JP6277886B2 - 溶接用高張力鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、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の低温靭性に優れた溶接用高張力鋼に関する。
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の溶接技術が提供されている。こ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）において、低温靭性に優れた溶接用高張力鋼が要求される。特に、本発明は、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば４００〜１０００ｋＪ／ｃｍ程度の超大入熱溶接であっても優れたＨＡＺの低温靭性を有する技術に関する。
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の溶接技術が提供されている。こ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）において、低温靭性に優れた溶接用高張力鋼が要求される。特に、本発明は、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば４００〜１０００ｋＪ／ｃｍ程度の超大入熱溶接であっても優れたＨＡＺの低温靭性を有する技術に関する。
最近の建築構造物の高層化に伴って鋼製柱が大型化し、鋼製柱に使用される鋼材の板厚も増してきた。さらに、このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際には、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２００〜１０００ｋＪ／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、ＨＡＺではオーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、低温靭性を確保することが困難である。したがって、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、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のため、極めて重要な課題になっている。
そのため、ＨＡＺではオーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、低温靭性を確保することが困難である。したがって、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、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のため、極めて重要な課題になっている。
靱性を向上させるには、結晶粒径の粗大化を防止することが必要であり、本発明者らの一部は、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）や、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子などの微細粒子を利用してオーステナイト粒成長を抑制し、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術を提案している（例えば、特許文献１〜３、参照）。
これらの特許文献１〜３に記載の技術では、−２０℃までの評価温度ではＨＡＺ靭性向上が認められている。しかし、−３０℃のような厳しい低温環境下でのＨＡＺ靭性確保、特に、−３０℃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。
ところで、Ｍｇの酸化物や硫化物を利用して、ＨＡＺ靱性を向上させる方法において、Ｈｆを、ＣａやＲＥＭと同様に、硫化物の形態の制御に利用し、圧延方向に伸長するＭｎＳの生成を抑制する技術が提案されている（例えば、特許文献４、参照）。Ｈｆは、耐ラメラティアー性の改善に利用されており、この技術は、大入熱溶接ＨＡＺ靱性の向上には有効であったが、超大入熱溶接ＨＡＺ靱性に対する効果は不明であった。
ところで、Ｍｇの酸化物や硫化物を利用して、ＨＡＺ靱性を向上させる方法において、Ｈｆを、ＣａやＲＥＭと同様に、硫化物の形態の制御に利用し、圧延方向に伸長するＭｎＳの生成を抑制する技術が提案されている（例えば、特許文献４、参照）。Ｈｆは、耐ラメラティアー性の改善に利用されており、この技術は、大入熱溶接ＨＡＺ靱性の向上には有効であったが、超大入熱溶接ＨＡＺ靱性に対する効果は不明であった。
本発明は、従来よりもさらに低温での超大入熱溶接ＨＡＺ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。
本発明が対象とする具体的な溶接用高張力鋼の特性は、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−３０℃で１００Ｊ以上。
なお、上記の溶接用高張力鋼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、望ましくは、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、−５０℃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。
本発明が対象とする具体的な溶接用高張力鋼の特性は、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−３０℃で１００Ｊ以上。
なお、上記の溶接用高張力鋼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、望ましくは、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、−５０℃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。
本発明者らは、粒子径が０．０１５〜０．２μｍ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、特に、ＨｆをＭｎＳの形態の制御に利用するのではなく、Ｍｇ硫化物に含有させ、粒子径が０．０１５〜０．２μｍの（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ、すなわちＭｇ・Ｈｆ含有硫化物を１平方ｍｍあたり１．０×１０４〜３．０×１０５個含み、さらに、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子におけるＭｇとＨｆとの合計に占めるＭｇの割合を原子％で８０％以上９７％以下に制御することが、超大入熱溶接時のＨＡＺにおける−３０℃の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。
本発明が対象とする具体的な溶接用高張力鋼の特性は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る溶接用高張力鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．１０％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、Ｈｆ：０．０００１％以上、０．００２０％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、Ｐ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、ＲＥＭ：０．０００５％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．４０％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０６０％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１．００以上、３．００以下であり、粒子径が０．０１５μｍ以上０．２μｍ以下の（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０４個以上３．０×１０５個以下含み、前記（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓにおいて、ＭｇとＨｆとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で８０％以上９７％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。
