JPH07252586A - 多層盛溶接熱影響部のｃｔｏｄおよび大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造用鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 小・中入熱多層盛溶接および大入熱溶接熱影
響部の組織を制御し、ＣＴＯＤおよびシャルピー衝撃特
性が向上した溶接用鋼。 【構成】 重量％で、０．０２≦Ｃ≦０．２０、０．０
１≦Ｓｉ≦０．１８、０．５０≦Ｍｎ≦２．０、Ｐ≦
０．０２、０．００１０≦Ｓ≦０．０１０、Ａｌ≦０．
００５、０．００１０≦Ｎ≦０．０１０、０．００５≦
Ｔｉ≦０．０５０、０．０００５≦ＲＥＭ≦０．０１
０、０．０００５≦Ｏ≦０．０１０を含有し、必要に応
じて、０．０５≦Ｃｕ≦１．５、０．０５≦Ｎｉ≦２．
０、０．０２≦Ｃｒ≦１．０、０．０２≦Ｍｏ≦１．
０、０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、０．００５≦Ｖ≦
０．１０を含有し、残部Ｆｅと不可避的不純物よりなる
鋼の溶接熱影響部において、ＭｎＳを析出したＴｉ・Ｒ
ＥＭ複合酸化物から粒内フェライトを変態させ、実効的
に結晶粒径を微細化し、さらに、脆性破壊の起点となる
島状マルテンサイト量を低減することにより小・中入熱
多層盛溶接熱影響部のＣＴＯＤと大入熱溶接熱影響部靭
性を向上させる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は造船、海洋構造物等の溶
接構造物に使用され、小・中入熱多層盛溶接熱影響部の
ＣＴＯＤ（Crack-Tip Opening Displacement）特性なら
びに大入熱溶接熱影響部の低温靭性に優れた溶接用鋼に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】最近の鋼構造物の大型化に伴い、構造物
の建造における溶接量の増加、さらには溶接工の不足か
ら溶接施工を従来より効率的に行うことに対する要望は
従来より高まっている。溶接効率を高めるためには、大
入熱溶接が採用されるが、入熱が高くなるに従って、溶
接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）の靭性低下が問題と
なる。一方、溶接構造物を建造する際には大入熱溶接だ
けでなく、手溶接、ガスシールドアーク、サブマージア
ーク溶接等の入熱が比較的低い多層盛溶接も適用される
のが一般である。特に最近は海洋構造物等の多層盛溶接
ではシャルピー衝撃試験に加えてＣＴＯＤ試験が要求さ
れることが一般的になっている。このため、小・中入熱
多層盛溶接ＨＡＺのＣＴＯＤ特性に優れ、同時に大入熱
溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用鋼が必要とされる。

【０００３】低合金鋼の溶接熱影響部の靭性は多くのミ
クロ組織要因に支配されることが知られているが、
（１）有効結晶粒径の微細化と、（２）脆性破壊の発生
起点となる脆化第二相の低減、の二点が基本的なＨＡＺ
靭性向上手段である。前者（１）の有効結晶粒径の微細
化のためには（ａ）γ粒径の成長抑制と、（ｂ）γ粒内
のミクロ組織微細化が考えられる。（ａ）γ粒径の成長
抑制の手段としてはＴｉＮ，ＺｒＮ等の窒化物、および
ＲＥＭ等の酸化物によるγ粒のピン止め効果を利用した
ものが提案・発明されている。また、（ｂ）γ粒内のミ
クロ組織微細化には粒内フェライト変態を利用すること
が有効である。一方、（２）脆化第二相として最も有害
なものは島状マルテンサイトであり、これを低減するた
めに種々の方策が提案・発明されている。

