WO2014091604A1 - 溶接用鋼材 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to a heat affected zone (hereinafter referred to as “Heat Affected Zone”) in super-high heat input welding such as electroslag welding applied in the assembly of box columns such as high-rise buildings or electrogas welding applied in shipbuilding and bridges. , Referred to as HAZ).
- HAZ heat affected zone
- the HAZ has excellent low temperature toughness of HAZ even when the heat input is 200 kJ / cm or more, for example, about 400 to 500 kJ / cm.
- such a super large heat input welding has a heat history of 1350 ° C. or higher in the vicinity of the weld fusion line (FL: Fusion Line) and in the heat history experienced by HAZ High temperature residence time becomes extremely long. Therefore, the coarsening of the austenite grains is extremely remarkable, and it is difficult to ensure the low temperature toughness of the HAZ. For this reason, for the purpose of ensuring the safety of welded steel structures such as buildings, ships, bridges, etc. under severe low-temperature environments such as -20 ° C, the low temperature toughness of HAZ in such super-high heat input welding is achieved. This is a very important issue.
- the technologies related to the improvement of toughness of conventional high heat input welding HAZ are mainly based on two basic technologies.
- One is an austenite grain coarsening prevention technique using the pinning effect of steel particles, and the other is an effective grain refinement technique using austenite intragranular ferrite transformation.
- Non-Patent Document 1 As a result of examining the effect of suppressing the growth of austenite grains for various nitrides and carbides in steel, Ti-added steel produces fine TiN particles in the steel, and high heat input welding HAZ. It is disclosed that the austenite grain growth in can be effectively suppressed.
- Patent Document 1 contains 0.04 to 0.10% Al, 0.002 to 0.02% Ti, and 0.003 to 0.05% rare earth element (REM: Rare Earth Metal).
- REM Rare Earth Metal
- a technique for improving the high heat input welding HAZ toughness with a heat input of 150 kJ / cm in steel is disclosed. This is a technology that utilizes the action of REM forming acid / sulfide (composite particles of oxide and sulfide) to prevent coarsening of the HAZ structure during high heat input welding.
- Patent Document 2 a Ti oxide having a particle diameter of 0.1 to 3.0 ⁇ m and a particle number of 5 ⁇ 10 3 to 1 ⁇ 10 7 particles / mm 3 or a composite of Ti oxide and Ti nitride is disclosed.
- these particles act as ferrite transformation nuclei in a high heat input weld HAZ having a heat input of 100 kJ / cm, thereby reducing the HAZ structure and improving the HAZ toughness.
- Patent Document 3 in steel containing an appropriate amount of Ti and S, intragranular ferrite is generated with a composite precipitate of TiN and MnS as a nucleus in a high heat input welded HAZ structure, and the HAZ structure is refined. It is disclosed that HAZ toughness is improved.
- Patent Document 4 includes steel containing 0.005 to 0.08% Al, 0.0003 to 0.0050% B, and 0.03% or less of at least one of Ti, Ca, and REM. Disclosed that BN is formed in the cooling process starting from undissolved REM / Ca acid / sulfide or TiN in high heat input welding HAZ, and ferrite is formed from this to improve high heat input HAZ toughness. Has been.
- Patent Document 5 discloses a composite comprising Ti-containing oxide and MnS containing 40,000 to 100,000 Mg-containing oxides per square mm and having a particle size of 0.20 to 5.0 ⁇ m. It is disclosed that super high heat input welding HAZ toughness is improved by suppressing austenite grain growth and promoting intragranular ferrite transformation in steel containing 20 to 400 pieces per square mm.
- Patent Document 6 in steel containing two or more kinds of MgO, MgS, and Mg (O, S) having a particle size of 0.005 to 0.5 ⁇ m, super high heat input welding is achieved by suppressing the austenite grain growth by these fine particles. It is disclosed that HAZ toughness is improved.
- Patent Document 7 in steel containing a large amount of (Mg, Mn) S particles having a particle diameter of 0.005 to 0.5 ⁇ m, super high heat input welding HAZ toughness is improved by suppressing austenite grain growth by these fine particles. Is disclosed.
- Non-Patent Document 1 is a technique for suppressing austenite grain growth using nitrides including TiN. Therefore, the effect is exhibited in the large heat input welding, but in the super large heat input welding targeted by the present invention, since the residence time of 1350 ° C. or more is extremely long, most of the TiN is dissolved, and the effect of suppressing the grain growth. Lose.
- a part of coarse micron-sized TiN that remains undissolved may act as a starting point of brittle fracture in a super-high heat input HAZ at ⁇ 20 ° C. and may reduce toughness. Therefore, this technique cannot be applied to the toughness of the super high heat input welding HAZ which is the object of the present invention.
- Patent Document 1 uses REM acid / sulfide to prevent coarsening of HAZ during high heat input welding. Since the acid / sulfide has higher stability at a high temperature of 1350 ° C. or higher than the nitride, the effect of suppressing grain growth is maintained. However, it is difficult to finely disperse the acid / sulfide. In other words, since the number density of acids and sulfides is low, there is a limit to reducing the austenite grain size of super high heat input weld HAZ even if the pinning effect of individual particles is maintained. You can't improve. In addition, coarse micron-sized REM acid / sulfide may act as a starting point for brittle fracture in -20 ° C. ultra-high heat input HAZ and may reduce toughness.
- Patent Document 2 has a HAZ toughness by refining the HAZ structure by causing any particle of Ti oxide or a composite of Ti oxide and Ti nitride to act as a ferrite transformation nucleus. It is a technology to improve. Considering the high-temperature stability of Ti oxide, the effect is maintained even in super-high heat input welding. However, the crystal orientation of ferrite generated from intragranular transformation nuclei is not completely random, and is affected by the crystal orientation of the parent phase austenite. Therefore, when austenite grains are coarsened by super-high heat input welding, there is a limit to refine the HAZ structure only by intragranular transformation. In addition, a coarse micron-sized Ti oxide or a composite of Ti oxide and Ti nitride may act as a starting point of brittle fracture and reduce toughness in an ultrahigh heat input HAZ at ⁇ 20 ° C. .
- Patent Document 3 is a technique for transforming ferrite from TiN—MnS composite precipitates. This method is effective when the residence time of 1350 ° C. or higher is relatively short as in high heat input welding. However, in ultra-high heat input welding such as electroslag or electrogas welding, the residence time of 1350 ° C. or higher is long, and during this time, a large amount of TiN dissolves, so the ferrite transformation nucleus disappears and the effect is sufficient. It cannot be demonstrated. In addition, coarse micron-sized TiN—MnS composite precipitates may act as a starting point for brittle fracture in a super-high heat input HAZ at ⁇ 20 ° C. and may reduce toughness.
- Patent Document 4 is a technique for refining the HAZ structure by generating ferrite from REM / Ca acid / sulfide or BN formed on TiN.
- the effect of the conversion can be expected.
- it is difficult to increase the number of REM / Ca acids / sulfides.
- TiN is dissolved, there is a limit to improving the toughness of the super large heat input welding HAZ only by the ferrite transformation.
- REM / Ca acid / sulfide or coarse micron-sized composite precipitates with BN precipitated on TiN act as a starting point for brittle fracture in -20 ° C ultra-high heat input HAZ and reduce toughness. There is a case.
- Patent Document 5 The technology disclosed in Patent Document 5 is based on a composite of austenite grain growth suppression by a fine Mg-containing oxide of 0.01 to 0.20 ⁇ m and a Ti-containing oxide and MnS of 0.20 to 5.0 ⁇ m. This is a technique for improving the super large heat input welding HAZ toughness by promoting intragranular ferrite transformation.
- it is necessary to suppress the amount of Al to 0.005% or less in order to produce Ti-containing oxides, and the advantages of conventional Al-added steel are impaired.
- conventional Al deoxidized steel with an Al content of about 0.010 to 0.5% the temperature of the molten steel can be easily controlled by utilizing oxidation heat generated by Al in the steel, and it is inexpensive and stable.
- Al addition amount is limited to about 0.005% or less as in Patent Document 5, a means for substituting molten steel temperature control by oxidation heat generation of Al, such as heating by a molten steel heating device, is required.
- Al in molten steel also has a role of preventing molten steel contamination by oxygen in the atmosphere, and it is widely known that Al is effective in securing a material by forming a nitride. Reduction to less than% impairs the advantages of these Al additions.
- Patent Document 6 is a steel containing two or more of 0.005 to 0.5 ⁇ m MgO, MgS, Mg (O, S), and super high heat input by suppressing austenite grain growth by these fine particles. This is a technique for improving welding HAZ toughness.
- fine MgO it is necessary to suppress the amount of Al to 0.01% or less, and it is still a problem to impair the advantages of the above-described addition of Al.
- Patent Document 7 The technique disclosed in Patent Document 7 is based on the present inventors, and (Mg, Mn) S particles having a particle diameter of 0.005 to 0.5 ⁇ m are premised on addition of 0.015% or more of Al.
- This is a technique for improving the super large heat input welding HAZ toughness by suppressing the austenite grain growth by these fine particles in a steel containing a large amount.
