(57)【要約】【課題】高い強度と延性、並びに靱性を併せ持ち、しかも実用材料に欠かせない鋳造性や溶接性にも優れた鋳鋼材を得ることを目的とする。【解決手段】焼入れ・焼戻熱処理を施した鋳鋼材において、高強度、高延性、高靭性を兼ね備え、焼戻温度に対する感受性が低く、かつ鋳造性、溶接性にも優れた鋳鋼材の下記成分組成他を見出した。  重量％で、Ｃ：０．１２（超）〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：３．０〜４．０％、Ｃｒ：０．１５〜０．４％、Ｍｏ：０．３０〜０．５０％、Ｖ：０．０５〜０．１５％、Ｎ：０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０１〜０．０５％。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で
Ｃ  ：０．１２（超）〜０．２０％
Ｓｉ：０．１５〜０．７％
Ｍｎ：０．４〜１．０％
Ｐ  ：０．０１５％以下
Ｓ  ：０．０１５％以下
Ｎｉ：３．０〜４．０％
Ｃｒ：０．１５〜０．４％
Ｍｏ：０．３０〜０．５０％
Ｖ  ：０．０５〜０．１５％
Ｎ  ：０．００５〜０．０２％
Ｃａ：０．０１〜０．０５％
を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする構造用高強度鋳鋼材。
【請求項２】
前記Ｃａ量が、重量％で
Ｓ×２．５≦Ｃa≦Ｓ×４．５
の関係を満足することを特徴とする請求項１に記載の構造用高強度鋳鋼材。
【請求項３】
前記ＣａをＮｉ−Ｃａ合金によって添加することを特徴とする請求項１又は２に記載の構造用高強度鋳鋼材。
【請求項４】
前記Ｖ量が、重量％で
（Ｃ＋Ｎ）×０．４≦Ｖ≦（Ｃ＋Ｎ）×０．８
の関係を満足する請求項１乃至３のいずれか1項に記載の構造用高強度鋳鋼材。
【請求項５】
前記成分が、
Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４
で示される炭素当量の値が、０．６％以下であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか1項に記載の構造用高強度鋳鋼材。
【請求項６】
引張強さ≧１０００ＭＰａ、伸び≧１２％、絞り≧４０％、衝撃値≧６０Ｊ／cm2（ＪＩＳ３号試験片、２０℃）を同時に満足することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか1項に記載の構造用高強度鋳鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に重車両部品や建築・土木・橋梁などの構造部材に使用する、強度、延性、靱性、溶接性、鋳造性のいずれの点でも優れた、鋳鋼材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、過酷な条件下で使用される特殊重車両の車軸、サスペンション等の足回り部品、及び多様なデザインと大空間を創生するための建築構造物用部材等において、高強度でかつ延性、靱性にすぐれ、形状自由度の高い素材が求められている。
素材に高強度が要求される理由は、いずれも大型化に伴う総重量の増加を抑えるため、部材を軽量化する必要性に迫られているためである。このような目的で用いられる鉄系構造用素材としては、圧延鋼材や鍛鋼材（以下、鋼材と称す）及び鋳鋼材があるが、このような厳しい用途には、従来、鋼材が用いられてきた。これは、鋳鋼材は同一強度の鋼材と比較した場合、延性、靱性が低く、ユーザーの要求を満たすことが難しかったからである。
【０００３】
一方、鋼材はその製造プロセスの関係から、製品形状の自由度が制限される。最近になって軽量化要求がますます強くなる傾向にあり、需要者は軽量化するために薄肉で複雑な部品形状を求めようになっており、鋼材ではこのような需要者の要求に十分対応できないという問題が顕在化してきている。
