JP5692138B2 - 熱影響部低温靭性に優れる超大入熱溶接用高張力鋼 - Google Patents

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熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）の低温靭性に優れた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４００〜５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ低温靭性を有する超大入熱溶接用高張力鋼に関するものである。

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た。典型的な入熱の範囲は２００〜５００ｋＪ／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（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、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った。−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ＨＡＺ部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、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ために、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。

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、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する技術が開示されている。

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）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。

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靭性を向上できる技術が開示されている。

特許文献３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。

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。

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ＨＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。

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靭性を向上できる技術が開示されている。

特許文献７には、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ、Ｍｇ）Ｓ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靭性を向上できる技術が開示されている。

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。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部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。

特許文献１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の硫化・酸化物が、−２０℃での超大入熱ＨＡＺ部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ＨＡＺ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。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部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。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部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の酸化・硫化物あるいはＴｉＮ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。また、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・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部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。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ことが課題として残る。

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。

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、Ａｌ添加を前提に検討した結果、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ、Ｍｇ）Ｓ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靭性を向上できる技術が開示されている。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靭性確保は課題として残っており、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である。

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

「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６５項

そこで、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の低温靭性に優れた溶接用高張力鋼を、Ａｌ添加鋼を前提に提供することを目的とするものであり、加えて、本発明の特徴である微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを多く含む細粒鋼とすることで、超大入熱溶接におけるＨＡＺの低温靭性を劣化させることなく比較的安価なＣやＢを従来鋼以上に利用することが可能となり、その分、比較的高価なＳｉやＭｎ等の合金添加量を低減できるため、製造コストを低減できるものである。

尚、本発明が対象とする具体的な鋼板の特性は、以下のとおりである。
（ａ）母材の板厚の１／４部（１／４ｔ部）において、引張強さ５１０ＭＰａ以上、降伏応力３９０ＭＰａ以上、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上。
（ｂ）ｙ割れ試験時の必要予熱温度が２５℃以下。
（ｃ）溶接入熱４００ｋＪ／ｃｍでの超大入熱溶接継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ部）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７０Ｊ以上。
また、本発明が対象とする鋼板の板厚は、６０〜８０ｍｍである。

本発明者らは、特許文献７にて開示した、Ａｌ添加が可能で、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ、Ｍｇ）Ｓ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靭性を向上できる技術を前提に、オーステナイト粒成長抑制においてより有効な粒子の調査と、ＨＡＺのさらなる低温靭性の向上を可能にし得る技術につき数多くの検討を行った。その結果、Ｃ添加量を０．０９％以上、０．１２％未満に厳格に規制し、Ｓｉ添加量を０．１０％未満に厳格に規制し、Ｍｎ添加量を１．０％以上、１．４％未満に厳格に規制し、鋼中Ｎ量を０．００２０％以上、０．００３５％以下に低減し、鋼中Ｏ量を０．０００７％以上、０．００２０％以下に低減し、Ｂ添加量を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０．７１以上、２．００以下の最適範囲とし、粒子径が０．０１５〜０．２μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０ｘ１０^４〜３．０ｘ１０^５個含む場合にのみ、超大入熱溶接時のＨＡＺにおける低温靭性の向上が安定して可能とな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高張力鋼を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。
即ち、本発明の要旨は次の通りである。
（１）質量％で、
０．０９≦Ｃ＜０．１２％、 ０≦Ｓｉ＜０．１０％、
１．０≦Ｍｎ＜１．４％、 ０≦Ｐ≦０．０１％、
０．００２≦Ｓ≦０．００８％、 ０．０１５＜Ａｌ≦０．０５％、
０．００４≦Ｔｉ≦０．００７％、 ０．０００５≦Ｂ≦０．００２０％、
０．００１５≦Ｍｇ≦０．００３０％、
０≦Ｃａ≦０．０００５％、 ０≦ＲＥＭ≦０．０００５％、
０．００２０≦Ｎ≦０．００３５％、 ０．０００７≦Ｏ≦０．００２０％、
を含有し、下記に示される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．１８〜０．２１％であり、かつ、下記に示される焼入れ性指数ＤＩ値が０．７１〜２．００であり、粒子径が０．０１５〜０．２μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０ｘ１０^４〜３．０ｘ１０^５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熱影響部低温靭性に優れる超大入熱溶接用高張力鋼。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
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］）
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）更に母材強度上昇元素群を、質量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．０％、 ０．０５≦Ｎｉ≦１．５％、
０．０２≦Ｃｒ≦０．６％、 ０．０２≦Ｍｏ≦０．４％、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０２％、 ０．００５≦Ｖ≦０．０６％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）記載の熱影響部低温靭性に優れる超大入熱溶接用高張力鋼。
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 Ｇ３１１５「圧力容器用鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２６「低温用圧力容器用炭素鋼鋼板」に相当するものである。