- the evaluation temperature at which the improvement in HAZ toughness is recognized is ⁇ 5 ° C., ensuring HAZ toughness under severe low-temperature environments such as ⁇ 20 ° C., in particular, a stable and good value in the Charpy test at ⁇ 20 ° C. It remained as a challenge.
- the present invention has been devised in view of the above-described problems. That is, low temperature of HAZ in super large heat input welding with heat input of 200 kJ / cm or more, such as electroslag welding applied in assembling box columns of high-rise buildings, and electrogas welding applied in shipbuilding, bridges, etc. It aims at providing steel materials for welding excellent in toughness on the premise of Al-added steel.
- the characteristic of the specific steel material for welding which this invention makes object is as follows.
- (A) The required preheating temperature during the y-type weld cracking test is 25 ° C. or less.
- the characteristics of the base material are preferably as follows.
- the plate thickness is 40 mm or more and 100 mm or less, particularly 60 mm or more and 80 mm or less, and the tensile strength is 490 MPa or more, particularly 510 MPa or more, in 1/4 part (1/4 t part) of the plate thickness of the base material.
- 720 MPa or less yield stress is 355 MPa or more, particularly 390 MPa or more, and Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. is 100 J or more.
- the upper limit of the yield stress may be 650 MPa or 600 MPa, and the upper limit of the tensile strength may be 670 MPa or 650 MPa. You may limit the steel material made into object to a thick steel plate.
- the present inventors have disclosed (Mg, Mn) S fine particles having a particle diameter of 0.005 to 0.5 ⁇ m disclosed in Patent Document 7.
- the C content is strictly regulated to 0.05% or more and less than 0.12%
- the Si content is strictly regulated to less than 0.10%
- the N content in steel is 0%.
- the steel has a hardenability of 0.70 or more and 2.30 or less, and a particle diameter of 0.015 to 0.2 ⁇ m of (Mg, Mn) S, that is, Mg ⁇ Mn-containing sulfide is 1 square mm. 1.0 ⁇ 10 4 to 3.0 ⁇ 10 5 per unit, and the ratio of Mg in the total of Mg and Mn in (Mg, Mn) S particles is controlled to 70% or more and 90% or less in atomic% Is effective in improving low temperature toughness in HAZ during super large heat input welding.
- the “welding steel material” in the present invention corresponds to, for example, JIS G3106 “rolled steel material for welded structure”, JIS G3115 “steel plate for pressure vessel”, and JIS G3126 “carbon steel plate for pressure vessel for low temperature”.
- the steel material for welding according to one embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0.05% or more and less than 0.12%, Mn: 1.40% or more, 1.80% or less, S: 0 0020% or more, 0.0080% or less, Al: 0.020% or more, 0.070% or less, Ti: 0.004% or more, 0.012% or less, B: 0.0005% or more, 0.0020 %: Mg: 0.0015% or more, 0.0030% or less, N: 0.0020% or more, 0.0050% or less, O: 0.0007% or more, 0.0020% or less, Si : Less than 0.10%, Ca: 0.0005% or less, REM: 0.0005% or less, P: 0.01% or less, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.5% or less, Cr: 0 .6% or less, Mo: 0.4% or less, Nb: 0.02% or less, V: 0.06% or less
- the balance consists of Fe and inevitable
- a Mg / Mn-containing sulfide having a DI value of 0.70 or more and 2.30 or less and a particle diameter of 0.015 ⁇ m or more and 0.2 ⁇ m or less is 1.0 ⁇ 10 4 or more per square mm.
- the ratio of Mg in the total of Mg and Mn is 70% or more and 90% or less in atomic%.
- the mass may be further limited to Ni: 0.7% or less.
- the plate thickness is 40 mm or more and 100 mm or less
- the yield stress is 355 MPa or more
- the tensile strength is 490 MPa or more and 720 MPa or less, It may be.
- the steel material for welding according to the present embodiment is premised on the fact that it is a steel material produced by a production method including Al deoxidation, which is an excellent mass production process with a large amount of production results.
- the present inventors conducted a detailed investigation and research on the relationship between the structure and toughness of super high heat input welding HAZ. As a result, it was concluded that the super large heat input welding HAZ toughness is limited even if the conventional structure control or toughness improving method of the high heat input welding HAZ is applied as it is. Moreover, it discovered that the austenite grain of super-high heat input welding HAZ needs to be remarkably refined
- MnS Mn-containing sulfide
- particles that exert an effect on the suppression of HAZ austenite grain growth are mainly particles of 0.2 ⁇ m or less, but fine (Mg, Mn) by controlling Mn, Mg, S, Al content, etc. It has been found that S can be finely dispersed in a large amount in steel. However, until now, the evaluation temperature at which the effect of improving the HAZ toughness by (Mg, Mn) S particles has been recognized is -5 ° C. That is, securing HAZ toughness in a severe low temperature environment such as ⁇ 20 ° C. has been a problem.
- the present inventors have made a number of studies for further toughness improvement.
- the ratio of Mg in the total of Mg and Mn is controlled, and the C content, Si content, B content, N content, and O content are strictly controlled. It was newly found that the HAZ low temperature toughness can be further improved by strictly regulating the hardenability represented by the DI value. Details will be described below.
- the inventors of the present invention have found that, with respect to the ratio of Mg and Mn in (Mg, Mn) S particles, as the Mg ratio increases, the particles become more stable at higher temperatures and have a strong austenite grain growth suppressing effect.
- the (Mg, Mn) S particles identified in Patent Document 7 are sulfides mainly composed of Mn, the ratio of Mg and Mn is 5% by weight, and Mg is 5% or more and 40% or less (in terms of atomic%, Mg was 10.6% or more and 60.1% or less).
- Patent Document 7 The inventors of Patent Document 7 include the inventors.
- the super-high heat input high-tensile steel according to Patent Document 7 added Mg before adding a sufficient amount of Al.
- Mg the proportion of Mg present as a coarse oxide increases, and as a result, Mg in the fine (Mg, Mn) S particles It was newly found that the ratio decreased. That is, the (Mg, Mn) S particles disclosed in Patent Document 7 are sulfides mainly composed of Mn, and the ratio of Mg and Mn is wt%, and Mg is 5% or more and 40% or less (when converted to atomic%, Mg Is 10.6% or more and 60.1% or less).
- the (Mg, Mn) S particles are not sufficiently stable at high temperatures, and the ⁇ grains in the FL part may be partially coarsened. Even if there are coarse austenite grains, the average austenite grain size is fine, so that the toughness at ⁇ 5 ° C. can be satisfied. However, at ⁇ 20 ° C., coarse ferrite grains, bainite grains, and the like due to some coarse austenite grains become the starting point of fracture, so that the Mn-based (Mg, Mn) S grains disclosed in Patent Document 7 It was difficult to improve the toughness stably.
- the present inventors have conducted many studies for further improving the stability of particles at high temperatures. As a result, 0.020% or more of Al is added prior to the addition of Mg, and it is confirmed that the mixing of Ca and REM can be suppressed to 0.0005% or less, and then Mg is added, so that atomic% is obtained. Thus, it has been found that (Mg, Mn) S particles mainly composed of Mg and having a high atomic ratio of Mg can be obtained stably. And, unlike the (Mg, Mn) S particles identified in Patent Document 7 within the range of chemical components of the welding steel material according to this embodiment manufactured as described above, the stability at a higher temperature is higher.
- Mg, Mn Increased S particles, that is, sulfides with a high atomic ratio of Mg, in which the ratio of Mg and Mn is 70% ⁇ Mg ⁇ 90% and 10% ⁇ Mn ⁇ 30% in atomic%, are generated. I understood. Further, it has been found that the HAZ toughness at ⁇ 20 ° C. can be improved by using such particles.
- the evaluation temperature of toughness becomes a low temperature such as ⁇ 20 ° C.
- a fine embrittled phase that did not become a problem at ⁇ 5 ° C. has an adverse effect on toughness, which may inhibit toughness stabilization.
- the present inventors further reduce the amount of small and small amount of island-like martensite (mixed phase of martensite and austenite, which is a hard embrittlement structure: MA), which was not adversely affected by the toughness evaluation at ⁇ 5 ° C.
- MA hard embrittlement structure
- HAZ when the growth of austenite grains is suppressed by the above-mentioned Mg particles having a high atomic ratio of Mg (Mg, Mn), HAZ has a microstructure mainly composed of fine ferrite and pearlite. In such a structure, island-like martensite was finely dispersed and considered to be less harmful to toughness. However, at ⁇ 20 ° C., there is an adverse effect on toughness, so the above regulation is necessary. Furthermore, the regulation of the DI value is effective from the point of making the ferrite structure finer.
- the ferrite structure is not sufficiently fine, the adverse effects of a small amount of island martensite and a small amount of oxides and nitrides described later increase.