上記の背景から、近年、高強度と延性、靱性を兼ね備えた鋳鋼材の開発が行われるようになってきた。しかし、1000MPa以上の強度（引張強さ）を有し、しかも延性（伸び12％以上、絞り40％以上）、靭性（衝撃値60J/cm2以上）を併せ持った鋳鋼材は実現されていなかった。
以下、従来技術の内容について関連する特許文献を示して説明する。
【０００４】
例えば特許文献１では、焼入性倍数αや溶接性指数βにより成分組成を限定した鋳鋼材が提案されており、特許文献２では、ベイナイトパラメータβや高じん性倍数δ、炭素当量、溶接割れ感受性により成分組成を限定した鋳鋼材が提案されている。
また、本願発明者らによる特許文献３では、熱処理時の冷却速度の影響が小さく、均一なベイナイト組織となる成分組成を見出し、強度のばらつきの少ない高延靭性鋳鋼材を実現している。
【特許文献１】特許第３５０９６３４
【特許文献２】特許第３５３６００１
【特許文献３】特開２００１−３２９３３２
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、従来技術による鋳鋼材のうち、特許文献１及び特許文献２はいずれも引張強さが700MPa前後であり、特許文献３においても引張強さは800〜900MPaに留まっている。また、特許文献３では、靭性を保つためにＰ、Ｓの含有量を極めて低く管理する必要があり、このためには使用原料の吟味や溶解時の精錬等が不可欠であり、その適用には制限があった。
【０００６】
このように、従来技術による鋳鋼材では、1000MPa以上の引張強さと高い延性（伸び12％以上、絞り40％以上）、靭性（衝撃値60J／cm2以上）を同時に得ることは実現されていない。
このような背景に鑑み、本発明は高い強度（引張強さ）と延性、並びに靱性を併せ持ち、しかも実用材料には欠かせない鋳造性や溶接性にも優れた鋳鋼材を得るために、最適な化学組成を見出すことを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
請求項１記載の発明は、
重量％で、Ｃ：０．１２（超）〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜１．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：３．０〜４．０％、Ｃｒ：０．１５〜０．４％、Ｍｏ：０．３０〜０．５０％、Ｖ：０．０５〜０．１５％、Ｎ：０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０１〜０．０５％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする
構造用高強度鋳鋼材である。
【０００８】
請求項２記載の発明は、Ｃａ量が、重量％で、Ｓ×２．５≦Ｃa≦Ｓ×４．５の関係を満足することを特徴とする構造用高強度鋳鋼材である。
【０００９】
請求項３記載の発明は、ＣａをＮｉ−Ｃａ合金によって添加することを特徴とする構造用高強度鋳鋼材である。
【００１０】
請求項４記載の発明は、Ｖ量が、重量％で、（Ｃ＋Ｎ）×０．４≦Ｖ≦（Ｃ＋Ｎ）×０．８の関係を満足する構造用高強度鋳鋼材である。
【００１１】
請求項５記載の発明は、Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４で示される炭素当量の値が、０．６％以下であることを特徴とする構造用高強度鋳鋼材である。
【００１２】
請求項６記載の発明は、引張強さ≧１０００ＭＰａ、伸び≧１２％、絞り≧４０％、衝撃値≧６０Ｊ／cm2（ＪＩＳ３号試験片、２０℃）を同時に満足することを特徴とする構造用高強度鋳鋼材である。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば簡易な熱処理により、優れた強度及び延性、靱性を持ち、かつ溶接性も良好な鋳鋼品が製造可能であり、その素材の応用範囲は広く、効果はきわめて顕著である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明者は、以下の手段によって上述した問題を解決した。