本発明鋼によれば、超大入熱溶接が適用される構造物に適用することにより、超大入熱溶接ＨＡＺの低温靭性に優れた、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。

このようなＨＡＺ低温靭性に優れる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ＨＡＺ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。

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。

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、（Ｍｎ、Ｍｇ）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知見しており、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、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌ添加量などを制御することにより、微細な（Ｍｎ、Ｍｇ）Ｓを鋼中に多量に微細分散させることが可能である。

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靭性確保は課題として残っていた。すなわち、靭性評価温度が−２０℃のような低温になると、ＨＡＺ部のオーステナイト粒の細粒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（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によりオーステナイト粒成長を強力に抑制した時のＨＡＺ部を前提に、さらなる靭性向上に向けて数多くの検討を行った結果、Ｃ添加量とＳｉ添加量、Ｍｎ添加量、Ｂ添加量、Ｎ量、Ｏ量を厳格に規制した上で、ＤＩ値で表せる焼入れ性を厳格に規制することにより、ＨＡＺ低温靭性を向上できることを新規に知見し、本発明を完成したものである。

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についても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）についても、こ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場合があることを知見した。そして島状マルテンサイトを減らすにはＣ添加量の厳格な制御とＳｉ添加量の抑制、Ｍｎ添加量とＢ添加量、Ｎ量の厳格制御に加え、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。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によりオーステナイト粒成長を強力に抑制した時のＨＡＺ部では、細粒のフェライトとパーライトが主体のミクロ組織となり、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たが、それでも−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り、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必要である。

−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現れやすくなることがわかったが、フェライトを十分に細粒化するのに（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でフェライトをより細粒化することができ、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の組織で、かつ、島状マルテンサイトの生成が抑制されることでＨＡＺ靭性が安定化することを見出した。
（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くなるためＨＡＺ部でのフェライト変態が過剰に進行しやすく、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サイズと分率を最適化することが重要となる。この手段として、上述したＣ添加量の厳格な制御とＤＩ値等による規制が有効であることを新規に知見したものである。

しかしながら、その靭性向上効果は安定して得られるものではなく、Ｃ添加量、Ｓｉ添加量、Ｍｎ添加量、ＤＩ値を厳格に制御し島状マルテンサイトがほとんど生成していない細粒のフェライト主体のミクロ組織で検討を重ねた結果、−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少量の酸化物と窒化物、硫化物についても、この量を少なくすることで−２０℃での靭性が安定して顕著に向上することを新規に知見し、これにはＯ量、Ｔｉ量、Ｎ量、Ｍｎ量、Ｓ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て本発明を成したものである。

尚、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量、Ｔｉ量、Ｎ量の全ての上限値を本発明のように厳格に規制することは難しく、本発明では微細な硫化物である（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓをオーステナイト粒の粗大化抑制に利用するので、Ｏ量、Ｔｉ量、Ｎ量の全ての上限値を厳格に規制することが可能になるとともに、オーステナイト粒の粗大化抑制に有効な微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓとして利用するＭｎ量、Ｓ量は微量であるため、Ｍｎ量、Ｓ量の上限値を厳格に規制した上で、オーステナイト粒の粗大化抑制が可能となる。

従来よりＡｌ脱酸鋼には０．２〜２％程度のＭｎおよび０．００２〜０．０２％程度のＳは添加されており、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、ＭｎＳ中のＭｎの７割以上がＭｇに置き換わったと考えられる（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓでは、ＭｎＳとはその性質が全く異なり、高温で極めて安定であり、しかも容易に微細分散することができる。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ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所不明である。

また、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ中のＭｇとＭｎの割合につき、Ｍｇの割合が増える程、粒子は高温で安定し、強いオーステナイト粒成長抑制効果を持つと考えられるが、特許文献７にて同定されていた（Ｍｎ、Ｍｇ）Ｓ粒子はＭｎ主体の硫化物であったが、本発明者らは新規に、Ｍｇの添加に先立ちＡｌを先に０．０１５％以上添加し、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を添加することで、Ｍｇが主体の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが得られることを知見した。

