JPS6393845A - 溶接部のｃｏｄ特性の優れた高張力鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は溶接部のＣＯＤ　（Ｃｒａｃｋ　Ｏｐｅｎｉｎ
ｇ　Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎ　ｔ）特性に優れた引張り
強さが８０にｇｆ／ｌｘ”以上の高張力鋼にかかわるも
のである。

〔従来の技術〕

近年、海底石油資源の開発が活発に進められ、開発海域
も寒冷海域へと発展しつつある。それにつれて設置され
る海洋構造物も大型化し、使用鋼材は高強度化する傾向
にある。また低温で使用されることと併せて、通常溶接
施工により建造される構造物の安全性が益々重要視され
るようになってきた。

従来、構造物の安全性を決定する溶接部の靭性はシャル
ピー試験によって評価してきたが、近年ではＢ５５７６
２規格にあうようにＣＯＤ試験によって評価されるよう
になってきた。

ＣＯＤ試験は直接構造物の設計に使用できる破壊靭性値
が測定できるのみならず、従来シャルピー試験では検出
できなかったミクロ的な脆化をも検出できるという利点
を持っているので、安全性評価試験として定着しつつあ
る。

ＣＯＤ試験は材料のミクロ的な脆化を敏感に反映するの
で、高いＣＯＤ値を安定して示す鋼材の開発はかなり困
難であったが、最近ようやく引張り強さが５０Ｋｇｆ／
ｆｉ”程度の高張力鋼においては、優れたＣＯＤ特性を
示す鋼材の製造が可能になりつつある。又、引張り強さ
が６０Ｋｇｆ／ｍ”程度までなら原理的には５０Ｋｇｆ
／ｍ”級鋼と同様の手段により、ＣＯＤ特性の確保が可
能と考えられる。

さらに高強度の！ＦＩ賞型張力鋼については、現在ＣＯ
Ｄ特性を改善するための技術がいくらかは開発されつつ
あるが（例えば特開昭５７−９８５４）、引張り強さが
８０〜１００Ｋｇｆ／簡２以上となる超高張力鋼になる
と、はとんど検討されていないのが現状である。

特にこの程度の高張力網では、ＣＯＤ特性の支配要因が
５０〜６０Ｋｇｆ／ｍ重８Ｗ４のそれとは全く異なるの
で、従来技術の延長上にその解決策を見出すことは不可
能である。

〔発明が解決しようとする問題点〕 本発明は溶接入熱が１〜６にｊ／ｍ程度の範囲で溶接さ
れる多Ｆｌ盛溶接継手のＣＯＤ特性の優れた引張り強さ
が８０Ｋｇｆ／ｆｌ”以上の鋼材を提供することを目的
としている。

【問題点を解決するための手段〕

材料の靭性が劣ると、ＣＯＤ試験において早期に脆性破
壊するため、当然安全性を保証できるような十分高い限
界ＣＯＤ値（以下、δＣと称する。

）を得ることができないので、溶接継手のＣＯＤ特性を
改善するためには溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ部と称す
る。）全体が優れた靭性を示す組襟とする必要がある。

引張り強さが８０Ｋｇｆ／ｍ”以上となる高強度材のＨ
ＡＺ部で最も靭性が劣化するのは、溶接ポンド部近傍の
高温に加熱された粗粒部が、後続ビードの熱によりＡＣ
３変態点直上の約９００〜１ＯＯＯ℃に再加熱された領
域（以下、粗粒＋Ａｃ３Ｓｉ域と称する。）である。

この領域の靭性を改善し、従ってＨＡＺ部全体が優れた
靭性を示すようにするには、その領域の組織を上部ベイ
ナイト主体組織から、下部ベイナイト及びマルテンサイ
ト主体組織にすることを目的とした成分設計を行う必要
があることが判明した。

このような対策により靭性が向上すると、ＣＯＤ試験に
おいて材料は最後まで延性破壊するか、あるいは荷重−
クリップゲージ変位曲線で見て、最大荷重点を過ぎて荷
重低下が生じた後に、脆性破壊するようになる（以下、
これらのような破壊様式をｍ値破断と称する。）。

