍ以上の鋼板であって、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても、溶接熱影響部の靭性やＣＴＯＤ特性に優れる鋼材を提供することにある。

発明者らは、上記課題を解決するべく種々の検討を重ねた。その結果、大入熱溶接した熱影響部の靭性を向上するには、溶接時に高温に加熱された際のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、その後の冷却過程における粒内フェライトの生成を促進することに加えてさらに、ベイナイト中の島状マルテンサイト量を低減させることが重要であり、そのためには、ＣとＰの含有量の低減が有効であること、また、スラブの表面性状、ひいては鋼材の表面品質の改善を図るには、亜包晶領域を回避する必要があり、そのためには、フェライト安定化元素であるＣｒを適正量添加することが有効であることを見出した。
そして、本発明は、上記知見にさらに検討を加えて完成したものである。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．０９ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００４〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００４０ｍａｓｓ％未満を含有し、かつ、Ｃａ，ＳおよびＯが下記（１）式；
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１．０・・・（１）
ここで、Ｃａ，ＳおよびＯは、各成分の含有量（ｍａｓｓ％）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接用鋼材である。

本発明の鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下およびＷ：１．５ｍａｓｓ％以下から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。

本発明によれば、表面性状に優れ、しかも、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても、溶接熱影響部の靭性やＣＴＯＤ特性が良好な、降伏応力が４６０ＭＰａ以上でかつ板厚が４０ｍｍ以上の溶接用鋼材を安定して得ることができる。したがって、本発明の鋼材は、船舶や建築、土木等の各種鋼構造物に用いて好適である。

本発明の鋼材の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．０９ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度を高める成分であり、構造用鋼として必要な強度（ＹＳ≧４６０ＭＰａ）を得るためには、０．０３ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．０９ｍａｓｓ％を超えて添加すると、大入熱溶接した熱影響部に島状マルテンサイトが生成して熱影響部の靭性の低下を招いたり、スラブ表面性状の低下を招いたりする。よって、Ｃの含有量は０．０３〜０．０９ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０３〜０．０７ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｉ：０．２０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、脱酸材として、また、鋼を高強度化するために添加される成分である。しかし、Ｓｉを０．２０ｍａｓｓ％超え添加すると、大入熱溶接を行った場合、溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成して靭性を低下させる。よって、Ｓｉは０．２０ｍａｓｓ％以下とする。

Ｍｎ：０．８〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、０．８ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接部の靭性を著しく劣化させる。よって、Ｍｎは０．８０〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｐ：０．０１２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物成分であり、０．０１２ｍａｓｓ％を超えて含有すると、大入熱溶接した熱影響部に島状マルテンサイトが生成して、靭性やＣＴＯＤ特性を低下させる。よって、Ｐは０．０１２ｍａｓｓ％以下とする。

Ｓ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｓは、本発明においては、ＣａＳ，ＭｎＳを生成させて、溶接熱影響部の靭性を向上させるために必要な成分である。斯かる効果を得るためには、Ｓは０．０００５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。一方、０．００５０ｍａｓｓ％超え含有すると、母材の靭性を低下させる。よって、本発明では、Ｓは０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として０．００５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超える添加は、母材の靭性を低下させるとともに、溶接時に溶接金属部に混入して靭性を低下させる。よって、Ａｌは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｃｒ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、フェライト安定化元素であり、δフェライト領域を拡大し、亜包晶領域を高Ｃ側に移行させることによりスラブ表面性状を改善する、本発明においては重要な成分である。この効果を得るには、０．３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。特に、０．７ｍａｓｓ％を超える添加により、その効果は顕著となる。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超える過剰の添加は、溶接熱影響部の靭性が劣化を招く。よって、Ｃｒは０．３〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、Ｃｒは０．７ｍａｓｓ％超〜１．６ｍａｓｓ％である。

Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％未満
Ｎｉは、母材の靭性向上や溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の向上に有効である他、鋼の強度を高める成分である。しかし、Ｎｉを２．０ｍａｓｓ％超え添加しても、その効果が飽和するだけである。よって、Ｎｉは２．０ｍａｓｓ％以下とする。

Ｎｂ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｎｂは、母材の強度、靭性および溶接継手の強度を確保するために添加する。しかし、Ｎｂの０．０３ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接熱影響部の靭性の低下を招くため、０．０３ｍａｓｓ％以下とする。

Ｔｉ：０．００４〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｔｉは、溶鋼が凝固する際、ＴｉＮを生成して析出し、溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制すると共に、フェライト変態の核となってフェライトの生成を促進し、靭性を向上させるため、０．００４ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉを０．０３ｍａｓｓ％超え添加すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、却って靭性が低下する。よって、Ｔｉは０．００４〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲で添加する。

Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して固溶Ｎを低減し、また、フェライト変態の核となってフェライトの生成を促進し、靭性を向上させる効果があるので、０．０００３ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、焼入れ性が高くなりすぎ、靭性が低下する。よって、Ｂは０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％の範囲で添加する。

Ｎ：０．００２０〜０．００７０ｍａｓｓ％
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを生成し、溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制すると共に、フェライト変態を促進し、靭性を向上させる効果があるため、０．００２０ｍａｓｓ％以上とする。一方、０．００７０ｍａｓｓ％を超えると、溶接時の入熱によってＴｉＮが溶解を起こす領域において、固溶Ｎが増大し、靭性を劣化させる。よって、Ｎは０．００２０〜０．００７０ｍａｓｓ％の範囲とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｃａは、ＣａＳを形成してＳを固定し、靭性を改善する元素である。斯かる効果は、Ｃａを０．０００５ｍａｓｓ％以上添加することにより得られる。一方、０．００３０ｍａｓｓ％を超える添加は、その効果が飽和するだけである。よって、Ｃａは０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲で添加する。

Ｏ：０．００４０ｍａｓｓ％未満
Ｏは、後述するように、鋼中に析出したＣａＳ上にさらにＭｎＳが析出した複合硫化物（サルファイド）の生成に間接的に影響を与える成分である。斯かる効果を得るためには、Ｏは０．００４０ｍａｓｓ％未満、好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下とする。

０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１．０・・・（１）
ここで、Ｃａ，Ｓ，Ｏ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
上記パラメータ式（１）は、上述した成分組成を満たす鋼を大入熱溶接した際、溶接熱影響部の靭性を良好たらしめる条件を規定したもので、上記式を満たすようＣａ，Ｓ，Ｏを制御することで、鋼中に析出したＣａＳ上に、さらにＭｎＳが析出した複合硫化物（サルファイド）が生成し、これが鋼中に微細に分散することにより、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。上記（１）式中の（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５／Ｓ）は、硫化物形態制御に有効なＣａとＳの原子濃度の比を示す値であり、この値から、硫化物の形態を推定することができる（持田他、「鉄と鋼」、日本鉄鋼協会、第６６年（１９８０）、第３号、Ｐ３５４〜３６２）。

すなわち、（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０以下の場合、ＣａＳが晶出しないため、ＳはＭｎＳ単独の形態で析出するので、本発明の主眼である溶接熱影響部でのフェライト生成核の微細分散を実現することができない。また、単独で析出したＭｎＳは鋼板製造時に圧延方向に伸長して、母材の靭性を低下させる。また、溶接熱影響部において、ＭｎＳが溶融し、微細分散しないため、優れた靭性が得られない。
一方、（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が１．０以上では、ＳがほとんどＣａによって固定され、フェライトの生成核となるＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため、複合硫化物が形成されない。そのため、溶接熱影響部にフェライトが生成することができず、靭性向上効果が得られない。
これに対して、Ｃａ，ＳおよびＯが、上記（１）式を満たした場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出して複合硫化物を形成し、フェライト生成核として有効に機能することができる。なお、好ましくは、（（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５／Ｓ）の値は０．２〜０．８の範囲である。

本発明の鋼材は、上記基本成分以外に、さらに強度および靭性を高めるため、Ｖ，Ｃｕ，Ｃｒ，ＭｏおよびＷの１種または２種以上を下記の範囲で添加することができる。
Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｖは、母材の強度、靭性を向上すると共に、ＶＮを生成してフェライトの生成核となるので添加することができる。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超える添加は、靭性を低下させるので、添加する場合は０．２ｍａｓｓ％以下とする。

Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、Ｎｉと同様の効果を有するが、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、熱間脆性を引き起こし、鋼板の表面性状を悪化させる。よって、添加する場合は１．０ｍａｓｓ％以下とする。

Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な成分であるが、多量に添加すると靭性を劣化させるので、添加する場合は０．７ｍａｓｓ％以下とする。

Ｗ：１．５ｍａｓｓ％以下
Ｗは、母材の高強度化に有効な成分であるが、多量に添加すると靭性を劣化させるので、添加する場合は１．５ｍａｓｓ％以下とする。

次に、本発明の鋼材の製造方法について説明する。
本発明の鋼材は、常法により鋼を溶製し、鋼素材としたのち、この鋼素材を熱間圧延して、または熱間圧延後、焼戻し処理して製造する。例えば、溶銑を転炉で精錬して溶鋼を得た後、ＲＨ脱ガス処理して成分組成を上記適正範囲に調整後、連続鋳造または造塊−分塊圧延工程を経て鋼素材（鋼スラブ）とする。
この鋼スラブを再加熱後、熱間圧延し、制御圧延、加速冷却等を適宜施し、所望の板厚の鋼材とするのが好ましい。この際の鋼スラブの加熱温度は９５０〜１２５０℃の範囲とすることが好ましい。また、熱間圧延終了温度は、７００〜８５０℃の範囲とし、熱間圧延後の冷却は、加速冷却とし、６００℃以下の冷却停止温度まで、３〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することが好ましい。さらに、本発明の鋼材は、残留する内部応力を低減する目的で、上記冷却後の鋼材に、４５０〜６００℃の温度で焼戻処理を施すことが好ましい。