すなわち、焼入れ・焼戻熱処理を施した鋳鋼材において、高強度、高延性、高靭性を兼ね備え、焼戻温度に対する感受性が低く、かつ鋳造性、溶接性にも優れた鋳鋼材の成分組成を見出した。
具体的には、
ａ．鋳鋼材の強度と延性、靭性のバランスを図るＣの添加量を定めた。
ｂ．1000MPa以上の引張強さと12％以上の伸びを併せ持つ、Ｎｉの添加量を定めた。
ｃ．Ｖ炭窒化物を生成させ、焼戻しや溶接熱影響等の熱履歴に鈍感で、しかも機械的性質を向上させるＣ、Ｎ、Ｖの添加量の割合を定めた。
ｄ．Ｓ量に応じたＣａ量を添加して硫化物をＣａ硫化物として、延性、靭性を高めるための添加量を定めた。
ｅ．溶接性を高めるべく、炭素当量の上限値を定めた。
【００１５】
以下、本発明鋼の基本成分範囲（重量％）の限定理由について、各成分ごとに述べる。
・Ｃ：０．１２（超）〜０．２０％
Ｃは鋳鋼材の強度及び焼入性を向上させるのに有効な元素である。また、ＶやＮと結びついて炭窒化物を形成し、焼戻軟化抵抗性を向上させ、熱処理条件の管理が容易になる他、溶接熱影響部の機械的性質の低下を防止する。
０．１２％以下では1000MPa以上の引張強さを得ることができず、また０．２０％を超えると延性、靭性が低下し、溶接割れが発生しやすくなる。
従って、Ｃ添加量は０．１２（超）〜０．２０％と定めた。
【００１６】
・Ｓｉ：０．１５〜０．７％
Ｓｉは脱酸及び湯流れ性の改善を目的として添加する元素である。０．１５％未満では溶鋼の湯流れ性が低く、鋳造品質の劣化を招く。
Ｓｉはフェライト生成元素であり、冷却速度が遅い厚肉部にフェライトを析出させ、強度が低下することから上限値を０．７％とした。
従って、Ｓｉ添加量は０．１５〜０．７％と定めた。
【００１７】
・Ｍｎ：０．４〜１．０％
Ｍｎは鋳鋼材の強度及び焼入性向上に有効な元素であり、脱酸効果も有す。０．４％未満ではその効果が少なく、１．０％を超えると延性、靭性が低下するとともに溶接性を劣化させる。
従って、Ｍｎ添加量は０．４％〜１．０％と定めた。
【００１８】
・Ｎｉ：３．０〜４．０％
Ｎｉは高強度と延性、靭性、及び良好な溶接性を同時に得ようとする本発明において最も重要な元素である。
Ｎｉは鋳鋼材の強度及び焼入性に有効な元素であるが、同様の効果のある他の元素と異なり、延性、靭性や溶接性に及ぼす悪影響が非常に小さい。また、Ｎｉはオーステナイト安定化作用の大きい元素であり、フェライト変態域を長時間側へ移動させ、ベイナイト変態域が拡大することにより、冷却速度の遅い厚肉部においてもフェライト析出を抑え、高い強度が得られる。
【００１９】
図１は、鋳鋼材におけるＮｉ含有率とその機械的性質の関係を図示した図である。本図は、Ｎｉ以外の元素を固定して、Ｎｉ単独の引張強さ及び伸びに与える効果を調べたものである。
横軸にＮｉ含有率（単位：重量％）、左の縦軸にＮｉを含有させた鋳鋼材の引張強さ（単位：MPa）を、右側の縦軸に鋳鋼材の伸び（単位：％）を示す。Ｎｉの含有率を１．５％から５％まで増やしたときの引張強さの変化、及び伸びの変化を示す。
本図から、Ｎｉ３．０％未満では1000MPa以上の引張強さが得られず、４．０％を超えると12％以上の伸びが得られなくなる。従って、1000MPa以上の強度（引張強さ）と12％以上の伸びを併せ持つためのＮｉ添加量を３．０〜４．０％の範囲と定めた。
ここで伸びとは、以下の定義による。
伸び（％）＝（破断後の標点間距離―原標点間距離）ｘ100／原標点間距離
【００２０】
・Ｃｒ：０．１５〜０．４％
Ｃｒは鋳鋼材の強度向上に有効な元素である。０．１５％未満ではその効果が少なく、０．４％を超えるとフェライト変態域を拡大して、冷却速度が遅い厚肉部にフェライトを析出させ、強度が低下するとともに炭素当量が増加し、溶接性を低下させる。
従ってＣｒ添加量は０．１５〜０．４％の範囲と定めた。
【００２１】
・Ｍｏ：０．３０〜０．５０％
