(57)【要約】      （修正有）【課題】大入熱溶接ＨＡＺの低温靱性に優れた鋼を提供する。【解決手段】下記（１）式を満足し、冷却速度が２℃／ｓ以下のＣＣＴ曲線における変態点が６７０℃以上となる成分組成または下記（２）式を満足する成分組成で、好ましくは質量％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％、必要に応じて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、残部Ｆｅおよび不可避的不純物とする。０．９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮ（１）Ｔ＝Ａ＋Ｂ×［１＋ｅｘｐ｛−Ｃ（ＬＮ（１／ｖ）−Ｄ）｝］-1  ≧６７０（２）【選択図】      図３
2005008967.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記（１）式を満足するＣ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ系溶接構造用鋼であって、冷却速度が２℃／ｓ以下のＣＣＴ曲線における変態点が６７０℃以上となる溶接構造用鋼。
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。
【請求項２】
下記（１）式、（２）式を満足するＣ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ系溶接構造用鋼。
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＝Ａ＋Ｂ×［１＋ｅｘｐ｛−Ｃ（ＬＮ（１／２）−Ｄ）｝］−１  ≧６７０（２）
ここで、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄは以下の式により求まる値とする。
Ａ＝７１４−４５１×［Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］、
Ｂ＝１０２＋１．８×√［Ｘ］√［Ｙ］
Ｃ＝２．５＋０．５×√［Ｘ］√［Ｙ］
Ｄ＝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が＜１０の場合は［Ｘ］＝０，Ｎ−Ｔｉ／３．４が＞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となる場合は［Ｙ］＝１８とし、１８以下の場合は、ボロン（Ｂ）の含有量の値を［Ｙ］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。
Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは成分組成における含有量（％）で添加されないものは０とする。
【請求項３】
前記Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ系溶接構造用鋼が、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％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物なる鋼であることを特徴とする請求項１または２記載の溶接構造用鋼。
【請求項４】
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３記載の溶接構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
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の低温靭性に優れたものに関する
【０００２】
【従来の技術】
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適用されるエレクトロガス溶接（ＥＧＷ），サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）などで大入熱溶接し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、厚肉材の成分設計では、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ことが求められてきたが、最近、構造物によっては従来より遥かに入熱量が増加した溶接部において−４０℃での優れた低温靭性が求められるようになり成分設計の困難性が増大している。
【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γ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は前者に関し、特許文献１には微細なＴｉＮを析出させγ結晶粒の粗大化を抑制することが記載されているが、ボンド部では１４００℃前後となり、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充分である。
【０００７】
特許文献３、特許文献４は後者に関し、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％以下とすることが記載されているが、脱酸方法、成分元素の添加に精密な制御が必要で、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をＴｉ及びＢの添加量に応じて添加し、ＴｉＮ，ＢＮを生成させ、ボンド部の靭性を向上させることが記載されているが、余剰なＮが１０００〜１２００℃となるＨＡＺ部に固溶し、脆化を生じる。
【００１０】
特許文献６は、入熱量５００〜１０００ｋＪ／ｃｍの超大入熱溶接熱影響部の低温靭性向上を目的とし、超大入熱溶接においても溶解しない寸法のＴｉＮを微細組織化に必要な数だけ確保し、更にＨＡＺにおいて固定されない過剰なＮによる靭性低下を防止するため、鋼中Ｎ量をＴｉ，Ｂ量との関係において規定しＢＮとして溶接Ｂｏｎｄ部を含むＨＡＺ全域での低温靭性を向上させることが記載されている。
【００１１】
【特許文献１】特公昭５５−２６１６４号公報
【００１２】
【特許文献２】特許第２９５００７６号公報
【００１３】
【特許文献３】特開昭６１−７９７４５号公報
【００１４】
【特許文献４】特開平５−２８７３７４号公報
【００１５】
【特許文献５】特開平９−２０９５５号公報
【００１６】
【特許文献６】特許第２９３１０６５号公報
