(57)【要約】【課題】入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接継手部でＢｏｎｄを含むＨＡＺの低温靭性を向上させる。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００３％、Ｎ：０．００４〜０．００７％を含み、残部が実質的にＦｅからなり、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂの一種または二種以上、下記の式を満たすＮ−Ｔｉ−Ｂバランス、成分組成と冷却速度からなる限定式を満足する成分組成とする。０．９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮ  ここで、ＩＮ＝Ｔｉ／３．４＋１．３Ｂ、Ｎ，Ｔｉ，Ｂは含有量をｐｐｍで表示した数値とする。【選択図】図１
2006045586.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００３％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００４〜０．００７％を含み、残部が実質的にＦｅからなり、且つ、下記の（１）、（２）式を満足する溶接部の低温靭性に優れた溶接構造用鋼。
０．９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮ        （１）
ここで、ＩＮ＝Ｔｉ／３．４＋１．３Ｂ
Ｎ，Ｔｉ，Ｂは含有量をｐｐｍで表示した数値とする。
Ｔ＝α＋β×［１＋ｅｘｐ｛−γ（ｌｎ（１／２）−δ）｝］−1≧６７０        （２）
ここで、α，β，γ，δは以下の式により求まる値とする。
α＝７１４−４５１×［Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］
β＝１０２＋１．８×√［Ｘ］√［Ｙ］
γ＝２．５＋０．５×√［Ｘ］√［Ｙ］
δ＝−０．６−０．０２５×√［Ｘ］√［Ｙ］
但し、［Ｘ］はＮ−Ｔｉ／３．４で求められる値で、Ｎ−Ｔｉ／３．４＜１０の場合は［Ｘ］＝０、Ｎ−Ｔｉ／３．４＞５０の場合は［Ｘ］＝５０とし、Ｎ−Ｔｉ／３．４が１０〜５０の場合は計算値とする。
［Ｙ］はボロン（Ｂ）の含有量により規定される値で、ボロン（Ｂ）の含有量が１８を超える場合は［Ｙ］＝１８、ボロン（Ｂ）の含有量が１０未満となる場合は［Ｙ］＝０とし、ボロン（Ｂ）の含有量が１０〜１８の場合はその含有量とする。ここで、Ｎ，Ｔｉ，Ｂは含有量をｐｐｍで表示した数値とする。また、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは含有量を質量％で表した数値とし、添加されないものは０とする。
【請求項２】
更に、質量％でＣｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％の一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接部の低温靭性に優れた溶接構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、海洋構造物、圧力容器、船舶、橋梁、建築およびラインパイプ等に用いられる溶接構造用鋼であって、特にＢｏｎｄ部を含む大入熱溶接ＨＡＺ部の低温靭性に優れた鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、海洋構造物、圧力容器、船舶等の鋼構造物の大型化に伴い、使用される鋼材は厚肉化される傾向にある。厚肉材の場合、仮付け溶接等の小入熱溶接時の低温割れの防止とともに、溶接作業能率を向上させるためにエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）などの大入熱溶接が適用された際の溶接部の低温靭性の確保が課題とされている。
【０００３】
そのため、厚肉材では、小入熱溶接時の低温割れ防止のため、低Ｃｅｑ、低Ｐｃｍ化するとともに、大入熱溶接ＨＡＺ部の靭性劣化を防止するような成分設計が行われている。しかしながら、近年、構造物によっては、従来よりも遥かに大きな入熱量（３００ｋＪ／ｃｍ以上）の溶接施工がなされるとともに、その溶接部に対して、例えば−４０℃といった低温での靭性確保が求められるなど、その要求特性はより厳しくなる傾向にあり、成分設計の困難性は増大している。