Ｍｏは鋳鋼材の焼入性を高め、強度向上に有効な元素である。０．３０％未満ではその効果が少なく、０．５０％を超えるとフェライト変態域を拡大して、冷却速度が遅い厚肉部にフェライトを析出させ、強度が低下するとともに炭素当量が増加し、溶接性を低下させる。
従ってＭｏ添加量は０．３０〜０．５０％の範囲と定めた。
【００２２】
・Ｖ：０．０５〜０．１５％
ＶはＣやＮと結びついて炭窒化物を形成し、焼戻軟化抵抗性を高めることにより、焼戻熱処理時の強度維持に有効な元素であり、焼戻熱処理条件管理が容易になる他、溶接熱影響部の機械的性質の低下を防止することができる。
０．０５％未満ではその効果が不十分で、０．１５％超では延性、靭性が低下する。
従ってＶ添加量は０．０５〜０．１５％の範囲と定めた。
【００２３】
・Ｐ：０．０１５％以下
・Ｓ：０．０１５％以下
Ｐ及びＳは、母材の靱性に大きな影響を及ぼす元素である。それぞれ０．０１５％を超えて含有されると母材の靱性を著しく低下させる。
従ってＰ及びＳの含有量を０．０１５％以下と定めた。
【００２４】
・Ｎ：０．００５〜０．０２％
Ｎは、ＣやＶと結びついて炭窒化物を形成し、焼戻軟化抵抗性を高めることにより、焼戻熱処理時の強度維持に有効な元素であり、熱処理条件の管理が容易になる他、溶接熱影響部の機械的性質の低下を防止する。
０．００５％未満ではその効果が小さく、０．０２％を超えると靱性に悪影響を及ぼすとともに鋳物にガス欠陥を生じやすくなる。
従ってＮの添加量を０．００５〜０．０２％の範囲と定めた。
【００２５】
・（Ｃ＋Ｎ）×０．４≦Ｖ≦（Ｃ＋Ｎ）×０．８
上述したように、ＶはＣ及びＮと結びついて炭窒化物を形成することにより機械的性質を向上させる。このためには、Ｖが（Ｃ＋Ｎ）×０．４未満では十分な強度が得られず、（Ｃ＋Ｎ）×０．８超では延性、靭性の低下が無視できなくなるとともに強度向上効果が小さくなる。
従って（Ｃ＋Ｎ）×０．４≦Ｖ≦（Ｃ＋Ｎ）×０．８と定めた。
【００２６】
・Ｃａ：０．０１〜０．０５％
・Ｓ×２．５≦Ｃａ≦Ｓ×４．５
ＣａはＳと結びついて高融点硫化物を形成し、低融点のＦｅＳやＭｎＳが結晶粒界で生成するのを防止し、延性、靭性を向上させる効果がある。
Ｓを０．０１５％以下含有する場合において、Ｃａが０．０１％未満ではその効果が小さく、０．０５％を超えるとＳ量に対して過剰になり、材料費の増大を招く。
従ってＣａの添加量を０．０１〜０．０５％の範囲と定めた。
さらに、Ｃａ添加量をＳ量に応じて調整することが好ましい。
ＳをＣａＳとして無害化するのに必要なＣａ量は、化学量論的にはＣａ≧Ｓ×１．２５であるが、歩留りを考慮してＣａ≧Ｓ×２．５とした。
Ｃａ≧Ｓ×４．５では過剰になり、介在物の生成及び巻込みの問題が出てくるとともに材料費の増大を招く。
従って、Ｃａの添加量はＳ×２．５≦Ｃａ≦Ｓ×４．５の範囲と定めた。
なお、Ｃａの添加はＣａ−Ｓｉ等のＣａ含有合金で添加することも可能であるが、Ｃａは酸素との反応性が高く、高歩留りで添加するためには、９５％のＮｉ及び５％のＣａ等のＮｉ−Ｃａ合金で添加することが好ましい。
【００２７】
・Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４≦０．６％
金属材料の溶接の難易度（溶接割れが生じるか否か等）を「溶接性」と呼ぶ。また、溶接性を評価する指標として「炭素当量」がある。炭素当量が大きくなると熱影響部の硬さが高くなり、溶接割れが発生し易くなる。
Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｖ／１４
で示される炭素当量が０．６％を超えると硬化性が大きくなるため、低温割れの発生や溶接部の延性低下などを防止するには特別な熱管理が必要になる。
従って炭素当量は０．６％以下と定めた。なお、必要に応じて、本発明組成範囲で溶接構造用鋳鋼品（ＪＩＳ Ｇ５１０２）鋼種と同等の炭素当量に調整することも可能である。
上記組成を有する本発明における合金の残部は、実質的に鉄からなる。すなわち、不可避不純物や本発明の効果を損なわない範囲の微量添加元素は許容される。