そして、そうして製造した本発明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（Ｍｎ、Ｍｇ）Ｓとは異なり、より高温での安定性が高まった（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ、すなわち、ＭｇとＭｎの割合は原子％で７０％≦Ｍｇ≦９０％、１０％≦Ｍｎ≦３０％と、Ｍｇを主とした硫化物が生成することがわかり、これがＨＡＺ靭性を安定に良好にする一つの大きな要因であることがわかった。

単に鋼中にＭｇを添加しただけでは（Ｍｇ、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、０．００１５〜０．００３％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を生成させることは極めて重要となる。Ａｌ添加量が０．０１５％未満では（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数は少ない。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。一方、Ａｌ添加量が０．０１５％以上では、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数が顕著に増加し、酸化物はＡｌ_２Ｏ_３主体でＭｇの多くは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓとして存在する。すなわち、０．０１５％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。

本発明では、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの粒子径を０．０１５〜０．２μｍに限定した。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。また、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より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。

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。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が、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の同定方法について述べる。本発明では（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ中のＭｇとＭｎの割合を原子％で７０％≦Ｍｇ≦９０％、１０％≦Ｍｎ≦３０％に限定する。Ｍｇ、Ｍｎ以外の元素、例えばＣｕなどが検出されても、Ｍｇ、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の割合が原子％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（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであるとみなす。
尚、Ｓと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すると良い。

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は、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓ、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。
Ｍｇは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの生成に必須の元素である。０．００１５％未満では必要な個数の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を得ることはできない。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００２０％以上の添加がより好ましい。０．００３％超の添加はＭｇが粗大な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０．００３％とした。

Ｍｎは（Ｍｇ、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０．２％以上添加することで微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの多量分散が可能となるが、強度とＨＡＺ靭性を確保するために１．０％を下限とした。Ｍｎが１．４％を超えると偏析部に粗大なＭｎＳが生成したり、ＭＡ相が増加することでＨＡＺ靭性の低値が発生する場合がある。また、Ｍｎ添加量の増加は製造コストの上昇を招くため上限を１．４％未満とした。

Ｓは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを生成させるために必須の元素である。０．００２％未満では（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの量が不十分であるので、下限を０．００２％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０．００３％以上の添加がより好ましい。０．００８％超含有すると、粗大な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが生成して超大入熱溶接ＨＡＺのγ粒細粒化効果が小さくなる場合があると共に、粗大な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが脆性破壊の発生起点として作用し低温ＨＡＺ靭性の低下を招く場合があるので、その上限値を０．００８％とした。

ＡｌはＭｇが酸化物を生成することを抑制し、Ｍｇが（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを生成す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（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子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。０．０５％を超えて含有すると、ＨＡＺ部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）が生成しやすくなったり、固溶ＡｌによるＨＡＺ脆化が起こるため（Ｍｇ、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場合がある。また、Ａｌ添加量の増加は製造コストの上昇を招くため上限を０．０５％とした。

本発明では微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを生成させることが必要であり、このためにＭｇ、Ｍｎ以外の硫化物形成元素の含有量は極力低減することが望ましい。代表的な元素はＣａおよびＲＥＭであり、これらは０．０００５％以下とする必要があるのでＣａおよびＲＥＭの上限値を０．０００５％とした。下限値は特に限定せず０とした。より望ましい上限値は０．０００３％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だけではなく、合金元素の添加量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。

Ｃは母材の強度上昇に有効であると共に、ＨＡＺ部のフェライト組織を細粒化してる元素である。０．０９％未満ではＨＡＺ部のフェライト組織が粗大化しＨＡＺ靭性が低下するため０．０９％を下限とした。より好ましいＣ添加量の下限値は０．１０％である。逆に、Ｃ添加量が０．１２％を超えると、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、（Ｍｇ、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。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靭性を低下させる場合があるため、Ｃ添加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添加量の上限値は０．１１％である。

Ｓｉを添加するとＨＡＺ部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ため低温靭性を向上させることができない。このためＳｉ添加量は０．１０％未満に厳格に抑制する必要があり、含有量は少ないほうが望ましい。そこで下限値を０とした。しかし、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。