【０００４】
大入熱溶接ＨＡＺ部の靭性向上に関して種々の技術が提案されているが、それらは主にＨＡＺ部の組織を微細組織とするもので、その技術思想は、（1）析出物、介在物によるピンニング作用でオーステナイト粒の粗大化を防止する、（2）介在物などを析出サイトとして粒内フェライトを生成させ、実質的に微細粒とすることに大別される。
【０００５】
特許文献１、特許文献２は（1）に関するもので、特許文献１には微細なＴｉＮを析出させオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することが記載されているが、１４００℃を超える温度に達するＨＡＺ部（特にＢｏｎｄ部）では、ＴｉＮの大部分が溶解するため粗大組織となり、靭性は改善されない。
【０００６】
特許文献２には、微細なＡｌ2Ｏ3析出物を多量に析出させ、オーステナイト粒を微細化させることが記載されているが、エレクトロガス溶接のように高温で長時間保持される大入熱溶接ではその効果は不十分である。
【０００７】
特許文献３、特許文献４は（2）に関するもので、特許文献３には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微細なＨＡＺ組織とすることが記載されているが、Ｔｉ酸化物を鋼中に微細に分散させるため、強脱酸元素のＡｌを０．００７％以下とする特殊な成分組成であり、実製造においては鋼種編成が複雑になる。
【０００８】
特許文献４には、Ｃａ酸化物やＣａオキシサルファイドを核生成サイトとして粒内フェライトを生成させＨＡＺ組織を微細化することが記載されているが、Ｃａ酸化物を安定して確保するためＯを０．００４０％以下とし、強脱酸元素のＡｌを０．００７％以下とするため、脱酸方法や成分元素の添加に精密な制御が必要で、更に併用する溶接材料によっては溶接金属の靭性が低下することも懸念される。
【０００９】
これらの技術を更に改善したものとして特許文献５、特許文献６がある。特許文献５には、Ｎ量をＴｉ及びＢの添加量に応じて添加することで、ＴｉＮ、ＢＮを微細に且つ多量に分散させ、溶接部の靭性を向上させることが記載されているが、その効果を最大限に活用するためにはＮ含有量を高くすることが必要であり、固定されない余剰なＮにより１０００〜１２００℃となるＨＡＺ部で脆化が生じることが懸念される。
【００１０】
特許文献６は、入熱量５００〜１０００ｋＪ／ｃｍの超大入熱溶接において、長い高温滞留時間の下でも溶解消滅しない大きさのＴｉＮをＢｏｎｄ部を含むＨＡＺ部に確保し、このＴｉＮを核に微細なＢＮを多量に析出させることで、−２０℃の低温でのＢｏｎｄ部靭性およびＨＡＺ部靭性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法が記載されている。
【特許文献１】特公昭５５−２６１６４号公報
【特許文献２】特許第２９５００７６号公報
【特許文献３】特開昭６１−７９７４５号公報
【特許文献４】特開平５−２８７３７４号公報
【特許文献５】特開平９−２０９５５号公報
【特許文献６】特許第２９３１０６５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
上述したように、析出物を用いて大入熱溶接ＨＡＺ部を微細化する場合、析出物が溶解して十分なピンニング効果が得られなかったり、溶解し難い析出物を形成するためには特殊な成分組成や脱酸条件の精密化などが必要となるなど、母材製造条件に制約が生じていた。
【００１２】
例えば、特許文献６記載の技術ではＴｉＮが入熱量５００〜１０００ｋＪ／ｃｍの超大入熱溶接部に特有の長い高温滞留時間でも溶解しないようにするために、鋳造凝固過程の冷却速度を５℃／分以下とすることが必要となる。このような制約は、例えば大型化の著しいコンテナ船用として多量の鋼板を製造する場合、生産性の観点から好ましいものではない。
【００１３】
また、いずれの特許文献においても、シャルピー衝撃値の変動幅に関する検討が十分なされているとは言い難く、構造物の局所脆化といった安全性の面で課題が残っている。