（１）本発明の一態様に係る溶接用高張力鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．１０％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、Ｈｆ：０．０００１％以上、０．００２０％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、Ｐ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、ＲＥＭ：０．０００５％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．４０％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０６０％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１．００以上、３．００以下であり、粒子径が０．０１５μｍ以上０．２μｍ以下の（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０４個以上３．０×１０５個以下含み、前記（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓにおいて、ＭｇとＨｆとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で８０％以上９７％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）に記載の溶接用高張力鋼では、更に、質量％で、Ｎｉ：０．７％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．１０％以下、に制限してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の溶接用高張力鋼では、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。
（３）上記（１）または（２）に記載の溶接用高張力鋼では、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。
本発明鋼の溶接用高張力鋼によれば、極めて信頼性の高い、超大入熱溶接が適用される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。
また、Ａｌ添加鋼を前提とする本発明の高張力鋼は、製鋼工程において、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る。また、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、Ａｌ窒化物を形成するため、本発明に係る高張力鋼の材質確保にも有効である。
本発明における溶接用高張力鋼による「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。
また、Ａｌ添加鋼を前提とする本発明の高張力鋼は、製鋼工程において、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る。また、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、Ａｌ窒化物を形成するため、本発明に係る高張力鋼の材質確保にも有効である。
本発明における溶接用高張力鋼による「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。
以下、本発明の一実施形態に係る溶接用高張力鋼について説明する。
本実施形態に係る溶接用高張力鋼は、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。
Ａｌ脱酸では、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、また、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ている。一方、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。
本実施形態に係る溶接用高張力鋼は、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。
Ａｌ脱酸では、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、また、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ている。一方、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。
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺ（溶接熱影響部）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。
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、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌ含有量などを制御することにより、ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する、０．２μｍ以下の微細な（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−２０℃であり、−３０℃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った。そこで、−３０℃のような厳しい低温環境下で、ＨＡＺ靭性を安定して得るという課題に対し、本発明者らはさらなる検討を行った。
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−２０℃であり、−３０℃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った。そこで、−３０℃のような厳しい低温環境下で、ＨＡＺ靭性を安定して得るという課題に対し、本発明者らはさらなる検討を行った。
その結果、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子とは異なる（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子において、Ｍｇ及びＨｆ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。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子はＭｇ主体の硫化物であり、ＭｇとＭｎの割合が原子％でＭｇが７０％以上、９０％以下の粒子であった。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子は、高温で不安定なＭｎＳ粒子よりも高温で安定なＭｇＳに近い粒子組成であるため、粒子の高温での安定性が高いものであったが、１４００℃では一部の不安定な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が固溶することで、部分的に粗大なオーステナイト粒となる場合があった。
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。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子はＭｇ主体の硫化物であり、ＭｇとＭｎの割合が原子％でＭｇが７０％以上、９０％以下の粒子であった。（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子は、高温で不安定なＭｎＳ粒子よりも高温で安定なＭｇＳに近い粒子組成であるため、粒子の高温での安定性が高いものであったが、１４００℃では一部の不安定な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が固溶することで、部分的に粗大なオーステナイト粒となる場合があった。