表１に示した成分組成に調整したＮｏ．１〜２７の鋼を溶製し、これを鋼スラブとした後、スラブの表面を目視観察し、割れ等の発生の有無を調査した。その結果を、表１中に示したが、本発明の成分組成を満たす鋼スラブは、いずれも表面品質が良好であるのに対して、本発明範囲を外れるＮｏ．２０，２３および２７の鋼スラブ表面には割れが認められ、圧延して製品化することができなかった。これは、Ｎｏ．２０の鋼は、Ｃｒ量が低く、亜包晶凝固したため、Ｎｏ．２５の鋼は、Ｖが過剰で、旧オーステナイト粒界が脆化したため、また、Ｎｏ．２７の鋼は、Ｖが過剰で、Ｖ系析出物が旧オーステナイト粒界上のフェライト中に析出し、ここに応力集中した結果、割れが促進されたためと考えられる。
その後、割れの認められなかった鋼スラブを、表２に示した条件で、再加熱し、熱間圧延し、加速冷却し、４５０℃以下の温度域まで冷却して、板厚が５０〜８０ｍｍの鋼板とした。なお、一部の鋼板については、その後、４５０〜６００℃の温度域で焼戻し処理を施した。

上記のようにして得た各鋼板からサンプルを採取し、下記の引張試験、シャルピー衝撃試験およびＣＴＯＤ試験に供した。
＜引張試験＞
各鋼板の板厚中央部から、圧延幅方向にＪＩＳ４号引張試験片を採取し、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。
＜シャルピー衝撃試験＞
各鋼板の母材の板厚中央部から、圧延幅方向にＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、０〜−１００℃の温度範囲でシャルピー衝撃試験を行い、延性−脆性の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。また、各鋼板から得たサンプルにＶ開先を加工し、入熱量を３２０〜５５０ｋＪ／ｃｍとした大入熱のエレクトロガスアーク溶接により継手を作製し、この溶接ボンド部からシャルピー衝撃試験片を採取し、−４０℃の温度でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_−４０）を測定した。
＜ＣＴＯＤ試験＞
上記エレクトロガスアーク溶接で、靭性が良好（ｖＴｒｓ≦−４０℃）であった母材を用いて作製した溶接継手から、溶接ボンド部をノッチ位置とし、板厚方向全厚にノッチ加工したＣＴＯＤ試験片を作製し、ＢＳ７４４８規格に準じて、−１０℃でＣＴＯＤ試験を行い、限界ＣＴＯＤ値を測定した。

上記試験の結果を表２に示した。表２から、本発明例の鋼材（母材）は、いずれも降伏応力ＹＳが４６０ＭＰａ以上の高強度を有し、シャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓも−６０℃以下と優れた靭性を有している。また、本発明の鋼材を大入熱溶接した継手ボンド部の−４０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーはいずれも１００Ｊ以上であり、また、−１０℃でのＣＴＯＤ値も０．２ｍｍ以上であり、溶接熱影響部の靭性やＣＴＯＤ特性にも優れていることがわかる。これに対して、比較例の鋼材は、母材の特性が、降伏応力ＹＳが４６０ＭＰａ以下か、シャルピー破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以上であり、または、溶接継手ボンド部のシャルピー衝撃値が３２Ｊ以下か、ＣＴＯＤ値が０．０７４ｍｍ以下である。
これらの結果から、本発明の鋼材は、母材の強度、靭性特性および溶接部の靭性特性のいずれにおいても優れていることがわかる。

本発明鋼材は、船舶や建築・土木等の各種鋼構造物の他に、海洋構造物や圧力容器にも好適に用いることができる。

Claims

Ｃ：０．０３〜０．０９ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．２０ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０１２ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、
Ｎｂ：０．０３ｍａｓｓ％以下、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００２０〜０．００７０ｍａｓｓ％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％、
Ｏ：０．００４０ｍａｓｓ％未満を含有し、かつ、Ｃａ，ＳおよびＯが下記（１）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接用鋼材。
記
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１．０・・・（１）
ここで、Ｃａ，ＳおよびＯは、各成分の含有量（ｍａｓｓ％）
上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下およびＷ：１．５ｍａｓｓ％以下から選ばれる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に記載の入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接用鋼材。