JPH1025535A - 大入熱溶接用高張力鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】大入熱溶接を行っても高ＨＡＺ靭性を示す高張
力鋼とその製造方法の提供。 【解決手段】（１）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．
００１〜０．００９％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、Ｎ：０．００３〜０．００８％、Ｏ（酸素）：０．
００２〜０．００６％、Ｂ：０．０００３〜０．００３
％、を含み、０．３≦Ａｌ/Ｏ≦１．５を満たす鋼から
なる高張力鋼。 （２）短辺が５００ｍｍ以下の鋳片に対して、熱間圧延
時に制御圧延を行った後に加速冷却若しくは直接焼入れ
焼戻しを施すか、又は熱間圧延を行った後に熱処理を施
す上記（１）記載の高張力鋼の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、圧力容器、船舶、
建築、海洋構造物及びパイプライン等の溶接構造物に使
用される大入熱溶接用高張力鋼及びその製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】氷海域に設置される海洋構造物や寒冷地
向けのラインパイプ、または船舶やＬＮＧタンク等の大
型溶接構造物に使用される鋼材に対して、特に大入熱溶
接を行った場合の溶接熱影響部（以下ＨＡＺと呼ぶ）の
靭性を向上させる要望が強く寄せられている。

【０００３】この種の鋼構造物の建造コストに占める溶
接施工コストは大きいものがあり、この溶接施工コスト
を低減するためには、高能率の溶接を行う必要がある。
溶接施工コストを低下する最も直接的な方法は、溶接層
数を減らすことである。このためには大入熱溶接が可能
な高能率溶接法を採用して大入熱にて溶接することが望
ましい。

【０００４】しかし、大入熱溶接を行った場合、ＨＡＺ
靭性が低下することは避けられない。したがって、低温
靭性の要求が厳しい寒冷地向けの構造物は、入熱を制限
して溶接層数を増やして、能率を犠牲にして施工してい
るのが実情である。

【０００５】従来より、高張力鋼板のＨＡＺ靭性に対し
て、オーステナイト結晶粒径、変態組織、及び固
溶Ｎ量が大きな影響を及ぼすことが知られており種々の
対策が提案されてきた。

【０００６】例えば、及びに関しては、Ｔｉを微量
添加し鋼中にＴｉＮを微細析出させてオーステナイト結
晶粒の粗大化を抑制する方法（鉄と鋼：65('79),P.123
2）やＣａを微量添加しＣａＳ及びＣａＯを生成させ、
オーステナイト結晶粒の微細化とＣａＳ、ＣａＯを核と
した粒内にフェライトを核発生させ、組織を有効に分断
化して微細化する方法（溶接学会誌：52('83)No.2,P.4
9）が提案されている。その他、希土類元素（以下ＲＥ
Ｍと呼ぶ）の酸化物により同様に結晶粒を微細化する方
法（特開昭６４−１５３２０号公報）、Ｔｉ酸化物粒子
を核生成サイトとして粒内フェライトを生成させて組織
を微細化する方法（特開昭５７−５１２４３号公報及び
特開昭６１−７９７４５号公報）、Ｔｉ、ＲＥＭ若しく
はＣａを含有する酸化物をＢＮの核生成サイトとして形
成し、ＢＮを核として組織を微細化する方法（特開昭６
１−２７０３５４号公報）、さらにＶとＴｉを複合添加
することにより冷却過程において析出するＶＮをフェラ
イトの変態核とする方法（特開平５−１８６８４８号公
報）等が提案されている。

【０００７】に関しては、低炭素当量化やＳｉ及びＡ
ｌを低減することにより硬化相の生成を抑制する方法
（特開平２−１９０４２３号公報）等が提案されてい
る。また、に関しては鋼に含まれるＮ量を下げる方法
や過剰のＡｌを添加することによりＡｌＮとしてＮを固
定する方法等が提案されている。