高張力鋼において−２０℃での靭性であれば、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靭性目標値を満足し得る。しかしながら、−３０℃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、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子では安定した靭性向上が困難であった。そこで、本発明者らは、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の高温安定性を更に高めるために、数多くの検討を行った。
その結果、Ｍｇ系硫化物の高温安定性を更に高め、かつ、粒子の体積分率の減少によるピン止め効果の低下を抑制するためには、Ｍｎ以外の元素、すなわち、Ｈｆの添加が有効であることがわかった。さらに、粒子中のＭｇとＨｆの合計に占める割合が、原子％で、８０％≦Ｍｇ≦９７％、３％≦Ｈｆ≦２０％の（Ｍｇ、Ｈｆ）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し、かつ、粒子の体積分率が十分に得られることを見出した。
粒子中のＨｆの割合の上限を２０％に制限する理由は、Ｈｆは高価な元素であり経済性のため添加量が微量に限られることによるものであり、２０％を超えても熱的安定性が低下することはない。ただし、このような（Ｍｇ、Ｈｆ）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。
粒子中のＨｆの割合の上限を２０％に制限する理由は、Ｈｆは高価な元素であり経済性のため添加量が微量に限られることによるものであり、２０％を超えても熱的安定性が低下することはない。ただし、このような（Ｍｇ、Ｈｆ）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。
Ｍｇ・Ｈｆを含有する（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子によりオーステナイト粒成長を抑制した時のＨＡＺ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る。このようなミクロ組織では、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）は微細に分散しており靭性への有害度は低く、−２０℃では問題にならなかった。しかしながら、靭性の評価温度が−３０℃のような低温になると、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。
また、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子によってオーステナイト粒成長を抑制した場合、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。さらに、靭性の評価温度が−３０℃の低温域では、少量の島状マルテンサイトに加えて、酸化物や窒化物の靭性に対する悪影響も大きくなることがわかった。
これに対し、本発明者らは、島状マルテンサイトを減らすにはＣ含有量、Ｓｉ含有量の厳格な制御に加え、ＤＩ値で表される指標を（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子による細粒なオーステナイト粒径に合った最適値に制御することが有効であることを知見した。また、フェライト変態の進行を遅らせる手段として、ＤＩ値による規制やＢの添加が有効であることを知見した。
これに対し、本発明者らは、島状マルテンサイトを減らすにはＣ含有量、Ｓｉ含有量の厳格な制御に加え、ＤＩ値で表される指標を（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子による細粒なオーステナイト粒径に合った最適値に制御することが有効であることを知見した。また、フェライト変態の進行を遅らせる手段として、ＤＩ値による規制やＢの添加が有効であることを知見した。
このように、Ｃ量、Ｓｉ量やＤＩ値の規制、Ｂの添加などによって、ＨＡＺの金属組織は、島状マルテンサイトの生成が抑制された、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となり、低温でのＨＡＺ靭性を安定して向上させることができる。特に、−２０℃の低温域では勿論、−３０℃の低温域であってもＨＡＺ靭性を安定して向上させることができる。
さらに、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、靭性向上効果をより安定して得るために有効であることを知見した。また、このミクロンサイズの酸化物と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知見した。
さらに、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、靭性向上効果をより安定して得るために有効であることを知見した。また、このミクロンサイズの酸化物と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高張力鋼では硫化物である（Ｍｇ、Ｈｆ）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、Ｈｆ）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、Ｈｆ）Ｓ粒子の粒子径を０．０１５μｍ以上、０．２μｍ以下とする。（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子の粒子径が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。
本実施形態では、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子の粒子径を０．０１５μｍ以上、０．２μｍ以下とする。（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子の粒子径が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、本実施形態において、０．０１５μｍ以上、０．２μｍ以下のサイズの（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子の個数が１平方ｍｍあたり１．０×１０４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３．０×１０４個以上であり、さらに好ましい下限値は、１平方ｍｍあたり４．０×１０４個以上である。一方、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子の個数を３．０×１０５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、Ｈｆ）Ｓ粒子の個数の上限を１平方ｍｍあたり３．０×１０５個に制限した。より好ましい上限値は１平方ｍｍあたり２．０×１０５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２０μｍ２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（１０００μｍ２）で１００個であれば、粒子個数は１平方ｍｍあたり１×１０５個と換算できる。
次に、個数を測定した粒子のうち、（Ｍｇ、Ｈｆ）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、Ｈｆ）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、Ｈｆ）Ｓの存在割合をかけることで（Ｍｇ、Ｈｆ）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１×１０５個に対し、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓの存在割合が９０％であった場合には（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子の個数は１平方ｍｍあたり９×１０４個であるとする。
