JPH09157787A - 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 本発明は入熱が５００ｋＪ／ｃｍ以上（例え
ば１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも）の超大入熱溶接熱影響
部の靱性に優れた高張力鋼を提供する。 【解決手段】 粒子径が０．０１〜０．２０μｍの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。重量％で、０．０４≦Ｃ≦
０．２０，０．０２≦Ｓｉ≦０．１５，０．６≦Ｍｎ≦
２．０，Ｐ≦０．０２，０．００２０≦Ｓ≦０．００６
０，Ａｌ≦０．００５，０．００５≦Ｔｉ≦０．０２
５，０．００２０≦Ｎ≦０．００８０，０．０００２≦
Ｍｇ≦０．００３０，０．０００５≦Ｏ≦０．００８０
を含有し、選択元素としてＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎ
ｂ，Ｖ，Ｂの１種または２種以上を適量含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする。γ
粒成長抑制と粒内フェライト変態促進によりＨＡＺ靱性
を向上させる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は高層建築のボックス
柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接などの
超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称す
る）靱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５００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば、１５０
０ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靱性を有するもので
ある。

【０００２】

【従来の技術】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。典型的な入熱の範囲は５００〜１
５００ｋＪ／ｃｍであり、このような超大入熱溶接では
造船などで使用されるサブマージアーク溶接などの大入
熱溶接（入熱は１００〜２００ｋＪ／ｃｍ）とは異な
り、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の靱性を確保することが
困難であった。最近の大地震を契機として建築構造物の
信頼性確保が急務の課題であり、このような超大入熱溶
接ＨＡＺ部の靱性向上を達成することは極めて重要な課
題である。

【０００３】従来から大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関し
ては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記
のとおり超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受け
る熱履歴が大きく異なるために、大入熱溶接ＨＡＺ靱性
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。

【０００４】従来の大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は大きく
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。

【０００５】鉄と鋼、第６１年（１９７５）第１１号、
第６８頁には、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ＨＡ
Ｚにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制する技
術が示されている。

【０００６】特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａ
ｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０
２％，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／ｃ
ｍの大入熱溶接ＨＡＺ靱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。

【０００７】特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒
子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０³〜１×
１０⁷ケ／ｍｍ³のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴ
ｉ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靱性を向上できる技術が開示され
ている。

【０００８】特願平２−２５４１１８号公報には、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
靱性の向上が図れる技術が開示されている。

【０００９】特開昭６１−２５３３４４号公報には、Ａ
ｌ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靱性が向
上する技術が開示されている。

【００１０】鉄と鋼、第６１年（１９７５）第１１号、
第６８頁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
長の効果を失う。従って、この技術を本発明が目的とす
る超大入熱溶接ＨＡＺの靱性には適用できない。

【００１１】特開昭６０−１８４６６３号公報に開示さ
れた技術はＲＥＭの硫化物と酸化物の複合体（以下硫・
酸化物と称す）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・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、これだけで靱性向上をは
かることはできない。

【００１２】特開昭６０−２４５７６８号公報に記載さ
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
靱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ＨＡＺでは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。

【００１３】特開平２−２５４１１８号公報に開示され
た技術は、ＴｉＮ上にＭｎＳを析出させた複合析出物か
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、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、その効果が発揮でき
ない。

【００１４】特開昭６１−２５３３４４号公報に開示さ
れた技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉ
Ｎ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生
成核としての作用を発揮できず、粒内フェライト変態だ
けでは超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上には限度がある。

【００１５】

【発明が解決しようとする課題】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
接などの入熱が５００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接に
おけるＨＡＺ靱性に優れた溶接用高張力鋼を提供するこ
とにある。

【００１６】

【課題を解決するための手段】本発明は、超大入熱溶接
ＨＡＺの靱性向上にはＨＡＺ組織の微細化が必須であ
り、このためにはＨＡＺのオーステナイト粒成長を抑制
するとともにオーステナイト粒内からのフェライト変態
を促進し、これら両者の相乗作用により有効結晶粒を微
細化することにより初めて可能であるとの結論に達し
た。