【０００８】しかし、以上の方策におけるＴｉＮについ
ては、１４００℃以上に加熱される部分ではＴｉＮは大
部分が母材に固溶し、特に大入熱溶接ＨＡＺ溶融線近傍
におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を免れ得ない。
加熱過程で溶解したＴｉＮは冷却過程において再析出し
ない。従って、ＴｉＮが溶解した部分では、冷却過程に
おける粒内でのフェライト変態が起こる析出物もなく、
さらには固溶Ｎの増加をも招き、ＨＡＺ靭性の劣化をさ
け得ないという欠点がある。

【０００９】一方、Ｔｉ酸化物粒子の利用については、
特開平５−７８７４０号公報に開示されるように、Ｔｉ
酸化物を微細に分散した鋼は溶融線近傍のオーステナイ
ト粒が粗大化した領域（粗粒域ＨＡＺ：１４００℃以上
に加熱された領域）のＨＡＺ組織を微細化する効果は大
きいが、オーステナイト粒径がやや大きい領域（亜粗粒
域：１２００〜１３５０℃に加熱された領域）では、そ
の効果が小さいという問題がある。同文献にはＣｅ酸化
物の利用による粒内フェライトの析出促進が提案されて
いるが、Ｃｅ酸化物も必ずしもＨＡＺの全領域の靭性を
良好にするわけではない。

【００１０】低炭素当量化や低Ｓｉ化、低Ａｌ化といっ
た方法による変態組織の制御や固溶Ｎ量の低減等の技術
は、上述の窒化物もしくは酸化物による靭性改善技術と
の相乗効果を狙ったものであり、単独でのＨＡＺ靭性改
善効果には自ずと限界があった。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、中入
熱から大入熱、とくに５００ｋＪ／ｃｍもの超大入熱溶
接での高能率溶接施工に対して、ＨＡＺの粗粒域から亜
粗粒域にわたるいずれの領域においても、良好な低温靭
性を安定して示す大入熱溶接用高張力鋼及びその製造方
法を提供することにある。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明は主にＡｌ、Ｍ
ｎ、Ｔｉ及びＳｉを含む酸化物による粒内フェライトの
生成促進とＢ及びＮの最適化による焼入性のコントロー
ルにより上記目的を達成する。

【００１３】本発明は、このような作用を発揮するため
の下記の合金元素を含む高張力鋼及びその製造方法をそ
の要旨とする。

【００１４】（１）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．
００１〜０．００９％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、Ｎ：０．００３〜０．００８％、Ｏ（酸素）：０．
００２〜０．００６％、及びＢ：０．０００３〜０．０
０３％を含み、かつ、０．３≦Ａｌ／Ｏ（酸素）≦１．
５、を満たす大入熱溶接用高張力鋼。

【００１５】（２）短辺が５００ｍｍ以下の鋳片に対し
て、熱間圧延時に制御圧延を行った後に加速冷却若しく
は直接焼入れ焼戻しを施すか、又は熱間圧延を行った後
に熱処理を施す上記（１）に記載する大入熱溶接用高張
力鋼の製造方法。

【００１６】上記（１）において高張力鋼とは、高張力
鋼板をさし、厚鋼板および熱延鋼板、すなわちホットコ
イルをさす。

【００１７】上記（２）において、“短辺”とは、例え
ば連続鋳造の場合には連続鋳造スラブの厚さが該当し、
また、インゴット造塊の場合にはインゴットを直方体と
してみたとき最も薄い、いわゆる厚さ方向の寸法が該当
する。その厚さにインゴットトップからボトムにかけて
テーパーがついている場合には最大厚さを指すものとす
る。

【００１８】熱間圧延とは、連続鋳造の場合は連続鋳造
スラブを鋼板に熱間圧延することをさし、ホットチャー
ジ圧延またはダイレクト圧延、すなわち連続鋳造後に冷
塊にすることなく熱間圧延する場合も含む。インゴット
造塊の場合には、分塊圧延により鋼片（スラブ）に熱間
圧延し、その後鋼板に圧延することをさす。制御圧延を
行うのは“鋼片”に圧延する工程では行われず、“鋼
板”に圧延する工程に限られる。また、鋼板への熱間圧
延は、厚板圧延及びいわゆるホットコイルに圧延する熱
延の両者を含む。