次に、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子の同定方法について述べる。本実施形態では（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子中のＭｇとＨｆとの合計に対するＭｇとＨｆのそれぞれの割合を、原子％で、８０％≦Ｍｇ≦９７％及び３％≦Ｈｆ≦２０％とする。Ｍｇ、Ｈｆ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、Ｈｆ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、Ｈｆ）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ＨｆＳとＭｇＯの複合体やＭｇＳとＨｆＯの複合体であると同定できる場合には、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子とはみなさない。
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、Ｈｆ）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ＨｆＳとＭｇＯの複合体やＭｇＳとＨｆＯの複合体であると同定できる場合には、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子とはみなさない。
ＭｇとＨｆの割合およびＳとＯの割合は、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）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（透過型電子顕微鏡）観察倍率は５万〜１００万倍とし、微細な（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子内の任意の位置を定量する。（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子にＭｎが含まれる場合は、粒子の高温での安定性に影響があるため、１４００℃で１２０秒保持後、急冷したサンプル、すなわち、１４００℃にて十分に安定な状態にある粒子だけを残して、不安定な粒子は固溶させたサンプルを用いて抽出レプリカを作成し、粒子中のＭｎの割合、すなわちＭｎ／（Ｍｇ＋Ｈｆ＋Ｍｎ）の原子％での割合を測定する。
この測定方法にて、粒子中のＭｎ／（Ｍｇ＋Ｈｆ＋Ｍｎ）の原子％での割合が１０％未満であり、かつ、ＭｇとＨｆの割合が、原子％で、８０％≦Ｍｇ≦９７％及び３％≦Ｈｆ≦２０％であれば、粒子の高温安定性は十分であり、本発明の（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子と見做すことができる。
この測定方法にて、粒子中のＭｎ／（Ｍｇ＋Ｈｆ＋Ｍｎ）の原子％での割合が１０％未満であり、かつ、ＭｇとＨｆの割合が、原子％で、８０％≦Ｍｇ≦９７％及び３％≦Ｈｆ≦２０％であれば、粒子の高温安定性は十分であり、本発明の（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子と見做すことができる。
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、Ｈｆ）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、Ｈｆ）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、Ｈｆ）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、Ｈｆ）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。
（Ｍｇ、Ｈｆ）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、溶接用高張力鋼の化学成分として、Ｍｇ、Ｈｆ、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、Ｈｆ）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、Ｈｆ）Ｓ粒子を得ることはできない。また、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低くなる。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００１８％以上又は０．００２０％以上のＭｇ添加がより好ましい。Ｍｇ含有量において、０．００３０％超の含有ではＭｇが酸化物を生成しやすくなり（Ｍｇ、Ｈｆ）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、Ｍｇ含有量の上限を０．００２７％又は０．００２５％としてもよい。
Ｍｇ：０．００１５％以上、０．００３０％以下
Ｍｇは（Ｍｇ、Ｈｆ）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、Ｈｆ）Ｓ粒子を得ることはできない。また、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低くなる。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００１８％以上又は０．００２０％以上のＭｇ添加がより好ましい。Ｍｇ含有量において、０．００３０％超の含有ではＭｇが酸化物を生成しやすくなり（Ｍｇ、Ｈｆ）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、Ｍｇ含有量の上限を０．００２７％又は０．００２５％としてもよい。
Ｈｆ：０．０００１％以上、０．００２％以下
Ｈｆは（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子の生成に必須の元素である。Ｈｆ含有量が０．０００１％未満では必要な個数の（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子を得ることはできない。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子を生成させるためにはＨｆを０．０００３％以上又は０．０００５％以上添加することがより好ましい。Ｈｆを０．００２％超の含有では経済性を損なうので、Ｈｆ含有量の上限値を０．００２％とした。経済性のため、Ｈｆ含有量の上限を０．００１５％又は０．００１％としてもよい。
Ｈｆは（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子の生成に必須の元素である。Ｈｆ含有量が０．０００１％未満では必要な個数の（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子を得ることはできない。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子を生成させるためにはＨｆを０．０００３％以上又は０．０００５％以上添加することがより好ましい。Ｈｆを０．００２％超の含有では経済性を損なうので、Ｈｆ含有量の上限値を０．００２％とした。経済性のため、Ｈｆ含有量の上限を０．００１５％又は０．００１％としてもよい。
Ｍｎ：１．４０％以上、１．８０％以下
Ｍｎは強度とＨＡＺ靭性を確保するために１．４０％以上添加する必要がある。ＨＡＺ靱性を改善するために、Ｍｎ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、Ｍｎ含有量の上限を１．７５％又は１．７０％としてもよい。
Ｍｎは強度とＨＡＺ靭性を確保するために１．４０％以上添加する必要がある。ＨＡＺ靱性を改善するために、Ｍｎ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、Ｍｎ含有量の上限を１．７５％又は１．７０％としてもよい。
Ｓ：０．００２０％以上、０．００８０％以下
Ｓは（Ｍｇ、Ｈｆ）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、Ｈｆ）Ｓ粒子の量が不十分であるので、Ｓ含有量の下限を０．００２０％とした。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子を生成させるためにはＳを０．００２５％以上又は０．００３０％以上添加することがより好ましい。一方、Ｓを０．００８０％超含有すると、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低くなり、Ｍｎの割合が高くなる。このため、粒子の高温での安定性が不十分となるため、１４００℃に加熱されると０．２μｍ以下の微細な（Ｍｇ、Ｈｆ）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、Ｈｆ、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。