- the inventors of the present invention do not have sufficient suppression of austenite grain growth with (Mg, Mn) S particles to sufficiently refine (fine) ferrite, and it is important to further delay the progress of ferrite transformation. I found out. It is a structure containing finer ferrite, finer pearlite, and finer bainite, and the formation of island martensite is suppressed, so that HAZ toughness at low temperatures is stably improved.
- the particle diameter and number density (number per unit area) of the (Mg, Mn) S particles are important.
- the particle diameter of (Mg, Mn) S particles is 0.015 to 0.2 ⁇ m. If it is less than 0.015 ⁇ m, the austenite grain growth suppressing effect becomes small.
- a more preferable lower limit of the particle diameter is 0.020 ⁇ m.
- the upper limit of the more preferable particle diameter is 0.15 ⁇ m, and still more preferably 0.12 ⁇ m.
- the austenite grain growth suppressing effect becomes remarkable.
- a more preferable lower limit of the number of particles is 3.0 ⁇ 10 4 or more per square mm, and a more preferable lower limit is 4.0 ⁇ 10 4 or more per square mm.
- the upper limit of the number of (Mg, Mn) S particles is set to 3.0 ⁇ 10 5 per square mm. Restricted.
- a more preferable upper limit value is 2.0 ⁇ 10 5 per square mm.
- the method for measuring the number of particles is to create an extraction replica from a steel plate (welding steel), and to measure 0.015-0.2 ⁇ m in size with a transmission electron microscope (TEM) with a characteristic X-ray detector (EDX).
- the number of particles is measured per area of at least 1000 ⁇ m 2 and converted to the number per unit area. For example, when one field of view is observed as 100 mm ⁇ 80 mm at a magnification of 20,000 times, the observation area per field is 20 ⁇ m 2 , so at least 50 fields are observed. If the number of particles of 0.015 to 0.2 ⁇ m at this time is 100 in 50 fields (1000 ⁇ m 2 ), the number of particles can be converted to 1 ⁇ 10 5 per square mm.
- the ratio of Mg and Mn to the total of Mg and Mn in the (Mg, Mn) S particles is 70% ⁇ Mg ⁇ 90% and 10% ⁇ Mn ⁇ 30% in atomic%.
- Any sulfide other than Mg and Mn may be detected in order to exhibit the effect of refining austenite grains as long as it is a sulfide mainly composed of Mg and Mn.
- a trace amount of O may be detected in the particles, but if the ratio of S and O is atomic% and 95% ⁇ S and the contained O is a trace amount of less than 5% (Mg , Mn) S particles.
- the ratio of S and O is 95% ⁇ S in atomic%, and even when the contained O is less than 5%, the particles can be clearly identified as a composite of MnS and MgO.
- the ratio of Mg and Mn and the ratio of S and O are determined by EDX.
- the electron beam diameter used for this determination is 0.001 to 0.02 ⁇ m, the TEM observation magnification is 50,000 to 1,000,000 times, and an arbitrary position in fine (Mg, Mn) S particles is determined.
- the contents of Mg, Mn, S, and Al are limited as follows in the present embodiment as chemical components of the steel for welding.
- Mg 0.0015% or more and 0.0030% or less Mg is an element essential for the generation of (Mg, Mn) S particles. If the Mg content is less than 0.0015%, a necessary number of (Mg, Mn) S particles cannot be obtained. Moreover, the ratio of Mg in the (Mg, Mn) S particles becomes low. In order to produce a larger amount of fine (Mg, Mn) S particles, addition of 0.0018% or more or 0.0020% or more is more preferable. If the content exceeds 0.0030%, Mg tends to generate an oxide (Mg, Mn), the amount of S is saturated, the HAZ toughness improving effect is saturated, and the economic efficiency is impaired, so the upper limit is 0.0030%. did. For economy, the upper limit may be 0.0027% or 0.025%.
- Mn 1.40% or more and 1.80% or less Mn is an essential element because it is an element constituting (Mg, Mn) S particles.
- Mn is contained in an amount of 0.2% or more, fine (Mg, Mn) S particles can be dispersed in a large amount.
- the upper limit may be 1.75% or 1.70%.
- S 0.0020% or more and 0.0080% or less S is an essential element for generating (Mg, Mn) S particles. If the S content is less than 0.0020%, the amount of (Mg, Mn) S particles is insufficient, so the lower limit was made 0.0020%. In order to produce a larger amount of fine (Mg, Mn) S particles, addition of 0.0025% or more or 0.0030% or more is more preferable.
- the upper limit is set to 0.0080%.
- a more preferable upper limit of the amount of S is 0.0070%. In order to improve HAZ toughness, the upper limit may be 0.0065%, 0.0060%, or 0.0055%.
- Al 0.020% or more, 0.070% or less Al suppresses the formation of coarse oxides of Mg, and Mg is an essential element for generating fine (Mg, Mn) S particles. . Therefore, a content of 0.020% or more is necessary. In order to produce a larger amount of fine (Mg, Mn) S particles, 0.025% or more or 0.030% or more of Al is more preferable. On the other hand, if the content exceeds 0.070%, a mixed phase of martensite and austenite (MA: Martensite-Austenite Constituent), which is a hard embrittled structure, is easily generated in HAZ, or HAZ embrittlement due to solid solution Al. Causes HAZ toughness to decrease. Therefore, the upper limit was made 0.070%. A more preferable upper limit of the amount of Al is 0.060%. In order to improve HAZ toughness, the upper limit may be 0.055% or 0.050%.
- Ca 0.0005% or less
- REM 0.0005% or less
- Typical elements are Ca and REM, which need to be 0.0005% or less. For this reason, the upper limit of Ca and REM was limited to 0.0005%. A more desirable upper limit is 0.0003%. There is no particular need to limit these lower limits, and these lower limits are 0%.
- the HAZ toughness varies greatly depending on the alloy element content, as well as austenite grain refinement and grain refinement, coarse cementite and island martensite, and coarse oxides and nitrides.
- C 0.05% or more and less than 0.12% C is an element that increases the strength of the base material. If less than 0.05%, the effect of improving the strength of the base material is small, so 0.05% was made the lower limit. A more preferable lower limit of the C content is 0.06%.
- cementite and island martensite which are the starting points of brittle fracture, increase, and the HAZ toughness decreases. In particular, for low temperature toughness at ⁇ 20 ° C., since a relatively small amount of small cementite or island martensite is likely to become the starting point of brittle fracture, the HAZ toughness may be lowered, so the upper limit of the C content is strict. Regulation is necessary. A more preferable upper limit value of the C content is 0.10% or 0.09%, and a more preferable upper limit value of the C content is 0.08%.
- Si Less than 0.10%
- Si an island-like martensite phase, which is a hard embrittled structure, easily forms in the HAZ microstructure. Since this island-shaped martensite deteriorates the low temperature toughness of the HAZ, the Si content is less than 0.10%. Although it is desirable that the content is small, reduction of the Si content to less than 0.03% may be accompanied by an increase in cost, and in that case, it is desirable that 0.03% be the lower limit. There is no need to particularly limit the lower limit of the Si amount, and the lower limit is 0%. Although Si is not desirable for improving HAZ toughness, Si may be intentionally added as long as it is less than 0.10%.
- Ti 0.004% or more and 0.012% or less Ti mainly enhances the effect of improving the hardenability by B, and is therefore effective in increasing the strength of the base material and refining the HAZ structure.
- the solid solution B refines the HAZ structure by delaying the ferrite transformation of the super high heat input HAZ. Since Ti fixes solid solution N as TiN and suppresses the generation of BN, the amount of solid solution B can be ensured. Further, it is effective for refining the base material structure (fine graining) by the effect of suppressing the grain growth of austenite grains by TiN and for refining the HAZ structure heated to 1350 ° C. or less.
- the lower limit is set to 0.004%.
- the lower limit may be 0.005% or 0.006%.
- the upper limit is set to 0.012%.
- a more preferable upper limit value of the Ti amount is 0.010% or 0.009%, and a further preferable upper limit value of the Ti amount is 0.008%.
- B 0.0005% or more and 0.0020% or less B is an element that exhibits a significant strength increase effect when controlled cooling and is effective in increasing the base material strength.
- the solute B delays the ferrite transformation in the ultra-high heat input HAZ, it is effective for refining the microstructure.
- the lower limit was set to 0.0005%.
- the lower limit may be set to 0.0007% or 0.008%.
- the upper limit is set to 0.0020%.
- a more preferable upper limit of the amount of B is 0.0017%, and a more preferable upper limit of the amount of B is 0.0015% or 0.0013%.
- N 0.0020% or more and 0.0050% or less If the content of N is large, coarse TiN and (Ti, Nb) (C, N) are likely to be generated. These particles serve as starting points for brittle fracture. In the evaluation of the super-high heat input HAZ at ⁇ 20 ° C., even TiN or (Ti, Nb) (C, N) of several ⁇ m becomes a starting point of brittle fracture and causes a reduction in HAZ toughness, so it is strictly controlled. Further, if the amount of solute N is large, BN is generated and the amount of solute B is reduced, which is not preferable.
- the Ti content is limited to 0.012% or less so as not to generate coarse TiN, so the amount of solute N not fixed to Ti as TiN increases.