これらの破壊様式におけるδＣの値は、最大荷重点にお
ける見かけのＣＯＤ値で定義されることが一触的である
（以下、このようなｍ値破断でのδＣをδｍと称する。

）。

引張り強さが５０〜６０Ｋｇｆ／ｗ”　の鋼ではｍ値破
断すれば、その時の限界ＣＯＤ値、δｍは十分高い値を
示すので、このクラスの鋼ではＣＯＤ保証のためには靭
性改善のみを図れば足りる。所が、本発明の対象として
いる引張り強さが８０Ｋｇｆ／龍：以上の高強度鋼の場
合は、ＣＯＤ保証のためにはやはり靭性改善が前提とな
るが、十分靭性を高くしてｍ値破断させたとしてもδｍ
の値が必ずしも十分高い（！！（例えば、通常要求され
る限界ＣＯＤ値レベルの０．２〜０．２５ｎ程度に比べ
て）とはならないことが判明した。

そこで本発明者らは靭性改善の方法とともにδｍ向上対
策を検討し、その知見をもとに溶接継手ＣＯＤ特性の優
れた引張り強さが８０Ｋｇｆ／ｍ”以上の高張力鋼を発
明した。

以下、本発明の要旨を靭性改善方法とδｍ向上方法に分
けて、実験結果に基づいて詳細に説明する。

先ず、靭性改善のためには、粗粒＋Ａ　Ｃ！　領域のｍ
ｍ中の上部ベイナイトの割合を極力少なくする必要があ
る。これは上部ベイナイト組織が多いと、靭性に有害な
島状マルテンサイト量が増加し、その大きさも粗大化す
ることが主な要因である。

引張り強さが８０Ｋｇｆ／ａｍ”以上の鋼は、母材強度
を確保するという目的からある一定量以上の合金を含有
せしめる必要があるので、基本的にはかなり焼入性の高
い成分系となる。

従って、粗粒＋Ａ　Ｃ３８１域の組織中の上部ベイナイ
トの生成を抑制するためには、さらに合金含有量を高め
て焼入性を上げることにより、下部ベイナイトあるいは
マルテンサイト主体組織にする方が、焼入性を落として
フェライト＋パーライト組織にするより実用的である。

そこで本発明者らは再現熱サイクル試験により、粗粒＋
Ａ　ｃ　３　領域に相当する熱サイクル条件における上
部ベイナイト生成抑制条件を検討した。

第１表に示す化学成分の鋼を３０に、真空溶解炉で溶製
し、熱間圧延後、焼入れ、焼戻しを施した素材に、第２
図に示す再現熱サイクル試験を行った。粗粒＋Ａ　ｃ　
ｓ　８ｉ域をシミュレートするため、１回目の最高加熱
温度を１４００℃、２回目の最高加熱温度を９００℃と
した２回熱サイクル試験を行った。

冷却パターンは実際の多層盛サブマージド（ＳＡＷ）溶
接をシミュートし、溶接入熱の大きい方を想定して、８
００℃から５００℃までの冷却時間を４０秒とした。

このように多層盛溶接としては、入熱量の大きい側の冷
却時間を選んだのは、冷却時間の大きい方が上部ベイナ
イト生成を抑制することがより困難であり、この条件で
上部へイナイト抑制が可能ならば、この条件より小入熱
側では問題がないと考えたからである。

このような熱サンクル試験を行った素材より、ｔｘｕ片
（ＪＩさ一１０鶴、幅−２０１、スパン−８０龍、疲労
ノツチ部を含めた全ノツチ長さ一約ｉｏａｍ）を作製し
、ＣＯＤ試験を一３０℃で行った。

ＣＯＤ試験温度を一３０℃としたのは、現在一般的には
ＣＯＤ試験は一１０℃程度を要求されることが多いが、
本検討では小型試験であることを考慮して、実際の板厚
として５０％ｍ程度の板厚の一１０℃における試験に相
当させるべく、板厚の小さい分を温度で補正することを
意図したためである。

試験結果を光学顕微鏡組織と対応させてみた結果、第３
図に示すように、鋼の化学成分と再現熱サイクル材の光
学顕微鏡組織中の゛上部ベイナイト量との間には一定の
関係があり、以下の式で示されるパラメターＸを用いれ
ば、粗粒＋Ａ　ｃ　３６５域の上部ベイナイト量を、は
ぼ一義的に決定し得ることが判明した。