【００１９】上記（２）において、熱間圧延後に施す熱
処理は、焼入れ焼戻し、焼ならしなどが該当する。

【００２０】つぎに上記発明を完成するに到った研究内
容の詳細について説明する。

【００２１】本発明者らは脱酸現象に著しい影響を与え
るＡｌとＯ（酸素）のバランス（Ａｌ／Ｏ）に着目し、
Ａｌ／Ｏを種々に変化させた鋼を用いて脱酸生成物（酸
化物）の組成、分散状況及びフェライト生成機能等につ
いて調査を行った。その結果、次に述べる事項を確認し
た。

【００２２】（ａ）０．３≦Ａｌ／Ｏ≦１．５の鋼にお
いて形成されるＡｌ、Ｍｎ及びＳｉを主成分に含む酸化
物は、凝固時に鋼中に微細に分散しやすい。しかも、こ
の酸化物は優れた粒内フェライト生成核として機能す
る。Ａｌ／Ｏが０．２未満の鋼では酸化物中のＡｌの比
率が低下し、酸化物は粒内フェライトの生成核としての
機能を喪失する。

【００２３】一方、Ａｌ／Ｏが１．５を超える鋼では酸
化物中のＭｎ及びＳｉ比率が減少し、この場合も粒内フ
ェライトの生成核としての機能が低下する。このよう
な、酸化物のフェライト生成機能低下の理由は明らかで
はないが、酸化物中の合金比率の変化により酸化物の結
晶構造が変化し、フェライトとの結晶整合性が低下した
ためと推定される。

【００２４】０．３≦Ａｌ／Ｏ≦１．５の範囲にある鋼
の電解抽出残さ中の酸化物の結晶構造をＸ線回折により
同定した結果、ＭｎＡｌ₂Ｏ₄に非常に近い回折線を得
た。ＭｎＡｌ₂Ｏ₄はフェライトとの結晶整合性がよく溶
接金属中でアシキュラーフェライトを核生成させる酸化
物の一つとして注目されている。

【００２５】（ｂ）上記酸化物の量はＯ含有率に依存し
ており、十分な組織改善効果を得るためにはＯが０．０
０２％以上必要である。

【００２６】（ｃ）上記（ａ）及び（ｂ）の要件を満た
した鋼においてもＴｉが無添加もしくは含有率が０．０
０５％未満の場合には母材の靭性に劣化が認められ実用
上問題が残る。Ｔｉ無添加の場合、本発明のＡｌ／Ｏの
限定範囲内ではＡｌ、Ｍｎ及びＳｉだけでは鋼中のＯと
十分反応しないため、ＦｅＯ等の不安定な酸化物が生成
し母材靭性を劣化させるものと考えられる。

【００２７】本発明の範囲内でＴｉを含有した鋼の電解
抽出残さ中の酸化物についてのＸ線回折線には、ＭｎＡ
ｌ₂Ｏ₄ に非常に近い回折ピークが得られ、ＴｉＯ₂、
Ｔｉ₂Ｏ₃ 等のＴｉ酸化物のピークは得られなかった。
以上の結果より本発明に係る鋼中の酸化物は主にＭｎＡ
ｌ₂Ｏ₄であり、この中のＭｎもしくはＡｌの一部をＴｉ
が置換した状態で存在すると推定される。

【００２８】（ｄ）さらに、Ｏ（酸素）：０．００２％
以上かつ０．３≦Ａｌ／Ｏ≦１．５を満たすＴｉ含有鋼
のＨＡＺ靭性に及ぼすＢ添加の影響について検討した。
その結果、Ｂ含有鋼では１４００℃以上に加熱される粗
粒域ＨＡＺの靭性が著しく改善されるが、１１００〜１
３００℃程度に加熱される亜粗粒域ＨＡＺにおいて急激
な靭性劣化が生じる。一方、Ｂ無添加鋼では亜粗粒域Ｈ
ＡＺの靭性劣化は解消されるが、粗粒域ＨＡＺの靭性改
善効果がＢ含有鋼に比べて小さいことが判明した。