Ｓは（Ｍｇ、Ｈｆ）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、Ｈｆ）Ｓ粒子の量が不十分であるので、Ｓ含有量の下限を０．００２０％とした。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子を生成させるためにはＳを０．００２５％以上又は０．００３０％以上添加することがより好ましい。一方、Ｓを０．００８０％超含有すると、（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低くなり、Ｍｎの割合が高くなる。このため、粒子の高温での安定性が不十分となるため、１４００℃に加熱されると０．２μｍ以下の微細な（Ｍｇ、Ｈｆ）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、Ｈｆ、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、Ｈｆ）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、Ｈｆ）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Ａｌを含有すると、ＨＡＺに硬質の脆化組織である島状マルテンサイトが生成しやすくなり、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、Ａｌ含有量の上限を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、Ａｌ含有量の上限を０．０５５％又は０．０５０％としてもよい。
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、Ｈｆ）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、Ｈｆ）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Ａｌを含有すると、ＨＡＺに硬質の脆化組織である島状マルテンサイトが生成しやすくなり、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、Ａｌ含有量の上限を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、Ａｌ含有量の上限を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、Ｈｆ）Ｓ粒子を生成させることが必要である。このためにＭｇ、Ｈｆ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、Ｈｆ以外の硫化物形成元素が過剰であると、十分な数の（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子が得られなくなる。代表的な元素はＣａおよびＲＥＭ（希土類金属元素）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。ＣａおよびＲＥＭ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。
本実施形態では微細な（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子を生成させることが必要である。このためにＭｇ、Ｈｆ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、Ｈｆ以外の硫化物形成元素が過剰であると、十分な数の（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓ粒子が得られなくなる。代表的な元素はＣａおよびＲＥＭ（希土類金属元素）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。ＣａおよびＲＥＭ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、０．１０％未満
Ｃは母材の強度を上昇させる元素である。Ｃ含有量が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０．１０％以上になると、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し、ＨＡＺ靭性が低下するため、Ｃ含有量の上限を０．１０％未満とする。特に、−３０℃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０．０９％又は０．０８％であり、さらに好ましいＣ含有量の上限値は０．０７％である。
Ｓｉ：０．１０％未満
Ｓｉを添加すると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。Ｓｉ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Ｓｉ含有量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。
Ｃは母材の強度を上昇させる元素である。Ｃ含有量が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０．１０％以上になると、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し、ＨＡＺ靭性が低下するため、Ｃ含有量の上限を０．１０％未満とする。特に、−３０℃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０．０９％又は０．０８％であり、さらに好ましいＣ含有量の上限値は０．０７％である。
Ｓｉ：０．１０％未満
Ｓｉを添加すると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。Ｓｉ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Ｓｉ含有量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。
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組織の微細化に有効である。しかしながら、Ｔｉ含有量が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、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％又は０．００６％としてもよい。一方、Ｔｉを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、Ｔｉ含有量の上限値を０．０１２％とした。より好ましいＴｉ含有量の上限値は０．０１０％又は０．００９％であり、さらに好ましいＴｉ含有量の上限値は０．００８％である。
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組織の微細化に有効である。しかしながら、Ｔｉ含有量が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、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％又は０．００６％としてもよい。一方、Ｔｉを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、Ｔｉ含有量の上限値を０．０１２％とした。より好ましいＴｉ含有量の上限値は０．０１０％又は０．００９％であり、さらに好ましいＴｉ含有量の上限値は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Ｂ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、Ｂ含有量の下限を０．０００７％又は０．０００８％としてもよい。一方、Ｂを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、Ｂ含有量の上限値を０．００２０％とした。より好ましいＢ含有量の上限値は０．００１７％であり、さらに好ましいＢ含有量の上限値は０．００１５％又は０．００１３％である。