- the upper limit value is set to 0.0050%.
- a more preferred upper limit is 0.0045% or 0.0040%, and even more preferably 0.0030%.
- the N content is small, the reduction of the N content to less than 0.0020% may involve a cost increase, so 0.0020% was made the lower limit. In order to avoid an increase in cost, 0.0023% or 0.0026% may be set as the lower limit.
- a more preferred upper limit is 0.0018% or 0.0016%. Although it is desirable that the O content is small, the reduction of the O content to less than 0.0007% may involve an increase in cost, so 0.0007% was made the lower limit. In order to avoid cost increase, the lower limit may be set to 0.0009% or 0.0011%.
- P 0.010% or less
- P is an element which causes grain boundary embrittlement and is harmful to toughness. Therefore, it is desirable that the P content is small. If the content exceeds 0.010%, even if HAZ austenite grains are refined by (Mg, Mn) S particles, the HAZ low-temperature toughness decreases, so the content is limited to 0.010%. Preferably, it is 0.009% or less, More preferably, it is 0.008% or less. There is no need to particularly limit the lower limit of the P amount, and the lower limit is 0%.
- Cu 1.0% or less
- Cu is an element effective for increasing the strength of the base material, and may contain Cu, but if it exceeds 1.0%, the HAZ toughness decreases. Therefore, the Cu content is limited to 1.0% or less. Preferably, it is 0.8% or less, more preferably 0.7% or less, and still more preferably 0.5% or less.
- Cu may be mixed as an inevitable impurity from scraps or the like during the production of molten steel, but the lower limit is not particularly limited, and the lower limit is 0%.
- Ni 1.5% or less Ni has an effect of increasing the strength of the base material by increasing the hardenability and further improves toughness. For this reason, you may contain Ni. However, Ni is an expensive element, and if it exceeds 1.5%, the economy is impaired, so the Ni content is limited to 1.5% or less. Preferably, it is 1.2 or less, more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.7% or less. Ni may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, but there is no need to particularly limit the lower limit, and the lower limit is 0%.
- Cr 0.6% or less Since Cr is effective in increasing the strength of the base material, it may contain Cr. However, if it exceeds 0.6%, island martensite is generated in the HAZ, and the HAZ toughness is lowered. Therefore, the Cr content is limited to 0.6% or less. Preferably, it is 0.4% or less, more preferably 0.3% or less. Although Cr may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, the lower limit is not particularly limited, and the lower limit is 0%.
- Mo 0.40% or less Since Mo is effective in increasing the strength of the base material, it may contain Mo. However, if the content exceeds 0.40%, a hardened structure is formed in the HAZ, and the HAZ toughness is lowered. Therefore, the Mo content is limited to 0.40% or less. Preferably, it is 0.25% or less, more preferably 0.10% or less. Mo may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, but the lower limit thereof is not particularly limited, and the lower limit is 0%.
- Nb 0.020% or less Since Nb is an element effective for increasing the strength of the base material and refining the structure, Nb may be contained. However, if the content exceeds 0.02%, the precipitation of Nb carbonitrides in the HAZ becomes prominent, and the HAZ toughness decreases. Therefore, the Nb content is limited to 0.020% or less. Preferably, it is 0.018% or less, More preferably, it is 0.016% or less. Nb may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, but the lower limit thereof is not particularly limited, and the lower limit is 0%.
- V 0.060% or less Since V is an element effective for increasing the strength of the base material and refining the structure, V may be added. However, if the content exceeds 0.060%, precipitation of carbonitrides in the HAZ becomes remarkable, and the HAZ toughness decreases. Therefore, the V content is limited to 0.060% or less. Preferably, it is 0.050% or less. V may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, but there is no need to particularly limit its lower limit, and the lower limit is 0%.
- the Pcm value represented by following formula 1 shall be 0.23% or less. More preferably, it is 0.22% or less or 0.21% or less.
- the lower limit value of the Pcm value is set to 0.16%. A more preferred lower limit is 0.17%.
- the hardenability of HAZ after super-high heat input welding is increased and the ferrite transformation temperature is lowered to refine the ferrite.
- the DI value was 0.70 or more.
- HAZ toughness is improved by refining the ferrite in the ultra-high heat input HAZ. That is, if DI is less than 0.70, even if the austenite grain size is fine, the ferrite transformed from austenite is not sufficiently refined and the toughness is lowered. More preferably, it is 0.75.
- the DI value exceeds 2.30, the HAZ hardens and the HAZ toughness decreases, so the upper limit was set to 2.30.
- the upper limit value of the DI value is more preferably 1.50, and still more preferably 1.30.
- 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])
- [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [Al], [B] are It means the content expressed by mass% of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Al, and B, respectively.
- the steel for welding according to the present embodiment contains or restricts the above components, and the balance contains iron and inevitable impurities.
- the weld steel according to the present embodiment contains the following alloy elements for the purpose of further improving the strength, toughness, etc. of the steel material itself, or as an unavoidable impurity from auxiliary materials such as scrap. You may contain. Since Sb impairs HAZ toughness, the Sb content [Sb] is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and most preferably 0.001% or less. . Since Sn impairs HAZ toughness, the Sn content [Sn] is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and most preferably 0.001% or less. .
- the As content [As] is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and most preferably 0.001% or less. .
- Zr, Co, Zn and W it is preferable to limit Zr, Co, Zn and W) to 0.01% or less or 0.005% or less, respectively.
- the lower limit of Sb, Sn, As, Zr, Co, Zn and W there is no need to limit the lower limit of Sb, Sn, As, Zr, Co, Zn and W, and the lower limit of each element is 0%.
- the effect of improving the HAZ toughness in the steel for welding according to the present embodiment is effective not only in super high heat input welding but also in high heat input welding (for example, about 100 to less than 200 kJ / cm).
- the steel melting method is, for example, in a state where the molten steel temperature is 1650 ° C. or less, the molten steel O concentration is 0.01% or less, and the molten steel S concentration is 0.02% or less, and Al is added 0.020 prior to the addition of Mg. Add at least%. At that time, after confirming that mixing of Ca and REM could be suppressed to less than 0.0005%, Mg was added, and after adjusting the content of other elements as necessary, by continuous casting By casting, it is possible to obtain a slab containing fine particles of (Mg, Mn) S in which the percentage of Mg in the total of Mg and Mn in the steel is 70% or more and 90% or less in atomic% it can.
- Ca and REM are not intentionally added, they may be mixed into the molten steel from refractories used for molten steel pans, flux or slag added for the purpose of desulfurization, alloy raw materials, and the like. Therefore, it is important to suppress mixing of Ca and REM to 0.0005% or less.
- the amount of Ca and REM contained in the refractory, flux, slag and alloy raw material is controlled. Alternatively, it is managed whether Ca and REM have stable forms and shapes such as oxides and are not easily mixed into molten steel. There is no need to limit the lower limit of Ca and REM, and the lower limit is 0%.
- Mg mainly exists as an oxide as MgAl 2 O 4 or MgO. Moreover, since Mg is consumed for the formation of oxides, the proportion of Mg in the total of Mg and Mn in the (Mg, Mn) S particles also decreases.
- the Al content is set to 0.020% or more prior to the addition of Mg, sufficient molten steel deoxidation with Al becomes possible, and the oxygen content in the molten steel can be stably reduced to 0.0020% or less.
- sulfide-forming elements other than Mg and Mn as much as possible.
- Typical elements are Ca and REM, and Ca and REM are easier to combine with oxygen and sulfur than Mg and easily form coarse acids and sulfides.
- Al is added in an amount of 0.020% or more before adding Mg, if Ca or REM exceeds 0.0005% and is mixed in the molten steel, coarse acid / sulfurization containing Ca or REM and Al Many products are formed, and even if Mg is added thereafter, it is difficult to stably obtain fine (Mg, Mn) S particles.
- Ca or REM is mixed during or after the addition of Mg after adding 0.020% or more of Al, if the mixed amount exceeds 0.0005%, fine (Mg, Mn) S particles It becomes difficult to obtain a stable.
- Heating, rolling, and heat treatment conditions after casting are, for example, controlled rolling / control cooling, direct quenching / tempering after rolling, quenching / tempering after cooling once after rolling, etc. What is necessary is just to select suitably.
- Tables 1 and 2 show chemical components of steel types A1 to A52.
- Steel types A1 to A24 in Table 1 added 0.020% or more of Al prior to the addition of Mg, and Mg was added after confirming that mixing of Ca and REM could be suppressed to 0.0005% or less.
- Steel types A27 to A35, A37 to A42, and A45 to A52 in Table 2 added that 0.020% or more of Al was added prior to the addition of Mg, and mixing of Ca and REM was suppressed to 0.0005% or less. After confirmation, Mg was added.
- Steel type A36 in Table 2 added Al prior to the addition of Mg, but the Al content at that time was less than 0.020%.
- steel type A43 0.020% or more of Al was added prior to the addition of Mg, but Mg was added in a state where Ca was excessively mixed.