【００２９】これら鋼の溶接継手部ＨＡＺの組織観察の
結果、つぎの事項が明かとなった。

【００３０】Ｂ含有鋼の粗粒域ＨＡＺではＢによる粒
界からのフェライト生成の抑制が粒内フェライトの生成
促進に効果的である。

【００３１】亜粗粒域ＨＡＺでは旧オーステナイト粒
径が小さいため粒内フェライト生成による靭性改善効果
が少なく、固溶Ｂはむしろ組織を硬化させ靭性を劣化さ
せる。

【００３２】一方、Ｂ無添加鋼では粗粒域ＨＡＺにお
いて粒界からフェライトサイドプレートが生成し靭性に
悪影響を及ぼすが、亜粗粒域においては微細な粒界フェ
ライトとベイナイトの混合組織となり靭性が向上する。

【００３３】（ｅ）以上の結果は、ＨＡＺ全域において
靭性を改善するには粗粒域ＨＡＺでは固溶Ｂが存在し、
亜粗粒域ＨＡＺでは固溶Ｂが存在しないようにできれ
ば、全領域にわたって良好な靭性が得られることを示唆
している。

【００３４】Ｂは粒界偏析元素であると同時にＡｌ、Ｔ
ｉに次ぐ強力な窒化物形成元素である。溶接熱を受けた
とき冷却時に、亜粗粒域ＨＡＺでは窒化物ＢＮを形成
し、粗粒域では固溶Ｂとして存在するＢとＮの組み合わ
せがあれば、好ましい結果が得られるはずである。

【００３５】そこで種々のＢ及びＮの鋼を作製し、組織
と靭性を調査した結果、Ｂを０．０００３〜０．００３
％、Ｎを０．００３〜０．００８％とした場合にＨＡＺ
全域にわたって組織及び靭性が改善されることを見いだ
した。

【００３６】本発明は、上記の事項を組み合わせること
によって完成されたものである。

【００３７】

【発明の実施の形態】つぎに本発明を上記の範囲に限定
した理由について説明する。

【００３８】１．化学組成 本発明の合金元素を限定した理由は下記の通りである。
以後の説明において「％」は、「重量％」を表示するも
のとする。

【００３９】Ｃ：Ｃは強度確保のために添加される。
０．０３％未満では強度確保が十分ではない。しかし、
過剰に含むと溶接熱影響部にマルテンサイトや擬似パー
ライト（パーライト中の層状セメンタイトが層状から崩
れた組織）を生成してＨＡＺ靭性を劣化させるとともに
母材の靭性及び溶接性を劣化させる。そこで、上限を
０．１５％とする。

【００４０】Ｓｉ：Ｓｉは溶鋼の脱酸に有効な元素であ
り、粒内フェライトの生成核となる酸化物を構成する重
要な元素である。このため鋼中に０．０５％以上が必要
である。一方、Ｓｉはセメンタイト中に固溶しないた
め、過剰に含むと未変態オーステナイトがフェライトと
セメンタイトに分解するのを阻害し、微細な硬化組織で
ある島状マルテンサイトの生成を助長しＨＡＺ靭性を劣
化させる。このためその上限を０．５％とする。

【００４１】Ｍｎ：Ｍｎは溶鋼の脱酸に有効な元素であ
り、本発明においてはフェライト生成核となる酸化物の
構成元素としても必須の元素である。また、強度靭性の
確保にも有効な元素である。このため、０．６％以上は
必要である。しかし、過剰な含有は焼入性を過大にして
溶接低温割れ性及びＨＡＺ靭性を劣化させるため、２％
を超えるべきでない。