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、大入熱溶接ＨＡＺ部を微細化するため析出物を用いる場合、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、析出物を形成するため特殊な成分組成や、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。
【００１８】
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、鋳造凝固過程の冷却速度を５℃／分以下とすることが必要で、大型化の著しいコンテナ船用として多量の鋼板を対象とする場合、生産性の観点から好ましくない。
【００１９】
また、いずれの特許文献においても、構造物の局所脆化をもたらし、安全性を低下させるため好ましくないとされる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い。
【００２０】
本発明は生産性に優れ、且つ大入熱溶接部のＢｏｎｄを含むＨＡＺの各位置でのシャルピー衝撃試験において、シャルピー衝撃値（ｖＥ−４０：試験温度ー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。本発明は溶接Ｂｏｎｄ部の８００〜５００℃の冷却速度が２℃／ｓ以下の溶接を対象とする。
【００２１】
【課題を解決するための手段】
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。その結果添加されるＴｉ量を鋼板の表面性状や製造性を考慮して低く抑えた場合、靭性を改善するＢの効果が安定して得られず、−４０℃のような低温におけるシャルピー衝撃試験ではむしろその焼入れ性効果によるものと推測される靭性値の変動が切欠位置によっては観察された。
【００２２】
そこで本発明者等は溶接熱影響部における焼入れ性（変態現象）と粒内フェライト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母材の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。
【００２３】
溶接Ｂｏｎｄ部の冷却速度が２℃／ｓ以下となる溶接部では、長い高温滞留時間が観察され、母材製造の冷却過程に匹敵する緩慢な冷却状態となることから母材のＣＣＴ曲線における粒内フェライトの生成状況と変態現象を溶接部におけるものと見做した。
【００２４】
１．成分組成によっては、粒内フェライトの析出開始温度が同じであっても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。
２．粒内フェライト生成量が多く観察され、溶接部の低温靭性が良好と予測される鋼は粒内フェライト生成量が少ないものより変態点が高くなる。
３．すなわち、超大入熱溶接部で粒内フェライト生成量が多い微細組織とするためには、粒内フェライトが生成しやすい成分組成を選定し、溶接部における変態点が高くなるように成分元素相互の関係を規定することが有効である。
【００２５】
また、本発明者等はＮ量をＴｉ，Ｂ量との関係において規定した場合、大入熱溶接部においてもＨＡＺ全域で−４０℃の低温靭性が優れていることも見出した。
【００２６】
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．下記（１）式を満足するＣ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ系溶接構造用鋼であって、冷却速度が２℃／ｓ以下のＣＣＴ曲線における変態点が６７０℃以上となる溶接構造用鋼。
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。
【００２７】
２．下記（１）式、（２）式を満足するＣ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ系溶接構造用鋼。
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＝Ａ＋Ｂ×［１＋ｅｘｐ｛−Ｃ（ＬＮ（１／２）−Ｄ）｝］−１  ≧６７０（２）
ここで、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄは以下の式により求まる値とする。
【００２８】
Ａ＝７１４−４５１×［Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］、
Ｂ＝１０２＋１．８×√［Ｘ］√［Ｙ］
Ｃ＝２．５＋０．５×√［Ｘ］√［Ｙ］
Ｄ＝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が＜１０の場合は［Ｘ］＝０，Ｎ−Ｔｉ／３．４が＞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となる場合は［Ｙ］＝１８とし、１８以下の場合は、ボロン（Ｂ）の含有量の値を［Ｙ］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。
【００２９】
Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは成分組成における含有量（％）で添加されないものは０とする。
【００３０】
３．前記Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ系溶接構造用鋼が、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％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物なる鋼であることを特徴とする１または２記載の溶接構造用鋼。
【００３１】
４．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３記載の溶接構造用鋼。
【００３２】
【発明の実施の形態】
本発明鋼は基本成分組成をＣ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ系とする溶接構造用鋼であって、溶接Ｂｏｎｄ部に粒内フェライトを生成させるため、冷却速度が２℃／ｓ以下のＣＣＴ曲線で変態点が６７０℃以上となる成分組成を特徴とする。
【００３３】
図１は冷却速度を２℃／ｓとした場合のＣＣＴ曲線における粒内フェライトの析出開始温度と変態点の関係を示す図で、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。ＣＣＴ曲線は母材のＣＣＴ曲線で、その冷却速度は８００−５００℃において２℃／ｓである。