- steel type A44 0.020% or more of Al was added prior to the addition of Mg, but Mg was added in a state where REM was excessively mixed.
- Al was added after adding Mg.
- Tables 3 and 4 show the manufacturing method, steel plate thickness, base metal characteristics, and joint toughness evaluation results by welding reproducible heat cycle for steel materials (steel materials No. 1 to 52) manufactured using slabs having chemical components of steel types A1 to A52. Indicates. As shown in Tables 3 and 4, steel sheets were manufactured by controlled rolling / controlled cooling method, quenching / tempering method, and direct quenching / tempering method, and the plate thickness was 40-100 mm.
- Base material strength yield stress and tensile strength
- the base metal toughness is obtained by collecting impact test pieces specified in JIS Z 2242 from 1/4 t in a direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and by Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. by the method specified in JIS Z 2242. (VE-40) was determined and evaluated. Weldability was evaluated by obtaining a preheating temperature necessary for preventing root cracking by performing coated arc welding with a heat input of 1.7 kJ / mm by the method prescribed in JIS Z 3158. The joint toughness was evaluated by collecting Charpy impact test pieces from the test pieces provided with a heat cycle that reproduced super-high heat input welding with a heat input of 500 kJ / cm.
- the thermal cycle was held at a peak temperature of 1400 ° C. for 30 seconds, and then cooled to 100 ° C. or less at a cooling rate of 1 ° C./second.
- the impact test was performed at ⁇ 20 ° C. (vE-20), and the toughness was evaluated by the average value and the minimum value of 9 repetitions.
- the austenite particle size was measured for a sample provided with a thermal cycle in which the sample was held at a peak temperature of 1400 ° C. for 100 seconds and then rapidly cooled to 100 ° C. or less.
- the particles having a particle size of 0.015 to 0.2 ⁇ m (Mg, Mn ) The number of S particles was measured according to the method described above.
- the ratio of Mg to the total of Mg and Mn is 70% or more and 90% or less in atomic%.
- Tables 3 and 4 for reference, the average value of the ratio (atomic%) of Mg in sulfide particles containing Mg and Mn having a particle diameter of 0.015 to 0.2 ⁇ m is shown. .
- the target values for each characteristic are the base material yield stress of 355 MPa or more, the base material tensile strength of 490 MPa or more and 720 MPa or less, the base material vE-40 of 100 J or more, the required preheating temperature of 25 ° C. or less, and super high heat input welding.
- the average value of vE-20 to which the reproduced thermal cycle was applied was 150 J or more, and the minimum value was 100 J or more.
- the steel material No. 1 to 24 satisfy both the required preheating temperature and the target value of HAZ toughness in a thermal cycle that reproduces super-high heat input welding, and 1 (Mg, Mn) S particles having a particle diameter of 0.015 to 0.2 ⁇ m are 1 It is 1.0 ⁇ 10 4 or more per square mm, and the austenite grain size is as fine as 150 ⁇ m or less. The tensile strength was as high as 490 MPa or more.
- 25 and 26 are those in which Mg is added and then Al is added, the number of (Mg, Mn) S particles is small, austenite grains are coarse, and the average value of HAZ toughness can satisfy the target value, but the lowest The value cannot meet the target value.
- Steel No. No. 38 has insufficient Ti content, so that the effect of refining the structure cannot be obtained, and the average value and the minimum value of the HAZ toughness cannot be satisfied.
- Steel No. 51 is the Cu content, steel No. In No. 52, since the Cr content, the Nb content, and the V content exceed the upper limit, the HAZ toughness cannot satisfy the target value.
- Steel No. In Nos. 27, 31, 38, 40, and 47 the yield stress and tensile strength of the base material did not satisfy the target values.
- the welding steel material of the present invention it is possible to manufacture a highly reliable welded structure by applying it to a structure to which super-high heat input welding is applied, and its effect on the industry is Very large.
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Abstract
この溶接用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．１２％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、Ｎ：０．００２０％以上、０．００５０％以下、Ｏ：０．０００７％以上、０．００２０％以下を含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．１６％以上、０．２３％以下であり、焼入れ性指数ＤＩ値が０．７０以上、２．３０以下であり、粒子径が０．０１５μｍ以上０．２μｍ以下のＭｇ・Ｍｎ含有硫化物を１平方ｍｍあたり１．０×１０４個以上３．０×１０５個以下含み、前記Ｍｇ・Ｍｎ含有硫化物において、ＭｇとＭｎとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で７０％以上９０％以下である。
Description
本発明は、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における溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、ＨＡＺと称する）の低温靭性に優れた溶接用鋼材に関する。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば４００～５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺの低温靭性を有する。
最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化している。これに伴い、鋼製柱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２００～５００ｋＪ／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、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの低温靭性を確保することが困難である。そのため、例えば－２０℃のような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に向け、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極めて重要な課題である。
従来から大入熱溶接を行った際のＨＡＺ（大入熱溶接ＨＡＺ）の靭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。しかしながら、上記の通り、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受ける熱履歴、特に、１３５０℃以上における滞留時間が大きく異なる。そのため、従来の大入熱溶接ＨＡＺ靭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。
従来の大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上に関する技術は、大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいている。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。
例えば、非特許文献１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た結果、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ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制できることが開示されている。
特許文献１には、Ａｌを０．０４～０．１０％、Ｔｉを０．００２～０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ：Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）を０．００３～０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術が開示されている。これは、ＲＥＭが酸・硫化物（酸化物と硫化物の複合粒子）を形成して大入熱溶接時にＨＡＺ組織の粗粒化を防止する作用を活用した技術である。
特許文献２には、粒子径が０．１～３．０μｍ、粒子数が５×１０３～１×１０７個／ｍｍ３の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靭性が向上することが開示されている。
特許文献３には、ＴｉとＳとを適量含有する鋼において、大入熱溶接ＨＡＺ組織中にＴｉＮ及びＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ組織が微細化することによりＨＡＺ靭性が向上することが開示されている。
特許文献４には、Ａｌ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％以下含む鋼において、大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸・硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮが形成され、これからフェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靭性が向上することが開示されている。
特許文献５には、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個含む鋼では、オーステナイト粒成長抑制と粒内フェライト変態促進とにより超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が向上することが開示されている。
特許文献６には、粒子径が０．００５～０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）の２種以上を含む鋼では、これらの微細粒子によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が向上することが開示されている。
特許文献７には、粒子径が０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を多く含む鋼では、これらの微細粒子によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性が向上することが開示されている。
しかしながら、上述の技術では、以下のような問題がある。
非特許文献１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技術である。そのため、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、粒成長抑制の効果を失う。また、一部の溶け残った粗大なミクロンサイズのＴｉＮが、－２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。従って、この技術は本発明が目的とする超大入熱溶接ＨＡＺの靭性には適用できない。
非特許文献１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技術である。そのため、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、粒成長抑制の効果を失う。また、一部の溶け残った粗大なミクロンサイズのＴｉＮが、－２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。従って、この技術は本発明が目的とする超大入熱溶接ＨＡＺの靭性には適用できない。
特許文献１に開示された技術は、ＲＥＭの酸・硫化物を利用して大入熱溶接時にＨＡＺの粗粒化を防止するものである。酸・硫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、酸・硫化物を微細に分散させることは困難である。すなわち、酸・硫化物の個数密度が低いために、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、これだけで靭性向上をはかることはできない。また、粗大なミクロンサイズのＲＥＭの酸・硫化物が、－２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。
特許文献２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をフェライト変態核として作用させることによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ靭性を向上させる技術である。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、超大入熱溶接で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。また、粗大なミクロンサイズのＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体が、－２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。
特許文献３に開示された技術は、ＴｉＮ－ＭｎＳ複合析出物からフェライトを変態させる技術である。この方法は、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。しかしながら、エレクトロスラグあるいはエレクトロガス溶接のような超大入熱溶接においては１３５０℃以上の滞留時間が長く、この間に多くのＴｉＮは固溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その効果が十分には発揮できない。また、粗大なミクロンサイズのＴｉＮ－ＭｎＳ複合析出物が、－２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。
特許文献４に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸・硫化物あるいはＴｉＮ上に形成されたＢＮからフェライトを生成させることによりＨＡＺ組織を微細化する技術であり、超大入熱溶接においても微細化の効果は期待できる。しかしながら、ＲＥＭ・Ｃａの酸・硫化物の個数を増加させることは困難である。さらに、ＴｉＮは固溶してしまうため、フェライト変態だけでは超大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上には限度がある。また、ＲＥＭ・Ｃａの酸・硫化物あるいはＴｉＮ上にＢＮが析出した粗大なミクロンサイズの複合析出物が、－２０℃での超大入熱ＨＡＺでは脆性破壊の発生起点として作用し靭性を低下させる場合がある。