【００４２】Ｐ：Ｐは不可避的に含有される不純物元素
であり、粒界に偏析してＨＡＺにおける粒界割れの原因
となる。このため、Ｐは低いほど好ましいが、経済的観
点を考慮して許容される範囲の０．０３％以下とする。
さらに、母材及びＨＡＺの靭性を向上させ、スラブ中心
偏析も低減するには、０．０１％以下とすることが望ま
しい。

【００４３】Ｓ：ＳもＰと同様に鋼に不可避的に含有さ
れる不純物元素である。Ｓが多量に存在する場合、Ｍｎ
Ｓ等の溶接割れ起点となる析出物を形成する。このため
Ｓは低いほど好ましいが、経済性を考慮して許容できる
範囲の０．０３％以下とする。さらに母材及びＨＡＺの
靭性を向上させ並びにスラブ中心偏析も低減するには、
０．０１％以下とすることが望ましい。

【００４４】Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として必要な元素であ
り、また本発明においてはフェライト生成核となる酸化
物の構成元素としても必須である。このため０．００１
％以上は必要であるが、後述する酸素量の上限値及びＡ
ｌ／Ｏの制限も考慮して０．００９％以下とする。

【００４５】Ｔｉ：ＴｉはＦｅＯ等の不安定な酸化物の
生成を抑制するために添加される。このため０．００５
％以上は必要である。しかし、過剰なＴｉは粗大なＴｉ
Ｃの析出を招きＨＡＺ及び母材の靭性に著しく有害であ
るため上限を０．０２％とする。

【００４６】Ｎ：本発明において、適切な範囲のＮはＨ
ＡＺ亜粗粒域においてＢＮを形成し固溶Ｂを低減するた
めに必須である。ＨＡＺ亜粗粒域においてＢＮを安定し
て生成するにはＮは０．００３％以上が必要である。し
かし、０．００８％を超える過剰なＮは固溶Ｎの増加に
よるＨＡＺ全体にわたって一定の靭性の低下を生ずるた
め０．００８％を超えるべきではない。

【００４７】Ｏ（酸素）：Ｏはフェライト生成核となる
酸化物生成のために最低０．００２％は必要である。し
かし、０．００６％を超えて過剰にＯが存在する場合に
は母材靭性及び伸び絞り等の延性に悪影響を及ぼすため
上限を０．００６％とする。

【００４８】Ｂ：Ｂは５００ｋＪ／ｃｍもの超大入熱溶
接でのＨＡＺ粗粒域の粒界フェライト生成抑制のため必
須の元素であり、その効果を得るための下限値は０．０
００３％である。一方、過剰になると過度の焼入性上昇
をもたらし特に小入熱溶接時の耐溶接低温割れ性を劣化
させるので、上限を０．００３％とする。

【００４９】Ａｌ／Ｏ（酸素）：Ａｌは非常に強力な脱
酸剤であるためＡｌが酸素に対して著しく過剰になり、
Ａｌ／Ｏが１．５を超えて存在すると鋼中の酸化物はそ
の大部分がＡｌ酸化物となる。このようなＡｌ酸化物は
フェライト生成核としての機能を有しないのでＡｌ／Ｏ
は１．５以下とする。

【００５０】また、Ａｌが酸素に対して著しく不足し、
Ａｌ／Ｏが０．３未満となる場合には、たとえＡｌ以外
の脱酸剤であるＭｎ、Ｓｉ及びＴｉが添加されていて
も、ＦｅＯ等の不安定な酸化物の残留に起因すると推測
される母材靭性及び延性の劣化が生じるのでＡｌ／Ｏは
０．３以上とする。

【００５１】上記した元素を含む鋼に対して、さらに強
度や靭性等を向上させたい場合には下記の元素を所定の
範囲に、また下記の元素に限らずその他の元素について
も一層の性能向上のために含ませることができる。