Ｐは粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元素であり、含有量は少ないほうが望ましいので下限値を０とした。しかし、０．００１％未満へのＰ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０．００１％を下限とすることが望ましい。０．０１％超含有すると（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ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場合があるので０．０１％を上限とする。

Ｔｉは主にＢの焼入れ性向上効果を高め母材の強度上昇およびＨＡＺ組織の細粒化に有効であり、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細粒化と１３５０℃以下に加熱されるＨＡＺ組織の細粒化に有効な元素である。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。０．００７％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、（Ｍｇ、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０．００７％とした。

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と共に、超大入熱ＨＡＺ部において固溶Ｂがフェライト変態を遅らせることでミクロ組織の細粒化に有効であり、本発明において必須の元素である。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。逆に、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、（Ｍｇ、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０．００２０％とした。

Ｎは添加量が多いと粗大なＴｉＮや（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）を生成しやすくなり、これが脆性破壊の発生起点となり、特に、超大入熱ＨＡＺ部の−２０℃での評価では数μｍのＴｉＮや（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）でも起点になり低値の発生を招きやすいため、厳格な制御が必要である。また、固溶Ｂがフェライト変態を遅らせＨＡＺ組織を細粒化させる際や母材強度確保に固溶Ｂを利用する際に、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。特に粗大なＴｉＮを生成させないようにＴｉ添加量を０．００７％以下に限定し、Ｔｉに固定されていない固溶Ｎ量が増えやすいため、最初からＮ添加量を厳格に制限しておく必要がある。このため上限値を０．００３５％とした。より好ましい上限値は０．００３０％であり、さらにより好ましくは０．００２５％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。

Ｏ含有量が多いと粗大な酸化物が多数生成しやすく、これが破壊の発生起点となるため、（Ｍｇ、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靭性向上効果が安定して得られない場合がある。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０．００１６％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。

下記式で示す溶接割れ感受性指数のＰｃｍ値は、ｙ割れ試験時の必要予熱温度を２５℃以下とするために、その上限値は０．２１％に規制する必要がある。Ｐｃｍ値が０．１８％を下回ると母材強度、あるいは継手強度が不足する場合があるのでＰｃｍ値の下限値を０．１８％とした。より好ましい下限値は０．１９％である。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。

下記式で示す焼入れ性指数ＤＩ値は、０．７１未満では、超大入熱溶接ＨＡＺ部の焼入れ性が不足し高温でフェライト変態が始まるためフェライト粒が成長し粗大化することで超大入熱ＨＡＺ部の靭性が低下しやすい。このためＤＩ値の下限を０．７１とした。より好ましいＤＩ値の下限値は０．７５である。ＤＩ値が２．００を超えるとＨＡＺ部が硬化しＨＡＺ靭性が低下するため上限値を２．００とした。より好ましいＤＩ値の上限値は１．８０であり、さらに好ましくは１．６０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］）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌの質量％で表した含有量を意味する。

さらに、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。
Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、０．０５％未満では強度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。１．０％超含有すると超大入熱ＨＡＺ部におけるＣｕの析出が顕著となり、（Ｍｇ、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低温靭性向上効果が得られない。従って、上限値を１．０％とした。

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、１．５％超含有すると経済性を損なうため上限値を１．５％とした。

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、０．６％超含有するとＨＡＺ部に島状マルテンサイトが生成し、（Ｍｇ、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低温靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．６％とした。

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、０．４％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、（Ｍｇ、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０．４％とした。

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、０．０２％超含有するとＨＡＺ部におけるＮｂ炭窒化物の析出が顕著となり、（Ｍｇ、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低温靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．０２％とした。

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、０．０６％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となり、（Ｍｇ、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０．０６％とした。

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。

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。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ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、Ｃｕ、Ｎｉは０．０５％未満、Ｃｒ、およびＭｏは０．０２％未満、Ｎｂ、Ｖは０．００５％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、Ｍｇの添加に先立ちＡｌを先に０．０１５％以上添加し、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、連続鋳造により鋳造することにより、鋼中に（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの微細粒子を含有した鋳片を得ることができる。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。

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に本発明鋼および比較鋼の化学成分を示す。表３、表４に本発明鋼および比較鋼の製造方法と板厚、母材特性と溶接再現熱サイクルによる継手靭性評価結果を示す。表３、表４に示すとおり、制御圧延・制御冷却法、直接焼入れ・焼戻し法、焼入れ・焼戻し法により鋼板を製造した。板厚は６０〜８０ｍｍとした。