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Ｂ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、Ｂ含有量の下限を０．０００７％又は０．０００８％としてもよい。一方、Ｂを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、Ｂ含有量の上限値を０．００２０％とした。より好ましいＢ含有量の上限値は０．００１７％であり、さらに好ましいＢ含有量の上限値は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−３０℃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高張力鋼では、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Ｎ含有量の上限値を０．００５０％とした。より好ましいＮ含有量の上限値は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、Ｎ含有量を０．００２３％又は０．００２６％をその下限としてもよい。
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−３０℃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高張力鋼では、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Ｎ含有量の上限値を０．００５０％とした。より好ましいＮ含有量の上限値は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、Ｎ含有量を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、Ｏ含有量が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、Ｈｆ）Ｓ粒子中のＭｇ割合が低下し、（Ｍｇ、Ｈｆ）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Ｏ含有量の上限値は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、Ｏ含有量の下限を０．０００９％又は０．００１１％としてもよい。
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、Ｏ含有量が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、Ｈｆ）Ｓ粒子中のＭｇ割合が低下し、（Ｍｇ、Ｈｆ）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Ｏ含有量の上限値は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、Ｏ含有量の下限を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。Ｐを０．０１０％超含有すると（Ｍｇ、Ｈｆ）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％以下に制限する。Ｐ含有量において好ましくは、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。
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。Ｐを０．０１０％超含有すると（Ｍｇ、Ｈｆ）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％以下に制限する。Ｐ含有量において好ましくは、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。
本実施形態の溶接用高張力鋼に、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有してもよい。
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。Ｃｕ含有量において、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。
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。Ｃｕ含有量において、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。Ｎｉ含有量において好ましくは、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を添加する場合は０．６％以下に制限する。Ｃｒ含有量について、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。
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。Ｎｉ含有量において好ましくは、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を添加する場合は０．６％以下に制限する。Ｃｒ含有量について、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、Ｍｏを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を含有する場合、０．４０％以下に制限した。Ｍｏ含有量について好ましくは、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、Ｎｂを０．０２０％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。Ｎｂ含有量において好ましくは、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。
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、Ｍｏを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を含有する場合、０．４０％以下に制限した。Ｍｏ含有量について好ましくは、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、Ｎｂを０．０２０％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。Ｎｂ含有量において好ましくは、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を含有してもよい。しかしながら、Ｖを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、Ｖ含有量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。
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を含有してもよい。しかしながら、Ｖを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、Ｖ含有量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高張力鋼では、ｙ形溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｚ ３１５８）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。Ｐｃｍ値についてより好ましくは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Ｐｃｍ値の下限値は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
上述の式１において、［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。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…式１
上述の式１において、［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。