【０００４】以下に上記の思想に基づいた従来技術の具
体例を示す。まず、大入熱ＨＡＺ靭性改善を目的とした
ものとして、特開昭５９−１８５７６０号公報では、粒
子径が０．１〜３．０μｍのＴｉ酸化物あるいはＴｉ酸
化物と窒化物の複合体を鋼中に分散させ、これら酸化物
・窒化物からフェライトを生成させ、γ粒が粗大化する
大入熱溶接ＨＡＺにおいて実質的に有効結晶粒径を微細
化し、ＨＡＺ靭性が向上できることが開示されている。
特開平５−７８７４０号公報では、Ｃｅ酸化物を鋼中に
分散させ、この酸化物をフェライト変態生成核として作
用させることにより、γ粒が粗大化する大入熱溶接ＨＡ
Ｚにおいて実質的に有効結晶粒径を微細化し、ＨＡＺ靭
性が向上できることが開示されている。

【０００５】特開昭６０−３３３１１号公報では、溶接
熱サイクルの冷却中に鋼中に分散したＲＥＭ酸化物・硫
化物上にＢＮを析出させ、この複合体をフェライト生成
核として作用させることにより、大入熱溶接ＨＡＺにお
いて実質的に有効結晶粒径を微細化し、ＨＡＺ靭性が向
上できることが開示されている。特開昭６１−２７０３
５４号公報では、Ｔｉ，ＲＥＭ，Ｃａの一種または複数
の元素からなる酸化物上にＢＮを析出させることにより
粒内フェライト変態を促進し、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が
向上できることが開示されている。特開昭６０−１５２
６２６号公報では、ＴｉとＲＥＭの複合酸化物とＴｉＮ
の両者によりγ粒成長を抑制し、大入熱溶接ＨＡＺの有
効結晶粒径を微細化することによりＨＡＺ靭性が向上で
きることが開示されている。

【０００６】一方、小・中入熱多層盛溶接ＨＡＺのＣＴ
ＯＤ特性改善に関しては、特開昭６１−２７０３３３号
公報では、炭素当量を０．３５％以下とすることにより
ＨＡＺに生成する島状マルテンサイト量を低減し、多層
盛溶接ＨＡＺのＣＴＯＤ特性を向上できることが開示さ
れている。また、特開昭６３−０９３８４５号公報にお
いては、脆性破壊起点となり易い中心偏析部における偏
析量を限定することにより偏析部に生成する島状マルテ
ンサイト量を低減し、多層盛溶接ＨＡＺのＣＴＯＤ特性
を向上できることが開示されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】特開昭５９−１８５７
６０号公報ではＴｉ酸化物を粒内フェライト生成核とし
て利用しているが、凝固によりＴｉ酸化物を晶出させる
場合には酸化物個数は凝固冷却速度に依存するために、
冷却速度が低い板厚中心部付近ではＴｉ酸化物の個数を
増加させることに限度がある。特開平５−７８７４０号
公報では、Ｃｅ酸化物を粒内フェライト変態核として利
用したものがあるが、Ｃｅは強脱酸元素であるため、単
独で脱酸材として用いると脱酸制御が困難であり、Ｃｅ
酸化物を鋼材全体に微細分散させることは困難である。
また、Ｃｅ酸化物だけではγ粒の粗大化を防止すること
はできない。さらにＨＡＺ靭性向上も大入熱溶接に限ら
れている。

【０００８】特開昭６０−３３３１１号公報では、ＲＥ
Ｍ酸化物・硫化物とＢＮの複合体を粒内フェライト変態
核として利用しており、大入熱溶接ＨＡＺ靭性改善には
有効である。しかし、小・中入熱溶接では溶接融合線近
傍の粗粒ＨＡＺは１４００℃付近に加熱させた後に冷却
されると、一度固溶したＢは冷却速度が大きいためにＲ
ＥＭ酸化物・硫化物上にＢＮが析出することはなく、Ｒ
ＥＭ酸化物・硫化物が粒内フェライト変態核として作用
しないばかりでなく、固溶ままのＢにより粒界焼入れ性
が上昇してＨＡＺ硬さを上昇させる。さらに、粗粒ＨＡ
Ｚが後続溶接パスにより再加熱を受けた際に、固溶Ｂの
存在により靭性に有害な島状マルテンサイトの生成を助
長させるために、ＣＴＯＤ特性を著しく低下させる。