【００１７】本発明の要旨は次のとおりである。 （１）Ａ粒子径が０．０１〜０．２０μｍの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個含む鋼であることを特徴とする超大入熱
溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。 （２）Ａ重量％で、０．０４≦ Ｃ≦０．２０，０．０
２≦Ｓｉ≦０．１５，０．６ ≦Ｍｎ≦２．０，Ｐ≦
０．０２，０．００２０≦ Ｓ≦０．００６０，Ａｌ≦
０．００５，０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５，０．００
２０≦ Ｎ≦０．００８０，０．０００２≦Ｍｇ≦０．
００３０，０．０００５≦ Ｏ≦０．００８０，を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であるこ
とを特徴とする上記（１）に記載の超大入熱溶接熱影響
部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。 （３）Ａ上記（２）の鋼に、更に重量％で、母材強度上
昇元素群、０５≦Ｃｕ≦１．５，０５≦Ｎｉ≦２．０，
０２≦Ｃｒ≦１．０，０２≦Ｍｏ≦１．０，００５≦Ｎ
ｂ≦０．０５，００５≦ Ｖ≦０．１０，０００４≦
Ｂ≦０．００４０の１種または２種以上を含有せしめた
ことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた
溶接用高張力鋼。

【００１８】ここで、Ｍｇ含有酸化物の個数は例えば１
４００℃で２０秒保持後、急冷した試料から抽出レプリ
カを採取し、透過型電子顕微鏡で測定する。また、Ｔｉ
含有酸化物とＭｎＳとからなる複合体の個数は例えば１
４００℃で２０秒保持後、８００℃〜５００℃の冷却時
間を８００秒で冷却した試料についてＣＭＡ分析装置に
より測定する。

【００１９】本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの組織
と靱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の組織制御または靱性向上
法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上
は限られたものであり、複数の組織制御技術を組み合わ
せることにより初めて靱性向上が可能となることを知見
した。上記のとおり、ＨＡＺ靱性向上にはＨＡＺの組織
微細化、すなわち、有効結晶粒の微細化が必須である。
有効結晶粒の微細化にはオーステナイト粒の微細化と粒
内フェライト変態利用によるオーステナイト粒内組織の
分断・微細化がある。超大入熱溶接では１３５０℃以上
の高温における滞留時間が極めて長いために、これら二
つの組織微細化技術を単独に用いたのでは十分な組織微
細化は得られず、両者を組み合わせることにより初めて
達成可能であるとの結論に達した。

【００２０】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、窒化物の中でも最も熱的に安定であるとされるＴｉ
Ｎでも１３５０℃以上に長時間加熱されると溶解し、ピ
ン止め効果を失うために、超大入熱溶接には適用できな
い。従って、高温で安定である酸化物粒子の利用が必須
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、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不可能である。本発
明者らは各種の酸化物について比較検討した。５０ｋｇ
の真空溶解炉を用いてＴｉと他の脱酸元素による複合脱
酸を行って製造した鋼塊から鋼板を製造し、抽出レプリ
カ法により粒子の分布を調査した。ここで、超大入熱Ｈ
ＡＺではピン止めに無効な窒化物の個数を除くために、
１４００℃で２０秒保持後急冷した試料について測定を
実施した。これによりピン止めに有効な粒子のみをカウ
ントできる。この測定方法により０．０１〜０．２０μ
ｍの酸化物系粒子の個数をカウントした。その結果を図
１に示す。Ｔｉと複合してＭｇにより溶鋼を脱酸し、Ｍ
ｇを含有する酸化物を生成させることが最も粒子の微細
分散に有効であり、超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイ
ト粒粗大化を効果的に防止できることを知見するに至っ
た。ＴｉとＭｇを複合して脱酸した場合に生成する０．
２０μｍ以下の酸化物はＭｇを主体とする酸化物であ
る。Ｔｉの単独脱酸ではピン止めに有効な微細な酸化物
を生成させることは困難であり、また、Ｍｇの単独脱酸
でもＭｇ酸化物の凝集・粗大化が起きやすく、十分な微
細分散を得ることはできない。