ｘ＝０．３２ｘｂｘ　（Ｃ（％））　””　Ｘ　（１＋
０．６４ＸＳｉ（％））Ｘ　（１＋４．１０ＸＭｎ（％
）〕×（１＋０．２７Ｘ　Ｃｕ　（％））　Ｘ　（１＋
０．５２ｘ　Ｎ　ｉ（％））　ｘ　（１＋２．３３ｘ　
Ｃｒ　（％））　Ｘ　（１＋３．１４　Ｘ　Ｍ　ｏ　（
％）〕 但し、ｂの値はＮ含有量が３０ＰＰｍ未満の場合１．３
とし、３０ＰＰｍ以上の場合は１とする。

また、第４図には上部ベイナイト量と一３０℃における
δＣとの関係を示すが、ｍ値破断すれば靭性は改善され
たと見なすと、この図より上部ベイナイト量はおよそ１
０％以下にする必要があることが分かる。

従って、優れた靭性を得るためには、第３図からパラメ
ターＸがＸ≧１２を満足する必要があることが分かる。

但し、パラメターＸに関連する各元素の含有範囲は、そ
れぞれ以下に列挙するような理由により限定される。

Ｃは母材強度確保のためには０．０２％以上必要である
が、後述するようにδｍ向上のためには、０．０８％以
下にする必要があるので、０．２〜０．０８％の範囲と
した。

Ｓｉは島状マルテンサイトを作り易くする元素で、０．
５０％超では母材靭性に問題があり、一方、０．０５％
未満では脱酸が不十分となり、鋼材の内部欠陥を増加せ
しめるため、０．０５〜０．５０％の範囲とした。

Ｍｎは０．ＳＯ％未満では母材の強度、靭性確保に問題
があり、３．０％超では焼きもどし脆化が顕著となるた
め、０．５０〜３．０％の範囲とした。

（ｕは析出強化により母材強度を確保するため、０．６
０％以上必要であるが、２．０％超では焼きもどし脆化
やＳＲ脆化感受性が急激に大となるため、０．６０〜２
．０％の範囲とした。

ＮｉはパラメターＸの効果を介した靭性改善効果の他に
、マトリックス自体の靭性を改善する効果があるが、そ
のためには０．５０％以上含有せしめる必要がある。し
かし、Ｎｔは高価であるのと、１０．０％超では微量元
素による靭性劣化の感受性を高めるので、０．ＳＯ〜１
０．０％の範囲とした。

ＢはパラメターＸの式中のｂの値として組織改善に寄与
するが、この効果を得るためには０．０００３％以上含
有せしめる必要がある。また、０．００３０％超では独
自に靭性に悪影響を及ぼすようになるので、０．０００
３％〜０．００３０％の範囲とした。

Ｃ「とＭｏはどちらも焼入性、強度上昇に対する効果が
ほぼ同様であるので、どちらか１種又は両者とも含有可
能である。いずれも０．０１％未満では含有せしめても
組織改善効果が明確でなく、又、１．５０％超になると
、析出脆化が顕著となるので、０．０１〜０．５０％の
範囲とした。

次に、δｍの向上方法について述べる０種々の強度レベ
ルの鋼で、ｍ値破断したものを比較検討したところ、は
ぼ、ＨＡＺ部の硬さが高いものほどδｍが低下すること
が分った。

これは硬さが高いものほど延性亀裂の発生、伝播が容易
になることが第１の原因であるが、硬いことに加えてＭ
ｎＳなどの伸長した介在物が多く存在するような場合に
はさらにδｍは低下し得る。

ＨＡＺ部の硬さを低下させるだけなら、例えば炭素等量
を下げることにより可能であるが、それではパラメター
Ｘの値が同時に低下し、本発明で対象としている高強度
鋼では逆に靭性劣化を招くことになる。

従って、単に硬さを下げるのではなく、パラメターＸ≧
１２という条件を保持しつつ、ＨＡＺ硬さを下げるよな
対策をとることが靭性を向上させ、即ちｍ値破断させて
、かつその時のＣＯＤ値の絶対価（δｍ）も十分高い値
を確保するために必要である。

パラメターＸ≧１２の条件は上部ベイナイトがほとんど
生成しない領域、即ち下部ベイナイト−マルテンサイト
主体＆ｌ￥！ａの領域である。このような組織形態を保
持しつつ、硬さを下げるにはＣ量の低下が最も有効と考
えられる。

即ち、Ｃ量を下げた場合はパラメターＸを１２以上で一
定になるように、他の元素含有量を適宜調整すれば組織
は一定となるから、Ｃ量が減少した分、カーバイド量や
固ｉ８Ｃ量が減少して、強度低下が期待できる。