【０００９】特開昭６１−２７０３５４号公報でも、Ｂ
の添加が必須であり、小入熱溶接のＨＡＺを硬くし、靭
性、特にＣＴＯＤ特性を低下させる。特開昭６０−１５
２６２号公報では、ＴｉＮおよびＲＥＭ酸化物・硫化物
はγ粒の成長を抑制する作用を有するが、粒内フェライ
ト変態核としての作用を期待できないために、有効結晶
粒径を効果的に減少させることはできない。また、その
γ粒成長抑制作用も大入熱溶接に限られている。特開昭
６１−２７０３３３号公報では、炭素当量を低減するこ
とにより島状マルテンサイトを低減し、中入熱溶接ＨＡ
ＺのＣＴＯＤを向上できるとしているが、島状マルテン
サイト量低減以外のＨＡＺ粗粒組織の制御が全くなされ
ていないためにＣＴＯＤの向上に限度がある。さらに、
大入熱溶接でもＨＡＺ粗粒組織微細化効果が全くないた
めに、大入熱ＨＡＺにおける靭性向上は期待できない。

【００１０】特開昭６３−０９３８４５号公報において
は、中入熱多層盛溶接ＨＡＺのＣＴＯＤ特性の向上を図
るものであるが、ＨＡＺ粗粒組織の制御は島状マルテン
サイト量の低減とＴｉＮによるγ粒成長抑制のみであ
り、特に大入熱溶接における靭性改善は期待できない。
上記のように、これまでの技術では、大入熱溶接ＨＡＺ
の靭性改善または小・中入熱溶接ＨＡＺのＣＴＯＤ改善
のいずれかに限られたものである。ＢＮを利用するよう
な大入熱溶接ＨＡＺの有効結晶粒微細化に有効な手段
が、小・中入熱溶接では逆に島状マルテンサイト量を増
加させる等、むしろ悪害を生じる場合もある。本発明は
小・中入熱溶接ＨＡＺのＣＴＯＤを向上し、同時に、大
入熱溶接ＨＡＺの靭性を従来技術よりさらに向上させ、
小・中入熱から大入熱にいたる広い溶接入熱の範囲にお
いて、ＨＡＺ靭性を向上する鋼を提供することを目的と
する。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明は弱脱酸元素であ
るＴｉと強脱酸元素であるＲＥＭを複合添加することに
より、鋼中にＴｉとＲＥＭの複合酸化物を微細分散さ
せ、この酸化物を粒内フェライト変態核として作用させ
ることにより、小・中入熱から大入熱溶接ＨＡＺ組織の
有効結晶粒径を微細化することにより、広い入熱範囲に
亘りＨＡＺの靭性を向上させるものである。

【００１２】本発明の要旨は次の通りである。 （１）重量％で、０．０２≦Ｃ≦０．２０、０．０１≦
Ｓｉ≦０．１８、０．５０≦Ｍｎ≦２．０、Ｐ≦０．０
２、０．００１０≦Ｓ≦０．０１０、Ａｌ≦０．００
５、０．００１０≦Ｎ≦０．０１０、０．００５≦Ｔｉ
≦０．０５０、０．０００５≦ＲＥＭ≦０．０１０、
０．０００５≦Ｏ≦０．０１０、残部Ｆｅと不可避的不
純物よりなることを特徴とする多層盛溶接熱影響部のＣ
ＴＯＤおよび大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造
用鋼。

【００１３】（２）重量％で、０．０５≦Ｃｕ≦１．
５、０．０５≦Ｎｉ≦２．０の一種または二種を含有す
ることを特徴とする前記（１）記載の多層盛溶接熱影響
部のＣＴＯＤおよび大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶
接構造用鋼。 （３）重量％で、０．０２≦Ｃｒ≦１．０、０．０２≦
Ｍｏ≦１．０、０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、０．００
５≦Ｖ≦０．１０の一種または二種以上を含有すること
を特徴とする前記（１）または（２）記載の多層盛溶接
熱影響部のＣＴＯＤおよび大入熱溶接熱影響部靭性に優
れた溶接構造用鋼。