【００５２】Ｃｕ：Ｃｕは、母材の強度を高めるのに有
効なので高強度鋼とする場合には添加する。０．２％未
満では明確な効果が得られないので含有させる場合には
０．２％以上とすることが望ましい。一方、１．５％を
超えると鋳片の表面性状を劣化させ表面手入れ費用が無
視できなくなるので１．５％以下とすることが望まし
い。

【００５３】Ｎｉ：Ｎｉは鋼中に固溶して靭性を高め、
かつ焼入性を向上させることにより強度を高めるので低
温環境で使用する高強度鋼の場合には添加する。高強度
鋼の場合、０．２％未満では靭性の向上が期待できない
ので、含ませる場合には０．２％以上とすることが望ま
しい。一方、３％を超えると焼入性が過剰になりＨＡＺ
靭性がかえって劣化するので３％以下とするのがよい。

【００５４】Ｃｒ：Ｃｒは安価に焼入性を高めることが
できるので、高強度鋼とする場合には添加する。０．０
５％未満では焼入性向上効果が明確に現れないので、含
ませる場合には０．０５％以上とすることが望ましい。
一方、１％を超えるとＨＡＺ靭性がかえって劣化するの
で１％以下とするのがよい。

【００５５】Ｍｏ：Ｍｏは焼入性と焼戻し軟化抵抗を高
め強度を向上させるので、より一層強度を高める場合に
は添加する。０．０５％未満では焼戻し軟化抵抗をそれ
ほど期待できないので、焼戻し軟化抵抗も併せて得る場
合には０．０５％以上とすることが望ましい。一方、１
％を超えるとＨＡＺの靭性低下大きくなるので１％以下
とすることが望ましい。

【００５６】Ｖ：Ｖは炭窒化物を析出することにより焼
戻し軟化抵抗を高め強度を向上させるので、強度を一層
高める場合に添加する。０．０２％未満では焼戻し軟化
抵抗が明確に現れないので、含ませる場合には０．０２
％以上とすることが望ましい。一方、０．２％を超えて
過剰になると母材靭性の低下が大きくなるので０．２％
以下とするのがよい。

【００５７】Ｎｂ：Ｎｂは熱間圧延時の未再結晶温度域
を広げ制御圧延を容易にし、強度及び靭性を向上させる
のに有効である。０．０１％未満では、十分な強度の上
昇が得られないので含有させる場合には０．０１％以上
とすることが望ましい。一方、０．２％を超えるとＨＡ
Ｚ靭性を劣化させるので０．２％以下とすることが望ま
しい。

【００５８】上記した任意元素以外にも、任意元素を添
加しても本発明の効果は減縮されることはない。

【００５９】２．製造方法 上記の組成範囲内にある鋼を転炉又は電気炉で溶製し、
所定の酸化物が凝固時に均一に分散するようにする。そ
のためには精錬にあたって、精錬初期にＡｌ脱酸を大部
分進行させることは避けることが望ましい。Ａｌ以外の
組成の調整をＭｎ及びＳｉ等と共に行い、さらにＴｉ等
により脱酸が進行した後、出鋼直前にＡｌを微量溶鋼中
に投入し、得られた溶鋼を鋳造することが望ましい。

【００６０】鋳造にあたっては、連続鋳造またはインゴ
ット鋳造を行うが、凝固速度の点から連続鋳造のほうが
好ましい。また、インゴット鋳造の場合は鋼板に圧延す
る前に分塊圧延により鋼片（スラブ）を製造する工程を
余分に通さなければならず、歩留まりも低下する。

【００６１】凝固時に酸化物が均一分散するように、凝
固時の鋼の短辺を５００ｍｍ以下とする。短辺が５００
ｍｍを超えると凝固速度が遅くなり、酸化物の均一分散
が得られずＨＡＺ靭性、とくに亜粗粒域の靭性が劣化す
る。短辺の下限は特に設ける必要はないが、生産能率の
点から５０ｍｍ程度以上とすることが望ましい。