【００２１】従来より知られているように、粒子の体積
分率をｆ、平均径をｒとすると、ピン止めされたオース
テナイト粒径と粒子間平均距離はｆ／ｒに比例する。オ
ーステナイト粒をピン止めするためには微細粒子が多量
に分散している必要がある。ピン止めに有効な粒子径は
０．０１〜０．２０μｍ、特に、０．１μｍ以下の粒子
が有効に作用する。また、粒子間平均距離は鋼の単位面
積あたりに観察される粒子個数に関係する。上記の条件
に基づいた抽出レプリカ法による測定において測定面１
平方ｍｍあたりの粒子個数が少なくとも４０，０００個
は必要である。これ以下の個数では超大入熱溶接ＨＡＺ
のオーステナイト粒粗大化抑制の効果が弱くなる。しか
しながら、鋼中に多量の粒子が存在すると、塑性変形時
におけるディンプルの生成を助長し、鋼の延性を著しく
低下させる原因となる。このために粒子の個数には上限
を設ける必要があり、鋼の延性（引張試験における伸び
・絞り、シャルピー衝撃試験における上部棚吸収エネル
ギー）と粒子数の関係から上限を測定面１平方ｍｍあた
り１００，０００個とした。

【００２２】本発明ではオーステナイト粒成長抑制に加
えて、粒内フェライト変態による有効結晶粒の微細化が
必要である。ＴｉＮあるいはＴｉＮを含む複合粒子から
粒内フェライトを変態させる技術（例えば、特開平２−
２５４１１８号公報）では上述のように超大入熱溶接で
はＴｉＮは溶解するためにフェライト変態核が消失し、
無効となる。従って、高温で安定な酸化物系のフェライ
ト変態核を使用することが必須となる。この際、同時に
オーステナイト粒のピン止めに有効なＭｇ酸化物を生成
することが可能でなければならない。このような条件を
満たす酸化物について種々検討を行った結果、Ｔｉ酸化
物が最も適したものであるとの結論に至った。特開昭６
０−２４５７６８号公報などに見るごとく、Ｔｉ酸化物
を主体とする複合粒子はフェライト変態核としての高い
作用を有することは広く知られている。本発明ではＴｉ
と他の脱酸元素（Ｘとする）との組み合わせにおいては
Ｔｉ酸化物中にＸ酸化物が共存することになり、フェラ
イト変態能が大きく変化することが明らかとなった。こ
れは、Ｔｉ酸化物上にＭｎＳが析出することがフェライ
ト変態に必要な条件であり、Ｔｉ酸化物にＸ酸化物が共
存することによりＭｎＳ析出能が大きく変化するためで
ある。本発明者らは５０ｋｇ真空溶解炉を用い、Ｔｉと
Ｘとの複合脱酸系においてＸを種々変化させ、Ｔｉ酸化
物上にＭｎＳが析出する頻度を測定した。超大入熱溶接
ＨＡＺ相当の熱サイクルとして最高加熱温度が１４００
℃、保持時間が２０秒、８００〜５００℃の冷却時間を
８００秒とし、この熱サイクルを与えたサンプルをＣＭ
Ａ分析装置（ＥＰＭＡ分析を二次元的に行い、元素の二
次元分布を測定する装置）により分析し、粒子径が０．
２μｍ以上のＴｉ酸化物含有酸化物の個数と、このうち
ＭｎＳを析出しているＴｉ含有酸化物の個数を測定し
た。ここで、ＴｉとＯが同時に検出される粒子をＴｉ含
有酸化物、ＭｎとＳが同時に検出される粒子をＭｎＳと
判定した。結果を図２に示す。Ｔｉの単独脱酸に比べて
ＴｉとＸの複合脱酸の場合のほうがＴｉ含有酸化物の個
数が増加しているが、このうち、粒内フェライト変態核
としての能力を有すると考えることができるＭｎＳを析
出しているＴｉ含有酸化物の個数を比較すると、Ｘの種
類による差が明確となる。すなわち、ＴｉとＭｇを複合
添加した系でＴｉ含有酸化物とＭｎＳの複合体を最も多
く生成し、粒内フェライト変態核をもっとも多く生成す
ることが明らかとなった。図２と対応して熱サイクル材
の旧オーステナイト粒内における粒内フェライト面積率
もＴｉとＭｇの複合脱酸系で最も高い。なお、結晶組成
的に粒内フェライト変態を促進する粒子においてもその
粒子径が０．２μｍ未満となると、粒内フェライトの生
成確率が急減する。従って、粒内フェライト変態核とし
ては０．２０μｍ以上であることが必要である。逆に、
５．０μｍを超える粒子は脆性破壊の起点となりやす
く、靱性のばらつきを増加させる。従って、変態核の粒
子径は５．０μｍ以下とする必要がある。このようなサ
イズの変態核が鋼の検査面１平方ｍｍあたり少なくとも
２０個存在する必要がある。２０個未満では超大入熱溶
接ＨＡＺ靱性確保に不十分である。逆に、４００個を超
えると延性低下を来すので、上限を４００個とした。