【００１４】

【作用】本発明者らは、ＨＡＺの組織とＣＴＯＤおよび
シャルピー特性に関する系統的な実験を実施し、詳細な
る検討を加えた結果、以下のような重要なる事実を知見
した。特開昭５９−１８５７６０号公報に示されている
ように、Ｔｉ酸化物を鋼中に分散させることにより、こ
のＴｉ酸化物から粒内フェライトを生成させ、有効結晶
粒径を微細化することができる。ところが、ＴｉとＲＥ
Ｍを複合して脱酸剤として添加すると、Ｔｉ単独で脱酸
した場合に比べて鋼中酸化物の個数を大幅に増加するこ
とができ、同時に、この酸化物から粒内フェライトを生
成させ得ることを知見した。表１に示す化学成分を有す
る鋼を真空溶解で溶製し、溶接ＨＡＺ再現熱サイクルを
与えて、ＣＴＯＤおよびシャルピー衝撃試験に供した。
また、Ｘ線マイクロアナライザーにより再現熱サイクル
後のＴｉとＭｎＳを含有する酸化物の個数を測定した。
これらの結果を表２に示す。

【００１５】

【表１】

【００１６】

【表２】

【００１７】鋼１はＡｌを０．００１％とした上で、Ｔ
ｉ単独で脱酸し、鋼中にＴｉ酸化物を分散させたもので
ある。鋼２は同じくＡｌを０．００１％とした上で、Ｔ
ｉと、ＬａおよびＣｅを主体とするＲＥＭとで複合脱酸
し、鋼中にＴｉとＲＥＭの複合酸化物を分散させたもの
である。Ｘ線マイクロアナライザーによる分析結果から
明らかなように、ＴｉとＲＥＭの複合脱酸により酸化物
個数が上昇していることが発見された。Ｔｉを添加する
と溶鋼中の酸素と反応し、一次脱酸生成物が生成される
が、このまま溶鋼を保持すると、この一次脱酸生成物は
浮上し、鋼中に酸化物として残存しない。

【００１８】溶鋼中の酸素と反応しなかった残余のＴｉ
は溶鋼の凝固中に二次脱酸生成物として晶出し、鋼中に
酸化物として残存し、これが粒内フェライト生成核とし
て作用する。ＴｉとＲＥＭにより複合脱酸を行うと、ま
ず、Ｔｉより脱酸力が強いＲＥＭが溶鋼中酸素と反応し
て微細な一次脱酸生成物を生成する。この一次脱酸生成
物は溶鋼中に留まり、溶鋼の凝固時にこれを核としてＴ
ｉの酸化物が晶出する。ＲＥＭの微細な酸化物が溶鋼中
に存在することにより、これを核としてＴｉ酸化物が晶
出できるため、Ｔｉ単独脱酸に比べて酸化物の個数を微
細に多数鋼中に生成することができると考えられる。

【００１９】このようにして生成したＴｉとＲＥＭの複
合酸化物はＴｉ単独の酸化物と同様に、粒内フェライト
変態核として作用できるものであることも知見した。酸
化物が粒内フェライト生成の核となるためには、酸化物
上にＭｎＳが析出することが必要である。表２のＸ線マ
イクロアナライザーによる分析により、鋼２においては
鋼１と同様に、Ｔｉ含有酸化物と同位置に必ずＭｎとＳ
のピークも認められることから、ＴｉとＲＥＭの複合酸
化物上にはＭｎＳが析出していることは明らかであり、
このＴｉ・ＲＥＭ酸化物とＭｎＳの複合介在物から粒内
フェライトが生成できる。すなわち、ＴｉとＲＥＭを脱
酸元素として添加することによりＴｉ含有酸化物の個数
を増加させ、しかも、粒内フェライト変態能を維持でき
ることが明らかとなった。