【００６２】その後、熱間圧延を施し所定の厚みの鋼鈑
を製造する。

【００６３】熱間圧延の製造条件については現在公知に
なっている制御圧延、加速冷却、直接焼入れ焼戻し等の
種々の技術を適用してもＨＡＺの性質になんら悪影響を
及ぼさない。また母材の機械的特質を向上させるため
に、熱間圧延後適当な熱処理を施してもＨＡＺの性質に
なんら悪影響を及ぼすものではない。

【００６４】なお、本発明において鋼片の再加熱は必ず
しも実施する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイレ
クト圧延を行っても本発明の特徴を損なうものではな
い。

【００６５】

【実施例】

＜実施例 １＞５００ｋＪ／ｃｍもの超大入熱溶接の試
験には広い面積の鋼板を必要とするので、実験室での実
施である〈実施例 １〉においては一定入熱以下の溶接
に限定した検討を行った。しかし、後記する入熱１５０
ｋＪ／ｃｍという入熱は、大入熱溶接と称して全く差し
支えない範囲のものである。

【００６６】表１は本発明の実施に用いた鋼の化学組成
を示す一覧表である。これらの組成の鋼を１５０ｋｇ真
空溶解炉にて溶製し、得られた鋼片をそれぞれ１１００
℃に加熱後、熱間圧延により３５ｍｍの厚鋼鈑に８００
℃を超える温度で圧延後、８００℃から加速冷却を施し
て製造した。

【００６７】

【表１】

【００６８】この厚鋼板から、JIS Z 2201 4号試験片
及び JIS Z2202 4号試験片を板厚１／４ｔから採取し
て、引張試験及びシャルピー衝撃試験を行い母材性能を
評価した。溶接性の評価は、１１ｍｍ×１１ｍｍ×６０
ｍｍの再現熱サイクル付与試験片を１／４ｔから採取し
て下記に示す再現ＨＡＺ１及び再現ＨＡＺ２の熱サイク
ルを施した。

【００６９】再現ＨＡＺ１： 溶接入熱１５０ｋＪ／ｃ
ｍでの粗粒域ＨＡＺの溶接熱サイクルに相当する最高加
熱温度１４５０℃、８００〜５００℃の冷却時間が９０
秒の熱サイクルを与えた。

【００７０】再現ＨＡＺ２： 溶接入熱１５０ｋＪ／ｃ
ｍでの亜粗粒域ＨＡＺの溶接熱サイクルに相当する最高
加熱温度１２００℃、８００〜５００℃の冷却時間が９
０秒の熱サイクルを与えた。

【００７１】これらの熱サイクルを付与した試験片を２
ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片（JIS Z 2202 4号）
に加工した。

【００７２】表２は、母材及び再現ＨＡＺについての試
験結果を示す一覧表である。

【００７３】

【表２】

【００７４】鋼Ｂ１はＡｌが不足しているためＦｅＯ等
の生成が原因と思われる母材靭性の劣化を生じる。また
同時に、Ａｌ／Ｏが本発明の範囲外となるため所望の酸
化物が得られない。このため、十分な微細化がなされず
粗粒域ＨＡＺの靭性が劣化する。