【００１４】
本発明は、生産性に優れ、且つ溶接直後の冷却過程における８００〜５００℃の冷却速度が２℃／ｓ以下となるような入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接部のＢｏｎｄ部およびＨＡＺ部のシャルピー衝撃試験において、シャルピー衝撃値（ｖＥ−４０：試験温度−４０℃）が、少なくとも１００Ｊ以上となる鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、特許文献６記載の技術に関して詳細に検討を行った。その結果、鋼板の表面性状や清浄性を考慮してＴｉ添加量を低く抑えた場合、Ｂ添加（ＢＮ析出）による靭性改善効果は安定して得られなかった。すなわち、−４０℃のような低温におけるシャルピー衝撃試験では、その切欠位置によっては靭性値の変動が観察された。このように靭性値が安定しない原因としては、Ｂ添加による焼入れ性向上効果の方が強く作用したことによるものと推測される。
【００１６】
そこで本発明者らは、溶接部における焼入れ性（変態現象）と粒内フェライト生成による靭性改善効果との関係を把握すべく、種々の成分組成の鋼について、溶接直後の冷却過程を模擬したＣＣＴ曲線を用いて変態現象と粒内フェライトの生成状況を観察し、以下の知見を得た。
【００１７】
１．粒内フェライト生成量が多いものは組織が微細となり、溶接部の低温靭性が良好になると予測される。
【００１８】
２．粒内フェライト生成量が多いものは、少ないものより粒内フェライトの生成開始温度は高くなる。
【００１９】
３．粒内フェライトの生成開始温度が同じであっても、成分組成によって常温で観察される粒内フェライトの生成量に差が生じる場合がある。
【００２０】
４．したがって、大入熱溶接部で粒内フェライトを生成させ微細組織とするためには、粒内フェライトの生成開始温度が高く生成量が多くなるように、成分組成の選定・成分元素相互の関係を規定することが有効である。
【００２１】
また本発明者らは、鋼中のＡｌ量、Ｏ量を適正化し、更にＮ量をＴｉ、Ｂ量との関係において規定した場合、大入熱溶接部のＨＡＺ部（Ｂｏｎｄ部を含む）で−４０℃の低温靭性が優れていることも見出した。
【００２２】
本発明はこれらの知見に更に検討を加えて成されたものであり、すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００３％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００４〜０．００７％を含み、残部が実質的にＦｅからなり、且つ、下記の（１）、（２）式を満足する溶接部の低温靭性に優れた溶接構造用鋼。
０．９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮ        （１）
ここで、ＩＮ＝Ｔｉ／３．４＋１．３Ｂ
Ｎ，Ｔｉ，Ｂは含有量をｐｐｍで表示した数値とする。
Ｔ＝α＋β×［１＋ｅｘｐ｛−γ（ｌｎ（１／２）−δ）｝］−1≧６７０        （２）
ここで、α，β，γ，δは以下の式により求まる値とする。
【００２３】
α＝７１４−４５１×［Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］
β＝１０２＋１．８×√［Ｘ］√［Ｙ］
γ＝２．５＋０．５×√［Ｘ］√［Ｙ］
δ＝−０．６−０．０２５×√［Ｘ］√［Ｙ］
但し、［Ｘ］はＮ−Ｔｉ／３．４で求められる値で、Ｎ−Ｔｉ／３．４＜１０の場合は［Ｘ］＝０、Ｎ−Ｔｉ／３．４＞５０の場合は［Ｘ］＝５０とし、Ｎ−Ｔｉ／３．４が１０〜５０の場合は計算値とする。
［Ｙ］はボロン（Ｂ）の含有量により規定される値で、ボロン（Ｂ）の含有量が１８を超える場合は［Ｙ］＝１８、ボロン（Ｂ）の含有量が１０未満となる場合は［Ｙ］＝０とし、ボロン（Ｂ）の含有量が１０〜１８の場合はその含有量とする。ここで、Ｎ，Ｔｉ，Ｂは含有量をｐｐｍで表示した数値とする。また、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖはは含有量を質量％で表した数値とし、添加されないものは０とする。
【００２４】