【００２０】従って、表２からも明らかなとおり、Ｔｉ
単独脱酸鋼よりＴｉとＲＥＭの複合脱酸鋼の方が、大入
熱溶接再現ＨＡＺ材の粒内フェライト組織面積率は高く
なっている。これに対応して、中入熱多層盛溶接再現Ｈ
ＡＺ材のＣＴＯＤ遷移温度（０．１mmとなる温度）と大
入熱溶接再現ＨＡＺ材のシャルピー衝撃試験破面遷移温
度はＴｉとＲＥＭの複合脱酸鋼で向上している。以上述
べたように、本発明においては、ＴｉとＲＥＭを複合し
て脱酸元素として用いることにより、Ｔｉを含有する酸
化物の個数を増加させ、同時に、小・中入熱溶接に有害
なＢを用いることなく、この酸化物上にＭｎＳを析出さ
せることができ、粒内フェライト変態核として作用し、
ＨＡＺ組織を微細化するものである。

【００２１】上記のように、ＴｉとＲＥＭを複合して脱
酸元素として用いることにより、粒内フェライトを生成
させ、特に大入熱溶接の粗粒ＨＡＺ組織を微細化でき
る。これにより、粗粒ＨＡＺの靭性改善を図るものであ
る。一方、小・中入熱多層盛溶接のＣＴＯＤ特性は局所
脆化域に支配されることが既に知られている。小・中入
熱多層盛溶接ＨＡＺの局所脆化域は粗粒ＨＡＺが次溶接
パスによってフェライト・オーステナイト二相域に再加
熱された領域である。

【００２２】この二相域再加熱によって島状マルテンサ
イトが生成し易いことが脆化の原因である。この領域の
ＣＴＯＤ特性は島状マルテンサイトの面積率に大きく左
右されるが、ＣＴＯＤ特性は面積率だけでなく、島状マ
ルテンサイトのサイズにも大きく依存する。島状マルテ
ンサイトとフェライト地の界面でミクロき裂が生成し、
これが起点となって脆性へき開破壊の起点となるが、島
状マルテンサイトのサイズが小さくなると、ミクロき裂
のサイズが小さくなり、また、ミクロき裂の生成そのも
のも抑制されるためである。従って、島状マルテンサイ
トの面積率を低減することに加えて、そのサイズを小さ
くすることがさらにＣＴＯＤ特性の向上に寄与する。

【００２３】二相域に再加熱されて生成する島状マルテ
ンサイトのサイズは粗粒ＨＡＺ組織によって決定され
る。粗粒ＨＡＺがフェライトサイドプレートや粗大なベ
イナイト組織からなる場合には、これら組織中のセメン
タイトのサイズが大きく、このセメンタイトを核として
二相域再加熱により生成する島状のオーステナイトも粗
大となり、このオーステナイトから変態して生成する島
状マルテンサイトのサイズが大きくなる。一方、粗粒Ｈ
ＡＺが粒内フェライト組織の場合には、組織中のセメン
タイトが微細であるために、最終的に生成する島状マル
テンサイトのサイズも小さくなる。従って、ＴｉとＲＥ
Ｍを複合して脱酸元素として用いることにより粗粒ＨＡ
Ｚ組織を粒内フェライト組織にして微細化することは、
大入熱溶接のみならず、小・中入熱多層盛溶接ＨＡＺの
ＣＴＯＤ特性の向上にも大きく寄与するものである。

【００２４】以上に本発明の骨子である、粒内フェライ
ト変態核を微細分散させるための技術を述べたが、本発
明で対象とする小〜大入熱溶接のＨＡＺ靭性を向上させ
るためには上記に加えて、島状マルテンサイト等の脆化
第二相を低減することが、ＣＴＯＤ特性の向上に必要で
ある。粒内フェライト変態核となる酸化物を充分に生成
し、島状マルテンサイト量を低減するために、以下のよ
うな合金元素の限定が必要である。以下に、各合金元素
量を限定した理由を述べる。

【００２５】Ｃは母材の強度を向上できる元素である。
０．０２％未満では母材の強度が得られないので、下限
値を０．０２％とした。Ｃを多く添加し過ぎると、脆性
破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、母材
・ＨＡＺの靭性を低下させる。このために、上限値を
０．２０％とした。