特許文献５に開示された技術は、０．０１～０．２０μｍの微細なＭｇ含有酸化物によるオーステナイト粒成長抑制と、０．２０～５．０μｍのＴｉ含有酸化物及びＭｎＳからなる複合体による粒内フェライト変態促進とにより超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術である。しかしながら、Ｔｉ含有酸化物の生成にはＡｌ量を０．００５％以下に抑制する必要があり、従来のＡｌ添加鋼の利点を損なう。すなわち、従来のＡｌ量が０．０１０～０．５％程度のＡｌ脱酸鋼においては、鋼中の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、安価かつ安定な鋼の量産を可能にしてきた。特許文献５のように、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。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、また、Ａｌは窒化物を形成することで材質確保に有効であることも広く知られており、Ａｌ量の０．００５％以下への低減はこれらのＡｌ添加の利点を損なう。
特許文献６に開示された技術は、０．００５～０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）の２種以上を含む鋼において、これらの微細粒子によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術である。しかしながら、微細なＭｇＯの生成にはＡｌ量を０．０１％以下に抑制する必要があり、やはり、上述したＡｌ添加の利点を損なうことが課題である。
特許文献７に開示された技術は、本発明者らによるものであり、０．０１５％以上のＡｌ添加を前提に、粒子径が０．００５～０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を多く含む鋼において、これらの微細粒子によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術である。しかしながら、そのＨＡＺ靭性向上が認められる評価温度は－５℃であり、－２０℃のような厳しい低温環境下でのＨＡＺ靭性確保、特に、－２０℃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。
「鉄と鋼」、日本鉄鋼協会発行、第６１年（１９７５）第１１号、第６５頁
本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものである。すなわち、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、及び、造船・橋梁等で適用されるエレクトロガス溶接などの、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺの低温靭性に優れた溶接用鋼材を、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鋼材の特性は、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－２０℃で１００Ｊ以上。
なお、上記の部材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、特に、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、－４０℃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。対象とする鋼材を、厚鋼板に限定してもよい。
（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－２０℃で１００Ｊ以上。
なお、上記の部材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、特に、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、－４０℃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。対象とする鋼材を、厚鋼板に限定してもよい。
本発明者らは、上記の課題を解決して係る目的を達成するために、特許文献７にて開示した、粒子径が０．００５～０．５μｍ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、Ｃ含有量（添加量）を０．０５％以上、０．１２％未満に厳格に規制し、Ｓｉ含有量を０．１０％未満に厳格に規制し、鋼中Ｎ含有量を０．００５０％以下に低減し、鋼中Ｏ量を０．００２０％以下に低減し、Ｂ含有量を０．０００５％以上、０．００２０％以下に規制し、併せて焼入れ性指数ＤＩ値で評価し得る鋼の焼入れ性を０．７０以上、２．３０以下の最適範囲とし、粒子径が０．０１５～０．２μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ、すなわちＭｇ・Ｍｎ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、Ｍｎ）Ｓ粒子におけるＭｇとＭｎとの合計に占めるＭｇの割合を原子％で７０％以上９０％以下に制御することが、超大入熱溶接時のＨＡＺにおける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鋼材を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。
本発明における「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。
すなわち、本発明は以下を採用した。
（１）本発明の一態様に係る溶接用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．１２％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、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、Ｃａ：０．０００５％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｖ：０．０６％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０．７０以上、２．３０以下であり、粒子径が０．０１５μｍ以上０．２μｍ以下のＭｇ・Ｍｎ含有硫化物を１平方ｍｍあたり１．０×１０４個以上３．０×１０５個以下含み、前記Ｍｇ・Ｍｎ含有硫化物において、ＭｇとＭｎとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で７０％以上９０％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鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．１２％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、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、Ｃａ：０．０００５％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｖ：０．０６％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０．７０以上、２．３０以下であり、粒子径が０．０１５μｍ以上０．２μｍ以下のＭｇ・Ｍｎ含有硫化物を１平方ｍｍあたり１．０×１０４個以上３．０×１０５個以下含み、前記Ｍｇ・Ｍｎ含有硫化物において、ＭｇとＭｎとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で７０％以上９０％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）に記載の溶接用鋼材では、更に、質量％で、Ｎｉ：０．７％以下、に制限してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の溶接用鋼材では、更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．１０％以下、に制限してもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の溶接用鋼材では、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。
本発明の上記態様に示す溶接用鋼材によれば、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。
以下、本発明の一実施形態に係る溶接用鋼材について説明する。
本実施形態に係る溶接用鋼材は、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。
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺ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。
本実施形態に係る溶接用鋼材は、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。
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺ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。
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、ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する粒子は主に０．２μｍ以下の粒子であるが、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌ含有量などを制御することにより、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－５℃であった。すなわち、－２０℃のような厳しい低温環境下でのＨＡＺ靭性確保は課題であった。靭性評価温度が－２０℃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り、特許文献７に開示されたＨＡＺ靭性向上技術の知見だけでは－２０℃でのＨＡＺ靭性を安定して得ることは困難であった。
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－５℃であった。すなわち、－２０℃のような厳しい低温環境下でのＨＡＺ靭性確保は課題であった。靭性評価温度が－２０℃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り、特許文献７に開示されたＨＡＺ靭性向上技術の知見だけでは－２０℃でのＨＡＺ靭性を安定して得ることは困難であった。
この課題に対し、本発明者らはさらなる靭性向上に向けて数多くの検討を行った。その結果、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子において、Ｍｇ及びＭｎ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。
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。特許文献７にて同定されていた（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子はＭｎ主体の硫化物であり、Ｍｇ及びＭｎの割合が重量％でＭｇが５％以上、４０％以下（原子％に換算すると、Ｍｇが１０．６％以上、６０．１％以下）の粒子であった。これらの粒子は、高温で安定なＭｇＳよりも、高温で不安定なＭｎＳに近い粒子組成であるため、粒子の高温での安定性が十分ではなく、－２０℃でのＨＡＺ靭性を安定に良好にすることはできなかった。しかしながら、ＭｎＳ中のＭｎの７割以上がＭｇに置き換わったと考えられる（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子、すなわち粒子中のＭｇとＭｎとの合計に占める割合が、原子％で、７０％≦Ｍｇ≦９０％、１０％≦Ｍｎ≦３０％の（Ｍｇ、Ｍｎ）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することを見出した。このような（Ｍｇ、Ｍｎ）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。
特許文献７の発明者には本発明者らが含まれる。特許文献７に係る超大入熱高張力鋼は、製造工程において、十分なＡｌ量を添加する前にＭｇを添加していた。本発明者らは、十分なＡｌ量を添加する前にＭｇを添加した場合、Ｍｇは粗大な酸化物として存在する割合が増え、結果的に微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低下することを新たに見出した。すなわち、特許文献７に開示された（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子はＭｎ主体の硫化物であり、Ｍｇ及びＭｎの割合が重量％でＭｇが５％以上、４０％以下（原子％に換算するとＭｇが１０．６％以上、６０．１％以下）の粒子であった。この（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子は高温での安定性が十分ではなく、ＦＬ部のγ粒が一部で粗大化する場合がある。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、－５℃での靭性は満足し得る。しかしながら、－２０℃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特許文献７に開示されたＭｎ主体の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子では安定した靭性向上が困難であった。
本発明者らは粒子の高温での安定性をさらに高めるための検討を数多く実施した。その結果、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を添加することで、原子％にてＭｇが主体で、かつＭｇの原子割合の高い（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が安定して得られることを知見した。そして、そのようにして製造した本実施形態に係る溶接用鋼材の化学成分の範囲内では特許文献７にて同定されていた（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子とは異なり、より高温での安定性が高まった（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子、すなわち、Ｍｇ及びＭｎの割合が原子％で７０％≦Ｍｇ≦９０％、１０％≦Ｍｎ≦３０％であるＭｇの原子割合の高い硫化物が生成することがわかった。また、このような粒子を用いることで、－２０℃でのＨＡＺ靭性を向上させることができることを見出した。
さらに、靭性の評価温度が－２０℃のような低温になると、－５℃では問題にならなかった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。本発明者らは－５℃での靭性評価では悪影響が認められなかった小さく少量の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）の量をさらに少なくすることで－２０℃での靭性が顕著に向上することを知見した。そして島状マルテンサイトを減らすにはＣ含有量の厳格な制御と、Ｓｉ含有量の抑制と、Ｂ含有量及びＮ含有量の厳格制御とに加え、ＤＩ値で表される指標を制御することが有効であることを知見した。
上述のＭｇの原子割合の高い（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によりオーステナイト粒成長を抑制したときのＨＡＺでは細粒のフェライトとパーライトとが主体のミクロ組織となる。このような組織では、島状マルテンサイトは微細に分散しており靭性への有害度は低いと考えられていた。しかしながら、－２０℃では靭性への悪影響があるため上記の規制が必要である。さらに、ＤＩ値の規制はフェライト組織をより細粒にする点からも有効である。
上述のＭｇの原子割合の高い（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によりオーステナイト粒成長を抑制したときのＨＡＺでは細粒のフェライトとパーライトとが主体のミクロ組織となる。このような組織では、島状マルテンサイトは微細に分散しており靭性への有害度は低いと考えられていた。しかしながら、－２０℃では靭性への悪影響があるため上記の規制が必要である。さらに、ＤＩ値の規制はフェライト組織をより細粒にする点からも有効である。
さらに、－２０℃ではフェライト組織が十分に細粒になっていないと少量の島状マルテンサイトや後述する少量の酸化物や窒化物の悪影響が大きくなる。本発明者らは、フェライトを十分に微細化（細粒化）するのに（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によるオーステナイト粒成長の抑制だけでは不十分で、さらにフェライト変態の進行を遅らせることが重要であることを見出した。より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であり、かつ、島状マルテンサイトの生成が抑制されることで低温でのＨＡＺ靭性が安定して向上する。
（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子によりオーステナイト粒成長を抑制した場合には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。これに対し、本発明者らは、フェライト変態の進行を遅らせる手段として、上述したＤＩ値等による規制が有効であることを新規に知見した。さらに、検討を重ねた結果、ＤＩ値等による靭性向上効果をより安定して得るためにＣ含有量、Ｓｉ含有量及びＤＩ値を厳格に制御すること、並びに－５℃での靭性評価では悪影響が認められなかった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有効であることを新規に知見した。また、このミクロンサイズの酸化物及び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新規に知見した。
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鋼材では硫化物である（Ｍｇ、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）Ｓ粒子の粒子径を０．０１５～０．２μｍとする。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、０．０１５～０．２μｍのサイズの（Ｍｇ、Ｍｎ）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、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、Ｍｎ）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。