制御圧延・制御冷却法では、加熱温度を１０５０〜１１９０℃、圧延開始温度を１０３０〜１１６０℃、制御圧延開始温度を７５０〜８５０℃、制御圧延終了温度を７３０〜８３０℃、制御冷却開始温度を７００〜８００℃、制御冷却停止温度を２５０〜６００℃とした。
直接焼入れ・焼戻し法では、加熱温度を１０８０〜１１９０℃、圧延開始温度を１０７０〜１１８０℃、圧延終了温度を９２０〜９９０℃、焼入れ開始温度を９００〜９６０℃、焼入れ停止温度を６０〜１３０℃、焼戻し温度を５２０〜６３０℃とした。
焼入れ・焼戻し法では加熱温度を１１２０〜１１７０℃、圧延開始温度を１０９０〜１１３０℃、圧延終了温度を９４０〜９６０℃、焼入れ温度を８８０〜９２０℃、焼戻し温度を５２０〜６２０℃とした。

母材強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１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に規定の方法で測定した。
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 ２２０２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４００ｋＪ／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２０秒保持し、その後１．１℃／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で靭性を評価した。
また、ピーク温度１４００℃で６０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の粒子個数を上述の方法に従って測定した。

各特性の目標値はそれぞれ母材降伏応力が３９０ＭＰａ以上、母材引張強さが５１０ＭＰａ以上、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１００Ｊ以上、最低値で７０Ｊ以上とした。

表３、表４から明らかなとおり、本発明鋼１〜２０は母材強度、母材靭性、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を１平方ｍｍあたり１．０ｘ１０^４個以上含み、オーステナイト粒径が１５０μｍ以下と細粒である。

これに対して、比較鋼２１、２５、３２、３４、４１はそれぞれＣ量、Ｍｎ量、Ｔｉ量、Ｂ量、Ｐｃｍ値が不足しており、母材強度を満足しない。
比較鋼２２、２４、３５、４４はそれぞれＣ量、Ｓｉ量、Ｂ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。
比較鋼２３、２６、２７、３１、３３、３９はそれぞれＳｉ量、Ｍｎ量、Ｐ量、Ａｌ量、Ｔｉ量、Ｎ量が上限値を超えており、また比較鋼４３はＤＩ値が不足しているため、オーステナイト粒が細粒であっても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。
比較鋼２８、３０、３６はＳ量、Ａｌ量、Ｍｇ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。
比較鋼２９、３７、３８、４０はＳ量、Ｃａ量、ＲＥＭ量、Ｏ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。比較鋼４２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。

上記したように、本発明は超大入熱溶接ＨＡＺに優れた低温靭性を有し、極めて信頼性の高い溶接構造物を得ることができる。

Claims (2)

1. 質量％で、
   ０．０９≦Ｃ＜０．１２％、
   ０≦Ｓｉ＜０．１０％、
   １．０≦Ｍｎ＜１．４％、
   ０≦Ｐ≦０．０１％、
   ０．００２≦Ｓ≦０．００８％、
   ０．０１５＜Ａｌ≦０．０５％、
   ０．００４≦Ｔｉ≦０．００７％、
   ０．０００５≦Ｂ≦０．００２０％、
   ０．００１５≦Ｍｇ≦０．００３０％、
   ０≦Ｃａ≦０．０００５％、
   ０≦ＲＥＭ≦０．０００５％、
   ０．００２０≦Ｎ≦０．００３５％、
   ０．０００７≦Ｏ≦０．００２０％
   を含有し、下記に示される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．１８〜０．２１％であり、かつ、下記に示される焼入れ性指数ＤＩ値が０．７１〜２．００であり、粒子径が０．０１５〜０．２μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０ｘ１０^４〜３．０ｘ１０^５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熱影響部低温靭性に優れる超大入熱溶接用高張力鋼。
   Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
   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］）
   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. 更に母材強度上昇元素群を、質量％で、
   ０．０５≦Ｃｕ≦１．０％、
   ０．０５≦Ｎｉ≦１．５％、
   ０．０２≦Ｃｒ≦０．６％、
   ０．０２≦Ｍｏ≦０．４％、
   ０．００５≦Ｎｂ≦０．０２％、
   ０．００５≦Ｖ≦０．０６％、
   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記載の熱影響部低温靭性に優れる超大入熱溶接用高張力鋼。