【００２３】上記の結果から、ＴｉとＭｇを複合して脱
酸した鋼において超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト
の粒成長を抑制し、同時に粒内フェライト変態を促進す
ることにより効果的にＨＡＺの有効結晶粒を微細化でき
ることが明らかとなった。

【００２４】以下に、成分限定理由を示す。

【００２５】Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。
０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので
０．０４％を下限値とした。逆にＣを多く含有すると、
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の靱性を低下させる。０．２０％を超える
と靱性低下が顕著となるので、これを上限値とした。

【００２６】Ｓｉは母材強度上昇に有効な元素である。
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、０．１５％超含有すると、Ｈ
ＡＺ組織中に島状マルテンサイトが生成し、有効結晶粒
径を微細化しても靱性向上は得られない。従って、上限
を０．１５％とした。

【００２７】Ｍｎは母材の強度上昇に有効な元素であ
る。０．６％未満ではこの効果が得られないので下限値
を０．６％とした。逆に、２．０％超含有すると靱性低
下が顕著となる。従って、上限値を２．０％とした。

【００２８】Ｐは粒界脆化をもたらし、靱性に有害な元
素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有する
と靱性低下が顕著となるので、０．０２％を上限とす
る。

【００２９】Ｓは本発明ではＴｉ含有酸化物上にＭｎＳ
を析出し、粒内フェライトを生ぜしめるために必須の元
素である。０．００２０％未満ではＭｎＳ析出が不十分
で粒内フェライトが生じなくなる。従って、下限を０．
００２０％とした。逆に、０．００６０％超含有する
と、ＭｎＳがＴｉ酸化物上だけでなく鋼中に析出し、伸
長介在物を生成し、板厚方向の延性低下が顕著となる。
従って、上限値を０．００６０％とした。

【００３０】ＡｌはＴｉ酸化物の生成を抑制するので、
本発明では低いほうがよい。０．００５％超含有すると
Ｔｉ含有酸化物量が顕著に低下するので、０．００５％
を上限値とした。

【００３１】Ｔｉは酸化物を生成し、粒内フェライト変
態核を提供するための必須元素である。０．００５％未
満ではＴｉ含有酸化物の個数が不足するので０．００５
％を下限値とした。逆に、０．０２５％超含有すると破
壊起点となる粗大なＴｉ含有酸化物を生成して靱性低下
をもたらす上に、靱性に有害なＴｉＣを多量に析出す
る。従って、上限値を０．０２５％とした。

【００３２】Ｎは、酸化物として存在するＴｉの残余と
結合してＴｉＮを析出する。ＴｉＮは溶接融合線直近Ｈ
ＡＺにおいてはオーステナイト粒粗大化抑制効果を失う
が、融合線から離れ、加熱温度が低いＨＡＺではＴｉＮ
は溶解しないために粒成長抑制に効果を発揮する。ＨＡ
Ｚの全域にわたって靱性を向上させるためにはＴｉＮも
利用することが不可欠であり、このためにＮを含有させ
る必要がある。Ｎが０．００２０％未満ではＴｉＮ析出
が不十分となるので、下限値を０．００２０％とした。
逆に、０．００８０％超含有するとフェライト地に固溶
して靱性低下をもたらす。従って、上限値を０．００８
０％とした。