【００２８】
(実施例)
本発明の実施例について以下、説明する。
図４の表１、及び図５の表２に示す化学組成の鋳鋼材サンプル材（Ｎｏ１〜２９）を溶解容量50kgの高周波誘導炉で大気溶解し、幅100ｍｍ×長さ220ｍｍ、板厚50ｍｍ及び100ｍｍのサンプル材を鋳造した。
表１、２の縦欄にサンプル材のＮｏを、横欄にそれぞれのサンプル材における化学組成の値（単位：重量％）及び炭素当量（Ceq）を示す。表１に示すサンプル材Ｎｏ１〜１２は、本発明によるサンプル材、表２に示すサンプル材Ｎｏ１３〜２９は比較品を示す。
また、Ｖ範囲の欄には、Ｖの含有量を（Ｃ＋Ｎ）×０．４、（Ｃ＋Ｎ）×０．８とそれぞれ比較するためにこれらの値を、Ｃａ範囲の欄には、ＣａとＳの含有量を比較するためにＳ×２．５、Ｓ×４．５の値を示す。Ceq欄は、それぞれのサンプル材の炭素当量を示す。なお、表１、表２に示す数値の単位はすべて重量％である。
【００２９】
これらのサンプル材は、900℃で２時間保持した後に油冷し、引き続き600℃で焼戻処理を行った。
このサンプル鋳鋼材から引張試験用としてＪＩＳ−Ｚ２２０１、４号試験片、シャルピー衝撃試験用としてＪＩＳ−Ｚ２２０２、３号（Ｕノッチ）試験片を作成した。
引張試験により引張強さ、伸び、及び絞りを測定し、シャルピー衝撃試験により衝撃値を測定して靭性を評価した。これらの試験はいずれも室温（20℃）で行った。
【００３０】
図６の表３に、本実施例による各サンプル材の機械的性質を示す。
表３のサンプル材Ｎｏ１〜１２は、本発明によるサンプル材の、サンプル材Ｎｏ１３〜２９は比較品の機械的性質を示す。
縦欄にサンプル材のＮｏを、横欄に、板厚50ｍｍ（薄肉材）、100ｍｍ（厚肉材）の各サンプル材での引張強さ（単位：Mpa）、板厚50ｍｍ材での伸び（単位：％）、絞り（単位：％）及び室温でのシャルピー衝撃試験での衝撃値（単位：J/cm２）を示す。
なお、本実施例において、
伸び（％）＝（破断後の標点間距離―原標点間距離）ｘ100／原標点間距離
絞り（％）＝（原断面積―破断後の最小断面積）ｘ100／原断面積
シャルピー衝撃値（J/cm2）＝Ｗ・ｒ（cosβ―cosα）／原断面積
ここに、
Ｗ：ハンマーの重量による負荷（Ｎ）
ｒ：ハンマーの回転軸中心から重心までの距離（ｍ）
α：ハンマーの持ち上げ角度（度）
β：試験片破断後のハンマーの振り上がり角度（度）
原断面積＝0.8cm2
である。
本発明による鋳鋼材であるサンプル材Ｎｏ．１〜１２では、いずれの板厚（50ｍｍ、100ｍｍ）でも1000MPa以上の引張強さと12%以上の伸び、40%以上の絞り、及び60J／cm2以上の衝撃値を示している。
一方、比較材であるＮｏ．１３〜２９で示されるサンプル材は、化学組成が本発明の範囲外であるため、所望の特性を満たせない結果となった。
【００３１】
Ｎｏ．１３、１７、１９、２２は強度については所望の値を満足しているものの、それぞれＣ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎの添加量が本発明で規定する含有量より多いため、Ｎｏ．１７、１９、２２では所望の伸び、靱性が得られなかった。またＮｏ．１３では、衝撃値は60J／cm2以上であり、所望の靭性が得られたが、伸びが不足していた。
Ｎｏ．１５、２６、２７はＮｉが、Ｎｏ．１８はＶが本発明で規定する含有量より少ないために強度が不足した。
Ｎｏ．１４、１６はそれぞれＳｉ、Ｃｒが過剰であり、厚肉材（板厚100ｍｍ）において焼入性が不十分だったために強度が不足した。
Ｎｏ．２０、２１、２３〜２５は単独では本発明で規定する範囲の化学組成であるが、Ｎｏ．２０はＶ≧（Ｃ＋Ｎ）×０．４を満足しなかったため厚肉材での強度が不足し、またＮｏ．２１ではＶ≦（Ｃ＋Ｎ）×０．８を満足せず、所望の伸び、靭性が得られなかった。