２．更に、質量％でＣｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％の一種又は二種以上を含有することを特徴とする１記載の溶接部の低温靭性に優れた溶接構造用鋼。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接継手部において、優れた低温靭性が安定して確保できる溶接構造用鋼が得られ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
本発明では、成分組成を規定する。
【００２７】
Ｃ
Ｃは、鋼材の強度を確保するために添加するが、０．１２％を超えて添加すると高炭素島状マルテンサイトが生成し、溶接ＨＡＺ部靭性を低下させる。一方、０．０４％未満では十分な強度を確保するためには、その他の焼入れ性向上元素を多量に添加しなければならず、生産原価の上昇をもたらす。このため、０．０４〜０．１２％とする。
【００２８】
Ｓｉ
Ｓｉは、脱酸材として、また鋼材の強度を確保するため、０．０１％以上添加する。一方、０．５％を超えて添加すると高炭素島状マルテンサイトの生成が容易となり、溶接ＨＡＺ靭性が低下するようになるため、０．０１〜０．５％とする。
【００２９】
Ｍｎ
Ｍｎは、鋼材の強度を確保するため、０．５％以上添加する。一方、２％を超えると焼入れ性が増大し、溶接性、ＨＡＺ部靭性を劣化させるため、０．５〜２％とする。
【００３０】
Ｓ
Ｓは、溶接ＨＡＺ部においてフェライトの核生成サイトとなるＭｎＳを形成するため、０．００１％以上含有させる。一方、０．０１％を超えると、母材および溶接ＨＡＺ部の靭性が低下するため、０．００１〜０．０１％とする。
【００３１】
Ｔｉ
Ｔｉは、大入熱溶接ＨＡＺ部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、フェライトの核生成サイトとなるＴｉＮの形成に必要で、０．００５％以上添加する。一方、０．０３％を超えて添加すると、母材靭性および溶接ＨＡＺ部靭性に有害なＴｉＣが析出し、鋼板の表面疵も多発するため、０．００５〜０．０３％とする。
【００３２】
Ｂ
Ｂは、フェライトの核生成サイトとなるＢＮを生成するため、０．００１％以上添加する。一方、０．００３％を超えて添加すると溶接ＨＡＺ部靭性が低下するため、０．００１〜０．００３％とする。
【００３３】
ｓｏｌ．Ａｌ
ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸および溶接ＨＡＺ部靭性に有害な固溶Ｎを低減させ、Ａｌ2Ｏ3析出物を生成させるため、０．０４％以上とする。一方、０．０８％を超えると、粗大なＡｌ系介在物が生じ靭性が低下するため０．０４〜０．０８％とする。
【００３４】
図１に、ｓｏｌ．Ａｌ量が本発明範囲内のものと本発明範囲外のものの大入熱溶接継手部のシャルピー衝撃試験結果を比較して示す。溶接は、入熱量が４２０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接で、シャルピー衝撃試験は切欠位置をＢｏｎｄ、ＨＡＺ１ｍｍ、ＨＡＺ３ｍｍ、ＨＡＺ５ｍｍとし、試験温度−４０℃とした。ここで、ＨＡＺ１ｍｍは切欠位置がＢｏｎｄ部からＨＡＺ側に１ｍｍの位置での試験結果を表す。
【００３５】
その結果、本発明鋼ではＨＡＺ全域で優れたシャルピー衝撃値が得られることが確認された。なお、試験結果は３本の平均値を示す。
【００３６】
図２は、図１のシャルピー衝撃試験で切欠位置をＨＡＺ１ｍｍとした場合に得られた個々の衝撃値と平均値を示すもので、ｓｏｌ．Ａｌ量が本発明範囲外で低い供試鋼の場合、平均値とかけ離れた低い衝撃値が得られ、局所脆化による安全性の低下が懸念される試験結果となった。
【００３７】
ｓｏｌ．Ａｌ量が低い供試鋼の場合、最高加熱温度がＢｏｎｄ部より低いＨＡＺ１ｍｍの位置ではＡｌＮが十分生成せず、ＴｉやＢと窒化物を形成しきれなかったＮが鋼中に固溶し、フェライト地組織の靭性を劣化させたものと思われる。
【００３８】
Ｎ
Ｎは、溶接ＨＡＺ部においてｓｏｌ．ＡｌとＡｌＮを形成してオーステナイト粒の粗大化を抑制し、またフェライトの核生成サイトとなるＢＮ、ＴｉＮを生成するため、０．００４％以上添加する。一方、０．００７％を超えるとＡｌＮが形成しても固溶Ｎ量が溶接ＨＡＺ部靭性を低下させるようになるため、０．００４〜０．００７％とする。