逆に他の元素量を下げてかわりにＣ量を上げた場合は、
組織一定の条件下ではかえって硬さの上昇を招き、好ま
しくない、また、Ｃ量一定で他の元素の含有量のみ調整
しても、本質的な強度低下は期待できない、そこで、ど
の程度のＣ含有量がδｍｆＩ！！保の上で適切であるか
を以下のような実験により検討した。

実験は再現熱サイクル試験により行った。サイクル数、
最高加熱温度は第２図と同様で、１４００℃と９００℃
の２回熱サイクルである。但し、８００から５００℃ま
での冷却時間はδｍが硬いものほど低下する傾向にある
ことを考慮して、小人熱側をシミユレートした条件とし
て２０秒を選んだ。

供試鋼の具体的な化学成分は省略するが、第１表の鋼種
ＫをベースとしてＣ量を０．０１５〜０．１６％の範囲
で変化させ、Ｃ量が変化した分、主としてＮｉｓ　Ｃｕ
ｓ　Ｃｒ、Ｍｏ１ｌを調節してパラメターＸの値が１３
〜１５の範囲に収まるようにした。ＣＯＤ試験は前述の
方法と全く同しである。

結果は第１図に示す通りである。いずれの鋼種もＸ≧１
２の条件を満足しているので、全てｍ値破断している。

明らかにＣ量が増加するにつれてδｍは急激に低下する
。必要なδｍの絶対値については厳密には破壊力学的検
討が必要であるが、現在一般的にＣＯＤの要求値として
設計側から求められるδｃ＝０．２〜０．２５鶴程度を
満足するためには、Ｃ量は０．０８％以下にする必要が
あることが第１図より分かる。

この検討結果は板厚が１０ｍで、リガメントサイズ（試
験片幅−初期ノソチ長さ）も約１０鶴の小型試験による
ものであるが、実際の高張力鋼製品は板厚がほとんどこ
れより大きく、ＣＯＤ試験片のリガメントサイズも本実
験におけるより大きくなり、その分、得られるδｍはサ
イズ効果で大きくなると考えられる。

従って、今回の検討結果は試験片サイズの観点からは安
全側の評価となっているので、Ｃ量を本発明の範囲内と
すれば実際の溶接継手の実厚のＣＯＤ試験では、δｍは
０．２５ｍより十分高い値が得られるはずである。

以上の検討より、Ｃ量の上限はδｍ　’ｆｒｌｉ保の点
から限定されるものである。一方、下限を０．０２％と
したのはＨＡＺ靭性あるいはδｍからの要求ではなし母
材強度確保の目的のためである。

δｍの向上にはｃｌの限定が最も重要な意味を持つが、
これに加えてＳ量の限定や、Ｃ３％　ＲＥＭの添加も考
慮する必要がある。即ち、δｍの変化は延性亀裂の発生
、伝播特性と直接結び付いているので、それに大きな影
響を及ぼす介在物、特に伸長したＭｎＳの減少、及び形
態制御を行うことがδｍ向上に有効となる。

ＳＩはＭ　ｎ　Ｓ量を減らしてδｍ低下を防止するため
にはｏ、ｏｏｓ％以下にする必要がある。ＣａとＲＥＭ
はＭｎＳの形態制御に対してほぼ同等の効果を有するの
で、どちらか１種又は２種とも含有せしめることが可能
であるが、Ｃａ＋ＲＥＶが０．００３％未満では形態制
御が不十分であり、一方、Ｃａ＋ＲＥＭＩＪ＜０．０２
％超では粗大介在物を形成しやす（、それ自体が脆性破
壊の起点になり、靭性を劣化させるので、Ｃａ　＋ＲＥ
Ｍ−０，００３〜０．０２％の範囲とした。

溶接ボンド部は非常な高温にさらされるため、熱間圧延
で伸長したＭｎＳも再固溶して冷却時に微細に再析出す
るので、δｍに対する伸長介在物の影響は相対的に小さ
く、この領域のみに関しては必ずしも（ａ、ＲＥＶによ
る介在物の形態制御は大きな効果を示さないかもしれな
いが、母材や母材に近いＨＡＺ部ではＭｎＳは圧延時の
形態を保持するので、この領域では　Ｃａ、ＲＥＶによ
る介在物の形態制御はδｍ向上に有効である。

実継手では再現熱サイクル試験と異なり、溶接ボンド部
のノツチといえども、ノンチ底には種々の組織が混在す
る可能性が高いので、Ｃａ、ＲＥＭによる介在物の形態
制御を施す意味は大きい。