【００７５】鋼Ｂ２はＡｌ／Ｏが本発明の範囲を逸脱し
ているため所望の酸化物が得られず粗粒域ＨＡＺ靭性が
低下する。

【００７６】鋼Ｂ３はＮ量不足のため、亜粗粒域ＨＡＺ
において固溶Ｂを生じている。このため亜粗粒域ＨＡＺ
の靭性に劣化が認められる。

【００７７】鋼Ｂ４はＮ量が過剰であるため、固溶Ｎの
増加及び粗粒域ＨＡＺにおける固溶Ｂの不足が生じ靭性
が劣化している。

【００７８】鋼Ｂ５はＢが不足しているため粗粒域ＨＡ
Ｚにおいてフェライトサイドプレートが生じるため、他
のＢ添加鋼に比べて粗粒域ＨＡＺの靭性が劣る。

【００７９】鋼Ｂ６はＢを過剰に含むために焼入性が過
度に上昇し粗粒域ＨＡＺ、亜粗粒域ＨＡＺともに靭性の
劣化が認められる。

【００８０】鋼Ｂ７は酸素が不足している。このため酸
化物が不足し粗粒域ＨＡＺにおける組織微細化作用が十
分に得られないため粗粒域ＨＡＺが十分に改善されな
い。

【００８１】鋼Ｂ８は酸素が過剰であり母材、粗粒域Ｈ
ＡＺ及び亜粗粒域ＨＡＺのすべてに靭性の劣化が認めら
れる。

【００８２】鋼Ａ８〜Ａ１３は強度及び靭性改善のため
にＶ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＣｕを含有する鋼に
ついての実施例である。これらの強度向上元素の作用に
より母材強度が向上しながら、再現ＨＡＺの靭性は非常
に良好である。これに対して本発明の範囲内にない鋼
は、粗粒域ＨＡＺ、亜粗粒域ＨＡＺあるいは母材のいず
れかにおいて靭性の劣化が生じている。

【００８３】＜実施例 ２＞表３は実施例２に用いた鋼
の化学組成を示す一覧表である。同表に示す組成の鋼を
２５０トン転炉にて溶製し、連続鋳造法にて短辺２５０
ｍｍのスラブとした。

【００８４】

【表３】

【００８５】表４は、これらスラブに対して行った板厚
５０ｍｍの厚鋼板の製造条件及び後記する試験結果を示
す一覧表である。

【００８６】

【表４】

【００８７】得られた鋼鈑を用いて入熱量１００ＫＪ／
ｃｍ及び５００ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接を行
い継手を作製し、シャルピー衝撃試験を実施した。シャ
ルピー試験にあたってはノッチ位置をボンド位置（ノッ
チ部において溶接金属と母材を１：１に含む位置）及び
溶融線から２ｍｍの位置とした。

【００８８】鋼Ｂ９はＮが不足しているため溶融線より
離れた位置（ＨＡＺ２ｍｍ）において靭性が低下する。
一方、鋼Ｂ１０ではＢが不足しているため溶融線近傍
（Ｂｏｎｄ）において十分な組織改善がなされずボンド
位置において靭性が劣化する。また鋼Ｂ１０ではＢ不足
による焼入性低下のため５００ｋＪ／ｃｍのＨＡＺ２ｍ
ｍにおいても本発明鋼に比べて低靭性である。

【００８９】これらの比較例に対して本発明例（鋼Ａ１
４〜Ａ１６）では１００ｋＪ／ｃｍ及び５００ｋＪ／ｃ
ｍいずれの入熱の継手においてもボンド位置、ＨＡＺ２
ｍｍ位置において高い靭性を示す。

【００９０】

【発明の効果】本発明により、５００ｋＪ／ｃｍという
超大入熱の溶接を行っても溶接部の全領域において良好
な靭性を確保する高張力鋼及びその製造方法を提供する
ことができる。これは溶接構造物の安全性の向上ならび
に溶接構造物の製造における施工能率の大幅な向上をも
たらし、関連産業への効果は非常に大きい。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓ
   ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２％、Ｐ：
   ０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００
   １〜０．００９％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
   Ｎ：０．００３〜０．００８％、Ｏ（酸素）：０．００
   ２〜０．００６％、及びＢ：０．０００３〜０．００３
   ％を含み、かつ、０．３≦Ａｌ／Ｏ（酸素）≦１．５、
   を満たす鋼からなることを特徴とする大入熱溶接用高張
   力鋼。
2. 【請求項２】短辺が５００ｍｍ以下の鋳片に対して、熱
   間圧延時に制御圧延を行った後に加速冷却若しくは直接
   焼入れ焼戻しを施すか、又は熱間圧延を行った後に熱処
   理を施すことを特徴とする請求項１に記載する大入熱溶
   接用高張力鋼の製造方法。