【００３９】
Ｏ
Ｏは、ＢＮ、ＴｉＮの析出サイトとなるＡｌ2Ｏ3析出物を確保するため０．００１％以上とする。一方、０．００５％を超えると粗大介在物が生成しやすく靭性の劣化をもたらすため、０．００１〜０．００５％とする。
【００４０】
０．９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮ    （１）
ここで、ＩＮ＝Ｔｉ／３．４＋１．３Ｂであり、Ｎ，Ｔｉ，Ｂは含有量をｐｐｍで表示した数値とする。
【００４１】
本パラメータ式（１）は、Ｎの含有量をＴｉおよびＢとの関係で規定するもので、本パラメータ式を満足することにより、含有されるＮの大部分がＴｉＮ、ＢＮとなる。
【００４２】
残部が実質的にＦｅからなるとは、本発明の作用効果を損なわない範囲で、Ｐなどの不可避的不純物、その他の微量元素を含有することを意味する。
【００４３】
図３は冷却速度を２℃／ｓとした場合のＣＣＴ曲線における変態現象と粒内フェライトの生成開始温度を示す図で、熱膨張計による変態点の測定結果を模式的に示している。
供試鋼１の成分組成は本発明範囲内のもの、供試鋼２は本発明範囲外のものである。
【００４４】
図において、Ａ１およびＡ２は粒界フェライトの生成開始温度を示し、Ｔ１およびＴ２は熱膨張曲線上の極小点で粒内フェライトの生成開始温度を示す。鋼１と鋼２の熱膨張曲線を比較すると、粒界フェライトの生成開始温度Ａ１、Ａ２は同じであるが、熱膨張曲線の極小点（変態点）を示す温度Ｔ１、Ｔ２が相違する。
【００４５】
つまり、鋼１の極小点Ｔ１は、鋼２の極小点Ｔ２よりも高くなっている。これは、鋼１ではＢＮの析出が十分なため粒界フェライトの生成開始後、速やかに粒内フェライトの生成が生じることを示しており、Ｔ１すなわち粒内フェライトの生成開始温度は６７０℃以上である。
【００４６】
Ｔｉ、Ｂ量を種々変えた鋼について同様の実験で求めた熱膨張曲線上の極小点（変態点）と大入熱溶接継手Ｂｏｎｄ部靭性の関係を求めたところ、図４に示すように、変態点が６７０℃以上の鋼で優れたシャルピー衝撃試験値の得られることが確認された。
【００４７】
したがって、大入熱溶接ＨＡＺ部（Ｂｏｎｄ部含む）で粒内フェライトを生成させて微細組織として靭性改善を図るためには、溶接後の冷却過程における変態点（粒内フェライトの生成開始温度）が６７０℃以上となるように成分組成を調整することが必要である。
【００４８】
粒内フェライトの生成開始温度であるＣＣＴ曲線における変態点Ｔは、母材の成分組成と冷却速度により定まるものであり、本発明者らの検討によれば、下記（３）式で規定される。
Ｔ（ｖ）＝α＋β×［１＋ｅｘｐ｛−γ（ｌｎ（１／ｖ）−δ）｝］−1  （２）
本パラメータ式（２）で、ｖはＣＣＴ曲線の冷却速度（℃／ｓ）、α，β，γ，δは以下の式により求まる値とする。
【００４９】
α＝７１４−４５１×［Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］
β＝１０２＋１．８×√［Ｘ］√［Ｙ］
γ＝２．５＋０．５×√［Ｘ］√［Ｙ］
δ＝−０．６−０．０２５×√［Ｘ］√［Ｙ］
但し、［Ｘ］はＮ−Ｔｉ／３．４で求められる値で、Ｎ−Ｔｉ／３．４＜１０の場合は［Ｘ］＝０、Ｎ−Ｔｉ／３．４＞５０の場合は［Ｘ］＝５０とし、Ｎ−Ｔｉ／３．４が１０〜５０の場合は計算により求められた値とする。
【００５０】
［Ｙ］はボロン（Ｂ）の含有量により規定される値で、ボロン（Ｂ）の含有量が１８を超える場合は［Ｙ］＝１８、ボロン（Ｂ）の含有量が１０未満の場合は［Ｙ］＝０とし、ボロン（Ｂ）の含有量が１０〜１８の場合はその含有量とする。ここで、Ｎ，Ｔｉ，Ｂは含有量をｐｐｍで表示した数値とする。  
【００５１】
尚、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは含有量を質量％で表した数字とし添加されないものは０とする。
【００５２】