【００２６】Ｓｉは母材強度の向上に寄与する。０．０
１％未満では母材強度向上が得られないので下限値を
０．０１％とした。Ｓｉを過剰に添加するとＨＡＺ中の
島状マルテンサイトが増加し、これが脆性破壊の起点と
なって靭性を低下させる。多層盛溶接においては、特に
オーステナイト・フェライト二相域に再加熱された粗粒
ＨＡＺで島状マルテンサイトが生成し易く、この領域か
ら脆性破壊が発生して低ＣＴＯＤ値を生じ易い。Ｓｉ添
加量が０．１８％以下であれば島状マルテンサイトの生
成量が少なくなり、ＣＴＯＤ値の低下が少なくなる。こ
のためにＳｉの上限値を０．１８％とした。ただし、Ｓ
ｉを０．１％以下とすることにより島状マルテンサイト
の生成量が低下すると同時に島状マルテンサイトの分解
が容易となる。従って、Ｓｉ量は０．１％以下とするこ
とが望ましい。

【００２７】Ｍｎは母材強度上昇に有効な元素である。
０．５０％未満ではその効果が少ないので、下限値を
０．５０％とした。Ｍｎを過剰に添加すると、ＨＡＺ硬
化が著しく、また、島状マルテンサイトも生成し易くな
るためにＨＡＺ靭性を低下させる。Ｍｎ添加量が２．０
％以下であればＨＡＺ靭性の低下は少ない。従って、上
限値を２．０％とした。また、ＴｉとＲＥＭの複合酸化
物から粒内フェライトを生成させるためには、ＭｎＳを
酸化物上に析出させることが必須である。Ｍｎが０．５
０％以上あれば、ＭｎＳを析出できる。

【００２８】Ｐは粒界に偏析し、粒界脆化を起こし易い
元素である。Ｐが０．０２％以下であれば粒界脆化が少
なくなるので、上限値を０．０２％とした。ＳはＴｉと
ＲＥＭの複合酸化物上にＭｎＳを析出させることにより
フェライト変態を生じるために必須の元素である。Ｓが
０．００１０％未満では酸化物上のＭｎＳの析出量が少
なく、粒内フェライト変態は生じにくくなる。従って、
下限値を０．００１０％とした。Ｓを過剰に添加する
と、粗大で伸長したＭｎＳが複合酸化物とは独立に生成
し、特に板厚方向の特性を劣化させる。Ｓ量が０．０１
０％以下であれば粗大ＭｎＳが低減できるので、Ｓの上
限値を０．０１０％とした。

【００２９】本発明においてはＡｌ量は少ない方がよ
い。Ａｌを多量に含有すると、アルミナを生成し、Ｔｉ
とＲＥＭの複合酸化物の生成に必要な鋼中酸素を固定し
てしまうからである。さらに、Ａｌが０．００５％を超
えると酸化物中のＡｌ含有量が上昇し、酸化物の粒内フ
ェライト生成機能が低下する。Ａｌ含有量が０．００５
％以下であれば、ＴｉとＲＥＭの複合酸化物が生成で
き、粒内フェライト生成機能を維持できる。従って、Ａ
ｌ含有量の上限値を０．００５％とした。

【００３０】ＮはＴｉＮを生成し、ＨＡＺ粗粒域におけ
るオーステナイト粒成長を抑制するために必要な元素で
ある。Ｎが０．００１０％未満では粒成長抑制効果が得
られない。このため、Ｎの下限値を０．００１０％とし
た。逆にＮを多量に添加し過ぎると、固溶Ｎ量が増加し
て靭性を低下させる。Ｎ含有量が０．０１０％以下では
靭性低下が少ない。従って、Ｎ量の上限値を０．０１０
％とした。

【００３１】ＴｉはＴｉとＲＥＭの複合酸化物を生成
し、粒内フェライト生成核として作用させるため、本発
明で必須の元素である。０．００５％未満では充分な酸
化物個数が得られない。このためにＴｉの下限値を０．
００５％とした。また、酸化物を形成した残余のＴｉは
ＴｉＮを生成し、ＨＡＺ粗粒域におけるオーステナイト
粒成長を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果も合わせ
持つ。Ｔｉを０．０５０％超添加すると粗大な酸化物が
生成して脆性破壊の起点となり易くなる。同時に、Ｔｉ
Ｃを析出し、ＨＡＺ靭性を低下させる。従って、上限値
を０．０５０％とした。