Ｎｏ．２３はＣａ≧Ｓ×２．５を満足せず、硫化物の形態制御が不十分だったために所望の伸びが得られなかった。またＮｏ．２４ではＣａ≦Ｓ×４．５を満足せず過剰であり、Ｎｏ．２５は炭素当量（Ceq）が０．６を超えたためにいずれも伸び、靭性が不足した。
【００３２】
図２は、サンプルＮｏ．２（本発明品）と、炭素当量が規定を超えたＮｏ．２５（比較材）の溶接後の母材、溶接金属及び熱影響部（HAZ、Heat Affected Zone）の硬さ分布を比較したグラフである。
縦軸は、荷重10kgでのビッカース硬さ（Hv）を、横軸は、溶接部からの距離（単位：ｍｍ）を示す。
本発明に係る鋳鋼材のサンプル材（Ｎｏ．２）では、溶接熱影響部におけるビッカース硬さは平均値で Hv 345であり、通常、溶接割れの発生防止に必要とされるビッカース硬さの上限値であるHv 350より小さい値であった。
一方、比較材であるサンプル材（Ｎｏ．２５）では、炭素当量が０．６を超えたため、溶接熱影響部のビッカース硬さが平均値でHv 385であり、上限値であるHv 350を大きく超えており、所望の溶接性が得られなかった。
本実験での、サンプル材を溶接したときの溶接方法、及び硬さ測定要領を、図３（１）により簡単に説明する。
７ｍｍ離した板厚50ｍｍのサンプル材２枚のうち、１枚に角度35度の傾きを設けてサンプル材を溶接し、サンプル材上面から10ｍｍ下の位置の硬さ分布を測定した。その溶接条件を図３（２）に示す。
【００３３】
図７に示す表４は、板厚50ｍｍのサンプル材における焼戻温度とそれぞれの焼戻温度における引張強さ等の機械的性質の関係を示すものである。
表４の縦の欄には焼戻温度を、横の欄にはサンプル材Ｎｏ．１１（本発明品）と、Ｖ≧（Ｃ＋Ｎ）×０．４を満足しなかったサンプルＮｏ．２０（比較材）の引張強さ（単位：Mpa）、伸び（単位：％）、絞り（単位：％）及び室温におけるシャルピー衝撃試験での衝撃値（単位：J/cm2）の比較を示す。
表４に示すように、焼戻温度の変化に対して機械的性質の変動が本発明鋼サンプル材Ｎｏ．１１では比較例サンプル材Ｎｏ．２０に比べて少ないことが分かる。これは、焼戻温度に応じて固溶していたＶが微細な炭窒化物として析出し、焼戻軟化を相殺するためである。
【００３４】
図８に示す表５は、発明鋼サンプル材Ｎｏ．２における溶接前と溶接後（溶接のまま）の機械的性質を調べた結果である。
引張試験片は、図３（１）に示す溶接継手部が試験片の平行部中央に、衝撃試験片は溶接熱影響部が切欠き位置となるように切出して試験を行った。この結果、溶接前と溶接後（溶接のまま）でシャルピー衝撃試験での衝撃値の劣化がなく、また、破断位置が母材でなく溶接金属部であったことから、母材の強度低下もないことが確認できた。
【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】図１は、鋳鋼材におけるＮｉの含有率とその機械的性質の関係を図示した図である。
【図２】図２は、本発明によるサンプル材と比較品のサンプル材の溶接性を比較した図である。
【図３】図３（１）は、溶接部硬さの測定要領を示した図である。図３（２）は溶接条件を示す図である。
【図４】図４は、本発明品に係るサンプル材の化学組成を示す図（表１）である。
【図５】図５は、比較品のサンプル材の化学組成を示す図（表２）である。
【図６】図６は、サンプル材の機械的性質を示す図（表３）である。
【図７】図７は、本発明品と比較品の各焼戻温度での機械的性質を比較した図（表４）である。
【図８】図８は、本発明品の溶接前後での機械的性質を比較した図（表５）である。
【符号の説明】
【００３６】
１：母材
２：溶接金属
【図１】
2008007820.tif 000002
【図２】
2008007820.tif 000003
【図３】
2008007820.tif 000004
【図４】
2008007820.tif 000005
【図５】
2008007820.tif 000006
【図６】
2008007820.tif 000007
【図７】
2008007820.tif 000008
【図８】
2008007820.tif 000009