本実施形態では、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の粒子径を０．０１５～０．２μｍとする。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、０．０１５～０．２μｍのサイズの（Ｍｇ、Ｍｎ）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、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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）Ｓの存在割合をかけることで（Ｍｇ、Ｍｎ）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、Ｍｎ）Ｓの存在割合が９０％であった場合には（Ｍｇ、Ｍｎ）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、Ｍｎ）Ｓ粒子の同定方法について述べる。本実施形態では（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇとＭｎとの合計に対するＭｇとＭｎのそれぞれの割合を、原子％で、７０％≦Ｍｇ≦９０％及び１０％≦Ｍｎ≦３０％とする。Ｍｇ、Ｍｎ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、Ｍｎ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、Ｍｎ）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ＭｎＳとＭｇＯの複合体であると同定できる場合には、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子とはみなさない。ＭｇとＭｎの割合およびＳとＯの割合は、ＥＤＸ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観察倍率は５万～１００万倍とし、微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子内の任意の位置を定量する。
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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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。
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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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、溶接用鋼材の化学成分として、Ｍｇ、Ｍｎ、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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）Ｓ粒子を得ることはできない。また、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低くなる。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００１８％以上又は０．００２０％以上の添加がより好ましい。０．００３０％超の含有ではＭｇが酸化物を生成しやすくなり（Ｍｇ、Ｍｎ）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、その上限を０．００２７％又は０．０２５％としてもよい。
Ｍｇは（Ｍｇ、Ｍｎ）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、Ｍｎ）Ｓ粒子を得ることはできない。また、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低くなる。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００１８％以上又は０．００２０％以上の添加がより好ましい。０．００３０％超の含有ではＭｇが酸化物を生成しやすくなり（Ｍｇ、Ｍｎ）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、その上限を０．００２７％又は０．０２５％としてもよい。
Ｍｎ：１．４０％以上、１．８０％以下
Ｍｎは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を構成する元素であるために必須の元素である。Ｍｎは０．２％以上含有することで微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の多量分散が可能となるが、１０％≦Ｍｎ≦３０％を含む（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を十分に得るためには１．４０％以上含有する必要がある。また、１．４０％未満では、強度とＨＡＺ靭性を確保するためにも不利となる。ＨＡＺ靱性を改善するために、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（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が粗大化しやすくなり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、その上限を１．７５％又は１．７０％としてもよい。
Ｍｎは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を構成する元素であるために必須の元素である。Ｍｎは０．２％以上含有することで微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の多量分散が可能となるが、１０％≦Ｍｎ≦３０％を含む（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を十分に得るためには１．４０％以上含有する必要がある。また、１．４０％未満では、強度とＨＡＺ靭性を確保するためにも不利となる。ＨＡＺ靱性を改善するために、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（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が粗大化しやすくなり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、その上限を１．７５％又は１．７０％としてもよい。
Ｓ：０．００２０％以上、０．００８０％以下
Ｓは（Ｍｇ、Ｍｎ）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、Ｍｎ）Ｓ粒子の量が不十分であるので、下限を０．００２０％とした。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００２５％以上又は０．００３０％以上の添加がより好ましい。一方、０．００８０％超含有すると、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低くなり、粒子の高温での安定性が不十分となるため、０．２μｍ以下の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）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、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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）Ｓ粒子の量が不十分であるので、下限を０．００２０％とした。より多量の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００２５％以上又は０．００３０％以上の添加がより好ましい。一方、０．００８０％超含有すると、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇの割合が低くなり、粒子の高温での安定性が不十分となるため、０．２μｍ以下の微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）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、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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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％を超えて含有すると、ＨＡＺに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：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成しやすくなったり、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、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、その上限を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、Ｍｎ）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、Ｍｎ）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％を超えて含有すると、ＨＡＺに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：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成しやすくなったり、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、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、その上限を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、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させることが必要である。このためにＭｇ、Ｍｎ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、Ｍｎ以外の硫化物形成元素が過剰であると、十分な数の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が得られなくなる。代表的な元素はＣａおよびＲＥＭ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。これら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、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させることが必要である。このためにＭｇ、Ｍｎ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、Ｍｎ以外の硫化物形成元素が過剰であると、十分な数の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子が得られなくなる。代表的な元素はＣａおよびＲＥＭ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。これら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、０．１２％未満
Ｃは母材の強度を上昇させる元素である。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０．１２％を超えて含有すると、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するため、ＨＡＺ靭性が低下する。特に、－２０℃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０．１０％又は０．０９％であり、さらに好ましいＣ含有量の上限値は０．０８％である。
Ｃは母材の強度を上昇させる元素である。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０．１２％を超えて含有すると、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するため、ＨＡＺ靭性が低下する。特に、－２０℃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０．１０％又は０．０９％であり、さらに好ましいＣ含有量の上限値は０．０８％である。
Ｓｉ：０．１０％未満
Ｓｉを含有すると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。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。なお、ＨＡＺ靭性の向上のためにはＳｉの含有は望ましくないが、０．１０％未満であれば、Ｓｉを意図的に添加してもよい。
Ｓｉを含有すると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。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。なお、ＨＡＺ靭性の向上のためにはＳｉの含有は望ましくないが、０．１０％未満であれば、Ｓｉを意図的に添加してもよい。
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組織の微細化とに有効である。しかしながら、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、その下限を０．００５％又は０．００６％としてもよい。一方、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、上限値を０．０１２％とした。より好ましいＴｉ量の上限値は０．０１０％又は０．００９％であり、さらに好ましいＴｉ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組織の微細化とに有効である。しかしながら、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、その下限を０．００５％又は０．００６％としてもよい。一方、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、上限値を０．０１２％とした。より好ましいＴｉ量の上限値は０．０１０％又は０．００９％であり、さらに好ましいＴｉ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、その下限を０．０００７％又は０．００８％としてもよい。一方、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、上限値を０．００２０％とした。より好ましいＢ量の上限値は０．００１７％であり、さらに好ましいＢ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、その下限を０．０００７％又は０．００８％としてもよい。一方、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、上限値を０．００２０％とした。より好ましいＢ量の上限値は０．００１７％であり、さらに好ましいＢ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－２０℃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鋼材では、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。このため上限値を０．００５０％とした。より好ましい上限値は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、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－２０℃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鋼材では、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。このため上限値を０．００５０％とした。より好ましい上限値は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、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酸素量が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、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇ割合が低下し、（Ｍｇ、Ｍｎ）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、その下限を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酸素量が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、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇ割合が低下し、（Ｍｇ、Ｍｎ）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、その下限を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。０．０１０％超含有すると（Ｍｇ、Ｍｎ）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％に制限する。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。０．０１０％超含有すると（Ｍｇ、Ｍｎ）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％に制限する。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。
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。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。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。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。
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。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含有量を、０．６％以下に制限した。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。
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含有量を、０．６％以下に制限した。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、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含有量を、０．４０％以下に制限した。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。