【００３２】Ｌａおよび／またはＣｅを主体とするＲＥ
Ｍは、ＴｉとＲＥＭの複合酸化物を生成するために、本
発明で必須の添加元素である。ＲＥＭ含有量が０．００
０５％未満では酸化物個数増加の効果が少なく、ＨＡＺ
における粒内フェライト変態量が低下する。従って、下
限値を０．０００５％とした。逆に、０．０１０％超添
加すると、粗大な酸化物を生成し、脆性破壊の起点とな
り易くなる。従って、上限値を０．０１０％とした。

【００３３】本発明においてはＯはＴｉとＲＥＭの複合
酸化物を生成するための必須元素である。０．０００５
％未満では酸化物の個数が少なくなり、粒内フェライト
を充分に生成させることができない。従って、下限値を
０．０００５％とした。Ｏを０．０１０％超含有する
と、粒内フェライトは多量に生成するものの、粗大な酸
化物が生成し、これが脆性へき開破壊の起点となるため
にかえって靭性を低下させる。従って、上限値を０．０
１０％とした。

【００３４】さらに、選択元素の限定範囲を以下に示す
理由で決定した。Ｃｕは母材強度向上に有効な元素であ
る。０．０５％未満では強度上昇が得られない。従っ
て、下限値を０．０５％とした。１．５％超添加する
と、ε−Ｃｕを多量に析出し、ＨＡＺ靭性を低下させ
る。従って、上限値を１．５％とした。Ｎｉは焼入れ性
を向上し、特に加速冷却で母材を製造する際には母材強
度向上に有効な元素であり、また、積層欠陥エネルギー
を増加させ、交差すべりを容易とするために母材・ＨＡ
Ｚ靭性向上に有効な元素である。Ｎｉ添加量が０．０５
％未満では、上記の効果が得られない。従って、下限値
を０．０５％とした。２．０％超添加すると、焼入れ性
が高くなり過ぎてＨＡＺに硬化組織を生成し易くなる。
従って、上限値を２．０％とした。

【００３５】Ｃｒは母材強度上昇に有効な元素である。
０．０２％未満ではその効果が得られないので下限値を
０．０２％とした。１．０％超含有すると、ＨＡＺが硬
化し、島状マルテンサイトの生成量も多くなるためにＨ
ＡＺ靭性が低下する。このために上限値を１．０％とし
た。Ｍｏは母材強度上昇に有効な元素である。０．０２
％未満ではその効果が得られないので下限値を０．０２
％とした。１．０％超含有すると、ＨＡＺが硬化し、島
状マルテンサイトの生成量も多くなるためにＨＡＺ靭性
が低下する。このために上限値を１．０％とした。

【００３６】Ｎｂは母材強度上昇、および、細粒化に顕
著な効果を有する。しかし、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。０．０５％超添加すると、ＨＡＺ硬化が著しくなる
とともに、Ｎｂの炭窒化物を多量に生成してＨＡＺ靭性
を低下させる。従って、上限値を０．０５％とした。Ｖ
は母材強度上昇効果を有する。しかし、０．００５％未
満ではこれらの効果が得られないので、下限値を０．０
０５％とした。０．１０％超添加すると、ＨＡＺ硬化が
著しくなるとともに、Ｖの炭窒化物を多量に生成してＨ
ＡＺ靭性を低下させる。従って、上限値を０．１０％と
した。

【００３７】

【実施例】表３に供試鋼の化学成分を示す。転炉で溶製
した溶鋼から連続鋳造によりスラブを製造し、１１５０
℃に加熱後、制御圧延し、制御冷却して母材を製造し
た。板厚を５０mmと３２mmとした。母材の引張り特性を
表４に示す。小・中入熱溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性を
調査するために、板厚５０mmの鋼板について多層盛溶接
を実施した。開先形状はＫ開先とした。溶接法は被覆ア
ーク溶接および潜弧溶接とした。入熱は各々１７kJ／cm
および５０kJ／cmとした。溶接後、５０mm厚のＣＴＯＤ
試験片を加工した。切欠位置はＫ開先の垂直ボンド部に
一致させた。ＣＴＯＤ試験は−５０℃で各条件６本実施
し、最低値で比較評価した。