さらに、本実施形態に係る溶接用高張力鋼では、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、以下の式２で表される焼入れ性指数ＤＩ値を１．００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値が１．００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。ＤＩ値についてより好ましくは１．１０である。一方、ＤＩ値が３．００を超えるとＨＡＺが硬化しＨＡＺ靭性が低下するため上限値を３．００とした。より好ましいＤＩ値の上限値は２．７０であり、さらに好ましくは２．５０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２において、［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。
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値が１．００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。ＤＩ値についてより好ましくは１．１０である。一方、ＤＩ値が３．００を超えるとＨＡＺが硬化しＨＡＺ靭性が低下するため上限値を３．００とした。より好ましいＤＩ値の上限値は２．７０であり、さらに好ましくは２．５０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２において、［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。
本実施形態に係る溶接用高張力鋼は、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用高張力鋼には、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、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。
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、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、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、その高張力鋼（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高張力鋼における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。
本実施形態に係る溶接用高張力鋼における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高張力鋼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Ｈｆとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で８０％以上、９７％以下である（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓの微細粒子を含有した鋳片を得ることができる。
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Ｈｆとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で８０％以上、９７％以下である（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓの微細粒子を含有した鋳片を得ることができる。
本実施形態に係る溶接用高張力鋼を鋳造した後の加熱、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。
以上説明の如く得られた本実施形態に係る溶接用高張力鋼であるならば、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の溶接に用いたとしても、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性に優れた性能を提供できる。
特に、上述の溶接用高張力鋼は、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば４００〜１０００ｋＪ／ｃｍ程度の超大入熱溶接であっても優れたＨＡＺの低温靭性を有する。また、前記溶接用高張力鋼は、−２０℃における低温靭性に優れた上に、−３０℃における低温靭性にも優れた高張力鋼を提供できる。
より具体的には、一例として、板厚４０ｍｍ以上で１００ｍｍ以下の高張力鋼であって、降伏応力４３５〜６３７ＭＰａ、引張強さ５１５〜７１８ＭＰａ以下の低温靭性に優れた高張力鋼を提供できる。
特に、上述の溶接用高張力鋼は、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば４００〜１０００ｋＪ／ｃｍ程度の超大入熱溶接であっても優れたＨＡＺの低温靭性を有する。また、前記溶接用高張力鋼は、−２０℃における低温靭性に優れた上に、−３０℃における低温靭性にも優れた高張力鋼を提供できる。
より具体的には、一例として、板厚４０ｍｍ以上で１００ｍｍ以下の高張力鋼であって、降伏応力４３５〜６３７ＭＰａ、引張強さ５１５〜７１８ＭＰａ以下の低温靭性に優れた高張力鋼を提供できる。
以下に本発明の実施例を示すが、以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。
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〜Ａ５３の化学成分を示す。
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〜Ａ５３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Ａ２５〜Ａ３３、Ａ３５〜Ａ４４、Ａ４７〜Ａ５３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Ａ３４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Ａ４５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Ａ４６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。
表３、表４に鋼種Ａ１〜Ａ５３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．１〜５３）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−５０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−５０）を求めて評価した。
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−５０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−５０）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５０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−３０℃で行い（ｖＥ−３０）、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１１０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、Ｈｆ）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Ｈｆとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で８０％以上９７％以下である。