本発明で対象とする入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接においては、溶接冷却過程の８００〜５００℃の冷却速度は２℃／ｓ以下の非常に緩慢な冷却状態となる。このため、（３）式において冷却速度ｖ＝２とした時のＴ値が６７０以上を満足するように母材の成分組成を調整した鋼（すなわち、（２）式を満足する鋼）は、粒内フェライトが多く生成した微細組織となり、良好な溶接Ｂｏｎｄ部およびＨＡＺ部靭性が得られる。
【００５３】
本発明鋼は、上述した成分組成、パラメータ式を満足することにより優れた特性が得られるが、更にその特性を向上させるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂの一種または二種以上を質量％で、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％で添加することができる。
【００５４】
本発明鋼は常法の鋳造冷却速度で鋳造することが可能であり、その後、所望する特性に応じて常法の圧延、熱処理にて厚鋼板とすることが可能で製造方法を限定しない。
【実施例】
【００５５】
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造法でスラブとした後、１１００〜１２５０℃に加熱し、ＴＭＣＰ（制御圧延・制御冷却）またはＤＱ−Ｔ（直接焼入れ・焼き戻し）により板厚５０〜７０ｍｍの鋼板とした。
【００５６】
これらの鋼板に対して、板厚に応じて入熱量３４０〜５３０ｋＪ／ｃｍとなるエレクトロガスアーク溶接を実施し、作製した溶接継手から切り欠き位置がＢｏｎｄ、ＢｏｎｄからＨＡＺ側に１ｍｍ、３ｍｍ、５ｍｍとなるシャルピー衝撃試験片を採取し、試験温度−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギ−値を求めた。
【００５７】
表２に製造条件、母材の強度、靭性と溶接継手試験結果を示す。Ｎｏ．１〜１４は本発明鋼で、母材の引張強度５１０Ｎ／ｍｍ2以上、−４０℃でのシャルピー衝撃値２００Ｊ以上であり、溶接部靭性についてもＢｏｎｄ部を含むＨＡＺ全域で−４０℃のシャルピー衝撃値１００Ｊ以上が得られている。
【００５８】
一方、Ｎｏ．１５〜３０は比較鋼で、成分組成が本発明範囲外であったり、よしんば本発明範囲内であっても成分元素相互のバランス関係が悪いため（１）あるいは（２）式を満足しておらず、本発明鋼に対して溶接部靭性が劣っている。
【００５９】
Ｎｏ．１５、１６、２７は、Ｔｉ、ＢおよびＮのバランスが悪く（１）式を満足していないため、Ｂｏｎｄ部およびＨＡＺ１ｍｍの靭性に著しく劣る。
【００６０】
Ｎｏ．２０、２５は、（１）式を満足するものの、ＢあるいはＴｉが低いため（２）式を満足せず、Ｂｏｎｄ部およびＨＡＺ１ｍｍでの靭性が劣る。
【００６１】
Ｎｏ．１７、１８、２１、２２、２４は、ｓｏｌ．Ａｌ量が低いため、ＨＡＺ３ｍｍでの靭性が劣っており、Ｎｏ．２８はｓｏｌ．Ａｌ量が高いため、Ｂｏｎｄ部およびＨＡＺ１ｍｍが劣っている。
【００６２】
Ｎｏ．２３、３０は、Ｏ量が本発明範囲外であるため、Ｂｏｎｄ部の靭性が本発明鋼に対して劣っている。
【００６３】
Ｎｏ．１９、２６は成分組成は本発明範囲内であるが、Ｎｏ．１９は（１）式、Ｎｏ．２６は（２）式をそれぞれ満足しておらず、Ｂｏｎｄ部靭性が劣っている。
【００６４】
【表１】
2006045586.tif 000003
【００６５】
【表２】
2006045586.tif 000004
【図面の簡単な説明】
【００６６】
【図１】大入熱溶接継手部（切欠位置：Ｂｏｎｄ，ＨＡＺ１ｍｍ、３ｍｍ、５ｍｍ）のシャルピー衝撃試験結果におよぼすｓｏｌ．Ａｌ量の影響を示す図。
【図２】大入熱溶接継手ＨＡＺ部のシャルピー衝撃試験結果（切欠位置：ＨＡＺ１ｍｍ）における平均値と個々の衝撃値におよぼすｓｏｌ．Ａｌ量の影響を示す図。
【図３】熱膨張曲線における変態点と粒内フェライ生成開始温度の関係を説明する図。
【図４】熱膨張曲線上の極小点（変態点）と大入熱溶接Ｂｏｎｄ部靭性（−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギ−値）の関係を示す図。
【図１】
2006045586.tif 000005
【図２】
2006045586.tif 000006
【図３】
2006045586.tif 000007
【図４】
2006045586.tif 000008