【００３３】ＭｇはＴｉ含有酸化物のフェライト変態能
を低下させることなくＭｇ含有酸化物を微細に生成し、
オーステナイト粒粗大化抑制に働く。０．０００２％未
満ではこの効果が得られないので下限値を０．０００２
％とした。逆に、０．００３０％超含有すると、Ｔｉ含
有酸化物中のＭｇ濃度が高くなり、粒内フェライト変態
能を低下させるとともに、鋼中のＭｇ含有酸化物が多く
なり、延性を低下させる。従って、上限値を０．００３
０％とした。

【００３４】ＯはＭｇおよびＴｉの酸化物を生成させる
ための必須元素である。０．０００５％未満では両酸化
物の個数が十分とはならないので、０．０００５％を下
限値とする。逆に、０．００８０％超では酸化物が多く
なりすぎて延性低下を来す。従って、上限値を０．００
８０％とした。

【００３５】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。

【００３６】Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、
特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることに
より著しい強度上昇が得られる。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。
逆に、１．５％超含有すると脆化が顕著となるので上限
値を１．５％とした。

【００３７】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、靱性を向上する。
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。逆に、２．０％超含有すると焼
入れ性が高くなりすぎてＨＡＺ硬化組織を生成しやすく
なり、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を２．
０％とした。

【００３８】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、１．０％超含有するとＨＡＺに硬
化組織を生成してＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上
限値を１．０％とした。

【００３９】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、１．０％超含有するとＨＡＺに硬
化組織を生成してＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上
限値を１．０％とした。

【００４０】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．
０５％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靱性低下が著しくなる。従って、上限値
を０．０５％とした。

【００４１】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、０．１
０％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靱性低下が著しくなる。従って、上限値を
０．１０％とした。

【００４２】Ｂは制御冷却および焼入れ熱処理を施す場
合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。また、超大
入熱溶接ＨＡＺのＴｉ含有酸化物上にＢの窒化物や炭ホ
ウ化物を析出して粒内フェライト変態を促進する効果を
有する。０．０００４％未満の含有量では上記効果が得
られないので下限値を０．０００４％とした。逆に、
０．００４０％超含有すると粗大な窒化物や炭ホウ化物
を析出してこれが破壊の起点となるために靱性を低下さ
せる。従って、上限値を０．００４０％とした。

【００４３】

【発明の実施の形態】

（実施例）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２４０ｍｍのスラブ
を製造した。表１−１及び表１−２に鋼材の化学成分を
示す。ＨＡＺ靱性は炭素当量にも大きく依存するので、
本発明の効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分で
Ａｌ，Ｎ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｏのみを変えた鋼を溶製して比
較した。

【００４４】表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械
的性質を示す。表に示すとおり、制御圧延・制御冷却
法、焼入れ・焼戻し法、および、直接焼入れ・焼戻し法
により鋼板を製造した。板厚は４０〜１００ｍｍとし
た。

【００４５】図３に示すエレクトロスラグ溶接により溶
接試験体を作成した。溶接の電流は３８０Ａ、電圧は４
６Ｖ、速度は１．１４ｃｍ／分とした。入熱は９２０ｋ
Ｊ／ｃｍである。図３に示すように、溶接融合線および
溶接融合線から３ｍｍの位置がノッチ位置に一致するよ
うにシャルピー衝撃試験片を採取した。また、比較とし
て、入熱が１５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接も
実施した。エレクトロスラグ溶接と同じノッチ位置とな
るようにシャルピー衝撃試験片を採取した。衝撃試験は
０℃で行い、２本繰り返しの平均値で靱性を評価した結
果を表３に示す。また、エレクトロスラグ溶接部融合線
直近のＨＡＺのミクロ組織観察を実施し、γ粒径と粒内
フェライト分率を測定した。さらに、Ｍｇ含有酸化物個
数と、Ｔｉ含有酸化物とＭｎＳの複合体の個数を上記の
方法に従って測定した。結果を表３に示す。図４にサブ
マージアーク溶接ＨＡＺ靱性を、図５にエレクトロスラ
グ溶接ＨＡＺ靱性を示す。