【００３８】また、大入熱溶接熱影響部のシャルピー衝
撃靭性を調査するために、板厚３２mmの鋼板について潜
弧溶接を実施した。開先形状はＹ開先とした。入熱は２
００kJ／cmとした。溶接後、表面下２mm位置からボンド
部に切欠を一致させるようにシャルピー衝撃試験片を加
工した。衝撃試験は−７０℃で３本実施し、その平均値
で評価した。これらの結果を表５に示す。同時に入熱が
５０kJ／cmと２００kJ／cmの溶接粗粒ＨＡＺ部のＴｉと
ＭｎＳを含有する酸化物の個数と粒内フェライト組織面
積率を示す。

【００３９】

【表３】

【００４０】

【表４】

【００４１】

【表５】

【００４２】鋼１〜鋼１１が本発明鋼で、鋼１２〜鋼１
５が比較鋼である。小・中入熱多層盛溶接ＨＡＺのＣＴ
ＯＤ特性、大入熱溶接ＨＡＺのシャルピー衝撃特性とも
に本発明鋼が比較鋼より優れていることがわかる。発明
鋼１〜１１はＨＡＺ粗粒域で測定されたＴｉとＭｎＳを
含有する介在物個数が比較鋼より多く、これに対応し
て、ＨＡＺ粗粒域の粒内フェライト組織分率も高い。鋼
１４はＴｉ，ＲＥＭの含有量は本発明鋼の範囲内であ
り、ＴｉとＭｎＳを含有する酸化物の個数が多く、粒内
フェライト組織面積率も高いが、Ｓｉ量が高いために、
ＨＡＺに島状マルテンサイトを多量に生成したために、
ＣＴＯＤ，シャルピーの両特性が劣る。

【００４３】

【発明の効果】本発明鋼はＴｉとＲＥＭを適量含有する
ことにより鋼中にＴｉとＲＥＭの複合酸化物を微細に多
数含有し、この酸化物上にＭｎＳが析出することにより
粒内フェライト変態核として作用する。その結果とし
て、ＨＡＺ粗粒域における組織を微細化する。さらに、
脆性破壊の起点となる島状マルテンサイトの生成を抑制
する。両者の効果の組み合わせにより小〜大入熱溶接Ｈ
ＡＺのＣＴＯＤ，シャルピー衝撃特性を向上することが
可能である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 ０．０２≦Ｃ≦０．２０ ０．０１≦Ｓｉ≦０．１８ ０．５０≦Ｍｎ≦２．０ Ｐ≦０．０２ ０．００１０≦Ｓ≦０．０１０ Ａｌ≦０．００５ ０．００１０≦Ｎ≦０．０１０ ０．００５≦Ｔｉ≦０．０５０ ０．０００５≦ＲＥＭ≦０．０１０ ０．０００５≦Ｏ≦０．０１０ 残部Ｆｅと不可避的不純物よりなることを特徴とする多
   層盛溶接熱影響部のＣＴＯＤおよび大入熱溶接熱影響部
   靭性に優れた溶接構造用鋼。
2. 【請求項２】 重量％で、 ０．０５≦Ｃｕ≦１．５ ０．０５≦Ｎｉ≦２．０ の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１
   記載の多層盛溶接熱影響部のＣＴＯＤおよび大入熱溶接
   熱影響部靭性に優れた溶接構造用鋼。
3. 【請求項３】 重量％で、 ０．０２≦Ｃｒ≦１．０ ０．０２≦Ｍｏ≦１．０ ０．００５≦Ｎｂ≦０．０５ ０．００５≦Ｖ≦０．１０ の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求
   項１または２記載の多層盛溶接熱影響部のＣＴＯＤおよ
   び大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造用鋼。