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、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含有量を、０．４０％以下に制限した。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、０．０２％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。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。
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、０．０２％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。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を添加してよい。しかしながら、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、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を添加してよい。しかしながら、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、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鋼材では、ｙ形溶接割れ試験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。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
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］…式１
さらに、本実施形態に係る溶接用鋼材では、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、式２で表される焼入れ性指数ＤＩ値を０．７０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が０．７０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。より好ましくは０．７５である。一方、ＤＩ値が２．３０を超えるとＨＡＺが硬化しＨＡＺ靭性が低下するため上限値を２．３０とした。より好ましいＤＩ値の上限値は１．５０であり、さらに好ましくは１．３０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１、式２において、［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。
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１、式２において、［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。
本実施形態に係る溶接用鋼材は、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鋼材には、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、Ｚｒ、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、Ｚｒ、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、その鋼材は本発明の請求範囲内と解釈する。
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、Ｚｒ、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、Ｚｒ、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鋼材における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鋼材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Ｍｎとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で７０％以上９０％以下である（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの微細粒子を含有した鋳片を得ることができる。
Ｍｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加し溶鋼中の酸素量を低減しておかないと、その後に添加したＭｇが粗大な酸化物として消費されてしまうため微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子となるＭｇ量が減少する。その結果、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇ／Ｍｎ割合が低下して（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の高温での安定性が低下する。このため、Ｍｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加することは特に重要である。
Ｍｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加し溶鋼中の酸素量を低減しておかないと、その後に添加したＭｇが粗大な酸化物として消費されてしまうため微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子となるＭｇ量が減少する。その結果、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇ／Ｍｎ割合が低下して（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の高温での安定性が低下する。このため、Ｍｇの添加に先立ちＡｌを０．０２０％以上添加することは特に重要である。
Ｃａ、ＲＥＭは意図的に添加していない場合でも、溶鋼鍋に使用される耐火物や、脱硫などの目的で添加されるフラックスやスラグ、合金原料中などから溶鋼中に混入する場合がある。そのため、Ｃａ、ＲＥＭの混入を０．０００５％以下に抑制することは重要である。Ｃａ、ＲＥＭの混入を０．０００５％以下に抑制するには、耐火物、フラックス、スラグや合金原料中などに含まれるＣａ、ＲＥＭ量を管理する。あるいは、Ｃａ、ＲＥＭが酸化物等の安定な形態、形状をしており溶鋼中に混入しにくいか否かを管理する。Ｃａ及びＲＥＭの下限を制限する必要はなく、その下限は０％である。
上述のように、ＡｌとＭｇの添加順、及びＣａ、ＲＥＭの混入量を制御する理由について説明する。単に鋼中にＭｇを添加しただけでは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子はほとんど生成しない。その理由はＭｇが強脱酸元素であり酸化物となってしまうことにある。また、Ｍｇは溶鋼中での蒸気圧が高く、多量に添加しても溶鋼中に歩留りにくい元素である。このため、０．００１５～０．００３０％程度の微量のＭｇが酸化物として消費されてしまうのを防ぎ、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させることは極めて重要である。Ｍｇの添加に先立ちＡｌ添加した際のＡｌ含有量が０．０２０％未満では（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子の個数が十分に得られない。この時のＭｇは主にＭｇＡｌ２Ｏ４あるいはＭｇＯとして酸化物として存在する。また、Ｍｇが酸化物の形成に消費されるため、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子中のＭｇとＭｎの合計に占めるＭｇの割合も低下する。
一方、Ｍｇの添加に先立ってＡｌ含有量を０．０２０％以上とした場合、Ａｌによる十分な溶鋼脱酸が可能となり、溶鋼中の酸素量を０．００２０％以下に安定して低減できる。その結果酸化物量が減少し、また、酸化物の組成もＡｌ２Ｏ３が主体となりＭｇＯは減少するので、Ｍｇの多くは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子として存在する。すなわち、Ｍｇの添加に先立つ０．０２０％以上のＡｌ添加により、微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を多数生成させることができる。
一方、Ｍｇの添加に先立ってＡｌ含有量を０．０２０％以上とした場合、Ａｌによる十分な溶鋼脱酸が可能となり、溶鋼中の酸素量を０．００２０％以下に安定して低減できる。その結果酸化物量が減少し、また、酸化物の組成もＡｌ２Ｏ３が主体となりＭｇＯは減少するので、Ｍｇの多くは（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子として存在する。すなわち、Ｍｇの添加に先立つ０．０２０％以上のＡｌ添加により、微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を多数生成させることができる。
さらに、微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を生成させるには、Ｍｇ、Ｍｎ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。代表的な元素はＣａおよびＲＥＭであり、ＣａやＲＥＭはＭｇに比較し酸素や硫黄と結合しやすく粗大な酸・硫化物を形成しやすい。Ｍｇ添加前にＡｌが０．０２０％以上添加されていても、ＣａやＲＥＭが０．０００５％を超えて溶鋼中に混入していると、ＣａまたはＲＥＭとＡｌとを含む粗大な酸・硫化物が多く生成し、その後にＭｇを添加しても微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を安定して得ることが難しくなる。また、Ａｌを０．０２０％以上添加した後の、Ｍｇ添加中や添加後にＣａやＲＥＭが混入する場合でも、それらの混入量が０．０００５％を超えると微細な（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ粒子を安定して得ることが難しくなる。
鋳造後の加熱、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３２０ｍｍのスラブを製造した。表１、表２に鋼種Ａ１～Ａ５２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Ａ２７～Ａ３５、Ａ３７～Ａ４２、Ａ４５～Ａ５２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Ａ３６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Ａ４３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Ａ４４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。鋼種Ａ２５、Ａ２６はＭｇを添加してからＡｌを添加した。
表３、表４に鋼種Ａ１～Ａ５２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．１～５２）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－４０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－４０）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３０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－２０℃で行い（ｖＥ－２０）、９本繰り返しの平均値と最低値とで靭性を評価した。また、ピーク温度１４００℃で１００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、Ｍｎ）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Ｍｎとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で７０％以上９０％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Ｍｎと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－４０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－２０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－４０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－２０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、Ｍｎ）Ｓ粒子を１平方ｍｍあたり１．０×１０４個以上含み、オーステナイト粒径が１５０μｍ以下と細粒である。なお、引張強さも４９０ＭＰａ以上と高かった。
これに対して、鋼材Ｎｏ．２８、２９および３０、３３、３７、４１、５０はそれぞれＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｐ含有量、Ａｌ含有量、Ｂ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．３２、３９、４５はそれぞれＭｎ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎ含有量が上限値を超えており、また鋼材Ｎｏ．３１、４０、４７、４９はＤＩ値が不足しているため、ＨＡＺ靭性の最低値、もしくは、最低値と平均値の両方において目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．３４、３６、４２はＳ含有量、Ａｌ含有量、Ｍｇ含有量が不足しており、（Ｍｇ、Ｍｎ）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．３５、４３、４４、４６はＳ含有量、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量、Ｏ含有量が過剰であり、（Ｍｇ、Ｍｎ）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．４８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．２５、２６はＭｇを添加してからＡｌを添加したものであり、（Ｍｇ、Ｍｎ）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靭性の平均値では目標値を満足できるものの、最低値が目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．３８は、Ｔｉ含有量が不足しているため、組織微細化効果が得られず、ＨＡＺ靭性の平均値、最低値の目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．５１は、Ｃｕ含有量、鋼材Ｎｏ．５２は、Ｃｒ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量が上限を超えているため、ＨＡＺ靭性が目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．２７、３１、３８、４０、４７は、母材の降伏応力及び引張強さが目標値を満足していなかった。
これに対して、鋼材Ｎｏ．２８、２９および３０、３３、３７、４１、５０はそれぞれＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｐ含有量、Ａｌ含有量、Ｂ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．３２、３９、４５はそれぞれＭｎ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎ含有量が上限値を超えており、また鋼材Ｎｏ．３１、４０、４７、４９はＤＩ値が不足しているため、ＨＡＺ靭性の最低値、もしくは、最低値と平均値の両方において目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．３４、３６、４２はＳ含有量、Ａｌ含有量、Ｍｇ含有量が不足しており、（Ｍｇ、Ｍｎ）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．３５、４３、４４、４６はＳ含有量、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量、Ｏ含有量が過剰であり、（Ｍｇ、Ｍｎ）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．４８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．２５、２６はＭｇを添加してからＡｌを添加したものであり、（Ｍｇ、Ｍｎ）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靭性の平均値では目標値を満足できるものの、最低値が目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．３８は、Ｔｉ含有量が不足しているため、組織微細化効果が得られず、ＨＡＺ靭性の平均値、最低値の目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．５１は、Ｃｕ含有量、鋼材Ｎｏ．５２は、Ｃｒ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量が上限を超えているため、ＨＡＺ靭性が目標値を満足できない。鋼材Ｎｏ．２７、３１、３８、４０、４７は、母材の降伏応力及び引張強さが目標値を満足していなかった。
本発明の溶接用鋼材によれば、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。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５％以上、０．１２％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、
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、
Ｃａ：０．０００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以下、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｃｒ：０．６％以下、
Ｍｏ：０．４％以下、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ：０．０６％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０．７０以上、２．３０以下であり、
粒子径が０．０１５μｍ以上０．２μｍ以下のＭｇ・Ｍｎ含有硫化物を１平方ｍｍあたり１．０×１０４個以上３．０×１０５個以下含み、
前記Ｍｇ・Ｍｎ含有硫化物において、ＭｇとＭｎとの合計に占めるＭｇの割合が、原子％で７０％以上９０％以下である、
ことを特徴とする溶接用鋼材。
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、
に制限することを特徴とする請求項１記載の溶接用鋼材。 - 更に、質量％で、
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または２に記載の溶接用鋼材。 - 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又は２に記載の溶接用鋼材。
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