最後に、今までに述べたちの以外の成分の限定理由を述
べる。

先ず、Ｐは高強度鋼においては、溶接部粗粒域の粒界破
壊を生じやすくするため、０．０１０％以下とした。

Ａｆは鋼材の内部欠陥を防止するための十分な脱酸を行
うため０．０１０％以上、含有せしめる必要があり、０
．１０％を越えると靭性に有害となるので上限を０．１
０％とした。

Ｎは島状マルテンサイトの生成を助長し、また分解を阻
害する元素であり、Ｎがｏ、ｏｏｓｏ％超では靭性を著
しく低下せしめるため、上限をｏ、。

０５０％とした。

また本発明はδｍ向上のためにＣＩを低く抑えることが
その特徴の一つであるが、その分、母材強度が確保でき
なくなる懸念があるので、母材強度上昇をＮｂ、Ｖ添加
により図っている。

両者とも析出強化により母材強度を上昇せしめ、はぼ同
等の効果を有するので、どちらか１種又は２種とも含有
することが可能であるが、Ｎｂ＋Ｖが０．０１０％未満
では強度上昇の効果が明確でな（、逆に０．１０％超で
は析出脆化が顕著となるのでＮｂ＋Ｖ−０，０１０〜（
１，１０％の範囲とした。

以上が本発明の基本成分系であるが、本発明においては
この外にＴｉをｏ、ｏｏｓ〜０．０１５％の範囲で含有
させることができる。即ち、Ｔｉはオーステナイトの細
粒化やＮの固定を通して母材の強度、靭性を同上するこ
とが可能であるので、母材に対する要求特性に応じてＴ
ｉを含有せしめる。

但し、ｏ、ｏｏｓ％未満では効果が無く、０．０１５％
超では粗大な析出物を作り易く、靭性を逆に劣化させる
ので、ｏ、ｏｏｓ〜０．０１５％の範囲とした。

〔実施例〕

第２表に患１〜１ｈ１５の本発明鋼と患１６〜隘２５の
比較鋼を対比した結果を示す、いずれも熱間圧延により
板厚５０ｍｍとし、焼き入れ、焼きもどし処理を施して
素材とした。

そして第３表に示す溶接条件及び第５図に示す開先で溶
接継手を作成し、Ｂ５５７６２規格に従って一１０℃で
ＣＯＤ試験を行った。Ｓは母材である。

なお、試験片採取方向はノツチが圧延方向と平行になる
方向（Ｃ方向）とし、またＣＯＤ試験片断面寸法は５０
ｘｌＯＯｗである。ノツチ位置は溶接ボンド部とＨＡＺ
境界の２種類とした。

第２表から判るように、本発明ｑにおいては各成分を限
定すると同時にパラメターＸがＸ≧１２となるようにす
ることによって、溶接ボンド部、ＨＡＺ境界とも非常に
優れたＣＯＤ特性を示し、はとんどがｍ値破断じている
。

パラメターが１２に近い鋼種では一部ｍ値破断していな
いものもあるが、その場合でもδＣとしては高い値を保
つ、そしてｍ値破断時のＣＯＯ値（δｍ）はｃｌを限定
しているので、十分高い値となっている。

一方、比較ｗ４Ｔｈ１６〜魚１８は各成分の限定範囲は
満足しているが、パラメターＸが１２未満のため靭性が
劣り、特に溶接ボンド部で早期に脆性破壊して、非常に
低いＣＯＯ値しか得られない。

また、比較Ｅ！１！ｌ１９〜ｍ２１はパラメターＸの条
件は満足しているが、それぞれ、靭性に影響する元素の
一部が請求範囲を外れているのでやはり靭性が劣化し、
高いＣＯＯ値が得られない。

一方、比較ｔｆ４淘２２〜寛２５はパラメターＸの値は
十分Ｘ≧１２の条件を満足しているのものの、δｍに密
接な影響を及ぼすＣあるいはＳ、Ｃａ。

ＲＥＭが本発明の範囲外のため、ｍ値破断しているが、
δｍが本発明鋼におけるよりかなり低い値となっている
。

従って、以上の実施例から本発明範囲を満足しない場合
は脆性、延性両面とも優れたＣＯＤ特性を持った鋼を得
ることができないことは明白である。

（以下余白、次頁へつづく） 第３表 〔発明の効果〕 以上の実施例からも明らかなように、本発明によれば溶
接部のＣＯＤ特性に優れた引張り強さが８０　Ｋｇｆ／
　鶴”以上の高張力鋼を提供することが可能であり、産
業上の効果は極めて顕著である。