【００４６】表３から明らかなとおり、発明鋼はＭｇ含
有酸化物の個数が多く、超大入熱（エレクトロスラグ）
溶接ＨＡＺのγ粒径が小さく、同時に、Ｔｉ含有酸化物
とＭｎＳの複合体の個数が多く、ＨＡＺの粒内フェライ
ト分率が高い。その結果、超大入熱溶接ＨＡＺの靱性が
高い。大入熱溶接では比較鋼より発明鋼のほうがＨＡＺ
靱性が高いが、その差は超大入熱溶接ＨＡＺのほうが大
きい。超大入熱溶接では本発明のようにγ粒成長抑制と
粒内フェライト変態を同時に実現した鋼で著しい靱性向
上が得られるためである。

【００４７】番号４と１３の比較鋼はＴｉ含有酸化物と
ＭｎＳの複合体の個数は多いが、Ｍｇ含有酸化物の個数
が少ないために、粒内フェライトは多いがγ粒が大き
く、超大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は不十分である。番号
１１と２３の比較鋼はＡｌが本発明範囲より高く、Ｔｉ
含有酸化物とＭｎＳの複合体の個数が少ないために、超
大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は不十分である。

【００４８】

【表１−１】

【００４９】

【表１−２】

【００５０】

【表２】

【００５１】

【表３】

【００５２】

【発明の効果】以上説明したとおり、本発明鋼ではＭｇ
含有酸化物およびＴｉ含有酸化物を主体とする複合体に
より入熱が５００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接ＨＡＺ
のγ粒抑制と粒内フェライト変態促進との相乗作用によ
りＨＡＺの有効結晶粒が微細化され、ＨＡＺ靱性を顕著
に向上させることができる。本発明を超大入熱溶接が適
用される建築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る。従っ
て、本発明は工業上極めて効果が大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】脱酸元素の種類によるγ粒成長抑制に有効な微
細酸化物個数の変化を示す図である。

【図２】脱酸元素の種類による粒内フェライト変態に有
効なＴｉ含有酸化物とＭｎＳとの複合体の個数の変化を
示す図である。

【図３】エレクトロスラグ溶接条件を示す図である。

【図４】大入熱（サブマージアーク）溶接ＨＡＺ靱性を
Ｐｃｍに対してプロットした図である。

【図５】超大入熱（エレクトロスラグ）溶接ＨＡＺ靱性
をＰｃｍに対してプロットした図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 粒子径が０．０１〜０．２０μｍの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個含む鋼であることを特徴とする超
   大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
2. 【請求項２】 重量％で、０．０４≦ Ｃ≦０．２０，
   ０．０２≦Ｓｉ≦０．１５，０．６ ≦Ｍｎ≦２．０，
   Ｐ≦０．０２，０．００２０≦ Ｓ≦０．００６０，Ａ
   ｌ≦０．００５，０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５，０．
   ００２０≦ Ｎ≦０．００８０，０．０００２≦Ｍｇ
   ≦０．００３０，０．０００５≦ Ｏ≦０．００８０，
   を含有し、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請求項１に記載の超大入熱溶接熱
   影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
3. 【請求項３】 請求項２の鋼に、更に重量％で、母材強
   度上昇元素群、０．０５≦Ｃｕ≦１．５，０．０５≦Ｎ
   ｉ≦２．０，０．０２≦Ｃｒ≦１．０，０．０２≦Ｍｏ
   ≦１．０，０．００５≦Ｎｂ≦０．０５，０．００５≦
   Ｖ≦０．１０，０．０００４≦ Ｂ≦０．００４０の
   １種または２種以上を含有せしめたことを特徴とする請
   求項２に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶
   接用高張力鋼。