衝撃試験は−３０℃で行い（ｖＥ−３０）、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１１０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、Ｈｆ）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Ｈｆとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で８０％以上９７％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Ｈｆ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−５０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−３０が平均値で１５０Ｊ以上、最低値で１００Ｊ以上とした。
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−５０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−３０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、Ｈｆ）Ｓ粒子を１平方ｍｍあたり１．０×１０４個以上、２.９５×１０５以下含み、オーステナイト粒径が１３０μｍ以下と細粒である。なお、引張強さも４９０ＭＰａ以上、具体的には５１５〜７１８ＭＰａと高かった。
これに対して、鋼材Ｎｏ．２５はＣ含有量が不足しているため、母材強度が不足している。
鋼材Ｎｏ．３６はＴｉ含有量が不足しているため、Ｂの焼入れ性向上効果が不足し、母材強度が不足すると共に、組織微細化効果が得られずＨＡＺ靭性の最低値の目標値を満足できない。
鋼材Ｎｏ．３８、４９はそれぞれＢ含有量とＤＩ値、およびＰｃｍ値とＤＩ値が不足しており、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ず、母材強度も満足できない。
鋼材Ｎｏ．２６、２８、３０、３１、３５、３９、４７、５１はそれぞれＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｐ含有量、Ａｌ含有量、Ｂ含有量、Ｎ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．３６はＴｉ含有量が不足しているため、Ｂの焼入れ性向上効果が不足し、母材強度が不足すると共に、組織微細化効果が得られずＨＡＺ靭性の最低値の目標値を満足できない。
鋼材Ｎｏ．３８、４９はそれぞれＢ含有量とＤＩ値、およびＰｃｍ値とＤＩ値が不足しており、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ず、母材強度も満足できない。
鋼材Ｎｏ．２６、２８、３０、３１、３５、３９、４７、５１はそれぞれＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｐ含有量、Ａｌ含有量、Ｂ含有量、Ｎ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．２７、３７はそれぞれＳｉ含有量、Ｔｉ含有量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靭性の最低値が目標値を満足できない。
鋼材Ｎｏ．２９はＭｎ含有量とＤＩ値が不足しており、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、３４はＳ含有量、Ａｌ含有量が不足しており、（Ｍｇ、Ｈｆ）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．３３、４５、４６、４８はＳ含有量、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量、Ｏ含有量が過剰であり、（Ｍｇ、Ｈｆ）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．２９はＭｎ含有量とＤＩ値が不足しており、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、３４はＳ含有量、Ａｌ含有量が不足しており、（Ｍｇ、Ｈｆ）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．３３、４５、４６、４８はＳ含有量、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量、Ｏ含有量が過剰であり、（Ｍｇ、Ｈｆ）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．４０、４１はＭｇ含有量が不足しており、（Ｍｇ、Ｈｆ）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．４２、４３、４４はＨｆ含有量が不足しており、（Ｍｇ、Ｈｆ）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．５０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．５２は、Ｃｕ含有量、鋼材Ｎｏ．５３は、Ｃｒ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量が上限を超えているため、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．５０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．５２は、Ｃｕ含有量、鋼材Ｎｏ．５３は、Ｃｒ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量が上限を超えているため、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。
本発明の溶接用高張力鋼によれば、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、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。
本発明における溶接用高張力鋼による「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。
本発明における溶接用高張力鋼による「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。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５％以上、０．１０％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、
Ｈｆ：０．０００１％以上、０．００２０％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、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．０００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以下
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｃｒ：０．６％以下、
Ｍｏ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０．０６０％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１．００以上、３．００以下であり、
粒子径が０．０１５μｍ以上０．２μｍ以下で、ＭｇとＨｆとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で８０％以上９７％以下である（Ｍｇ、Ｈｆ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０４個以上３．０×１０５個以下含む
ことを特徴とする溶接用高張力鋼。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…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。 - 更に、質量％で、
Ｎｉ：０．７％以下、
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に記載の溶接用高張力鋼。 - 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または２に記載の溶接用高張力鋼。
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