【図面の簡単な説明】

第１図は６ｍとＣｆｉとの関係を示す図表、第２図は再
現熱サイクル試験条件を示す図表、第３図は組織中の上
部ベイナイトの割合とパラメターＸとの関係を示す図表
、第４図はδＣと組織中の上部ベイナイトの割合との関
係を示す図表、第５図は実施例に用いられた開先の寸法
形状を示す標式図である。 代理人　弁理士　茶　野　木　立　夫 ノでラメター　χ 租剖へ中の王制ベイナイトの劣り合　（％）手続補正書
（自発） 昭和６１年１１月１０日

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ　０．０２％〜０．０８％ Ｓｉ０．０５％〜０．５０％ Ｍｎ０．５０％〜３．０％ Ｐ　０．０１０％以下 Ｓ　０．００５％以下 Ａｌ０．０１０％〜０．１０％ Ｎｉ０．５０％〜１０．０％ Ｃｕ０．６０％〜２．０％ Ｂ　０．０００３％〜０．００３０％ Ｎ　０．００５０％以下 で、かつＣｒ、Ｍｏを Ｃｒ０．０１％〜１．５０％ Ｍｏ０．０１％〜１．５０％ の範囲で１種又は２種、 Ｎｂ＋Ｖ＝０．０１０〜０．１０％ の範囲でＮｂ、Ｖの１種又は２種、 Ｃａ＋ＲＥＭ＝０．００３〜０．０２％ の範囲でＣａ、ＲＥＭの１種又は２種を含み、残部鉄及
   び不可避不純物よりなり、かつ以下の式で示されるパラ
   メターｘの値がｘ≧１２であることを特徴とする溶接部
   のＣＯＤ特性の優れた高張力鋼。 ｘ＝０．３２×ｂ×〔Ｃ（％）〕＾１＾／＾２×〔１＋
   ０．６４×Ｓｉ（％）〕×〔１＋４．１０×Ｍｎ（％）
   〕×〔１＋０．２７×Ｃｕ（％）〕×〔１＋０．５２×
   Ｎｉ（％）〕×〔１＋２．３３×Ｃｒ（％）〕×〔１＋
   ３．１４×Ｍｏ（％）〕 但し、ｂの値はＮ含有量が３０ＰＰｍ未満の場合１．３
   とし、３０ＰＰｍ以上の場合は１とする。
2. （２）重量％で、 Ｃ　０．０２％〜０．０８％ Ｓｉ０．０５％〜０．５０％ Ｍｎ０．５０％〜３．０％ Ｐ　０．０１０％以下 Ｓ　０．００５％以下 Ａｌ０．０１０％〜０．１０％ Ｎｉ０．５０％〜１０．０％ Ｃｕ０．６０％〜２．０％ Ｂ　０．０００３％〜０．００３０％ Ｎ　０．００５０％以下 Ｔｉ０．００５〜０．０１５％ で、かつＣｒ、Ｍｏを Ｃｒ０．０１％〜１．５０％ Ｍｏ０．０１％〜１．５０％ の範囲で１種又は２種、 Ｎｂ＋Ｖ＝０．０１０〜０．１０％ の範囲でＮｂ、Ｖの１種又は２種、 Ｃａ＋ＲＥＭ＝０．００３〜０．０２％ の範囲でＣａ、ＲＥＭの１種又は２種を含み、残部鉄及
   び不可避不純物よりなり、かつ以下の式で示されるパラ
   メターｘの値がｘ≧１２であることを特徴とする溶接部
   のＣＯＤ特性の優れた高張力鋼。 ｘ＝０．３２×ｂ×〔Ｃ（％）０〕＾１＾／＾２×〔１
   ＋０．６４×Ｓｉ（％）〕×〔１＋４．１０×Ｍｎ（％
   ）〕×〔１＋０．２７×Ｃｕ（％）〕×〔１＋０．５２
   ×Ｎｉ（％）〕×〔１＋２．３３×Ｃｒ（％）〕×〔１
   ＋３．１４×Ｍｏ（％）〕 但し、ｂの値はＮ含有量が３０ＰＰｍ未満の場合１．３
   とし、３０ＰＰｍ以上の場合は１とする。