【００３４】
供試鋼は基本成分組成をＣ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ系とする溶接構造用鋼で、Ｔｉ，Ｂ添加量を変えた２種類の鋼１，２を用いた。
【００３５】
図において、Ｔは熱膨張曲線上の極小点で変態点を示し、Ａは粒界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、鋼１の粒界フェライトの生成開始温度Ａ１と鋼２の粒界フェライトの生成開始温度Ａ２は同じであるが、熱膨張曲線の極小点を示す温度に違いがある。
【００３６】
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、粒内フェライトの生成が速やかに生じる。このため、鋼１の極小点は、ＢＮの析出が不十分な鋼２の極小点Ｔ２よりも高く６７０℃以上となっている。
【００３７】
Ｔｉ，Ｂ量を種々変えた鋼について同様の実験で求めた変態点とシャルピー衝撃試験値との関係を求めたところ、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。
【００３８】
従って、基本成分組成をＣ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ系とする溶接構造用鋼の場合、溶接Ｂｏｎｄ部組織に粒内フェライトを確保するため、溶接後の冷却過程における変態点が６７０℃以上となるように、すなわち溶接部と同じ冷却速度のＣＣＴ曲線における変態点として６７０℃以上が得られるように成分組成を調整することが必要である。
【００３９】
更に、本発明鋼では、溶接部における固溶Ｎを低減するため、Ｔｉ，ＢとＮ量の関係を下記（１）のように規定する。
０．９×ＩＮ≦Ｎ≦１．２×ＩＮ（但し、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。）（１）
本パラメータ式は、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となり、固溶Ｎが低減され、溶接部の靭性が向上する。
【００４０】
本発明でＣＣＴ曲線における変態点Ｔを成分組成、ＣＣＴ曲線の冷却速度を用い規定する場合は下記のパラメータ式で規定する。
Ｔ＝Ａ＋Ｂ×［１＋ｅｘｐ｛−Ｃ（ＬＮ（１／ｖ）−Ｄ）｝］−１  ≧６７０（２）
本パラメータ式を満足するように調整した成分組成の鋼は、８００−５００℃の冷却速度がｖ≦２℃／ｓとなる溶接Ｂｏｎｄ部で粒内フェライトの析出した組織が得られる。本パラメータ式でｖはＣＣＴ曲線の冷却速度（℃／ｓ），Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄは以下の式により求まる値とする。
【００４１】
Ａ＝７１４−４５１×［Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］、
Ｂ＝１０２＋１．８×√［Ｘ］√［Ｙ］
Ｃ＝２．５＋０．５×√［Ｘ］√［Ｙ］
Ｄ＝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が＜１０の場合は［Ｘ］＝０，Ｎ−Ｔｉ／３．４が＞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。
［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となる場合は［Ｙ］＝１８とし、１８以下の場合は、ボロン（Ｂ）の含有量の値を［Ｙ］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。  尚、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは成分組成における含有量（％）で添加されないものは０とする。
【００４２】
本発明鋼として好ましい成分組成は以下の様であり、該成分組成範囲内で上述したパラメータ式の（１）式や、（２）式を満足するように成分設計を行うことにより、本発明鋼は具体化される。例えば（１）式を満足し、（２）式において冷却速度ｖを２℃／ｓとして求められる鋼は溶接Ｂｏｎｄ部の冷却速度が２℃／ｓ以下となる溶接ＨＡＺで優れた低温靭性が得られる。
【００４３】
Ｃ
Ｃは、鋼材の強度を確保するため、添加する。そのような効果を得るため０．０４％以上添加し、一方、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、ＨＡＺ靭性を低下させるため０．０４〜０．１２％を添加することが好ましい。尚、０．０４％未満の場合、強度を確保するため、焼入れ性向上元素を多量に添加しなければならず、生産原価が上昇し、靭性、溶接性が劣化する。
【００４４】
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、ＨＡＺ靭性が低下するようになるため、０．０１〜０．５％とすることが好ましい。
【００４５】
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靭性を劣化させるため、０．５〜２％とすることが好ましい。
【００４６】
Ｓ
Ｓは、ＨＡＺ部で、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、母材および溶接部の靭性が低下するため、０．００１〜０．０１％とすることが好ましい。
【００４７】
Ｔｉ
Ｔｉは、ＨＡＺ部でのγ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ＨＡＺ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％とすることが好ましい。
【００４８】
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ＨＡＺ靭性が低下するため、０．００１〜０．００３％とすることが好ましい。
【００４９】
ｓｏｌ．Ａｌ
ｓｏｌ．Ａｌは、脱酸およびＨＡＺ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％とすることが好ましい。
【００５０】
図２に、ＨＡＺのシャルピー衝撃試験結果に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ量の影響を示す。供試鋼の成分組成でｓｏｌ．Ａｌ以外の成分は本発明範囲内とし、ｓｏｌ．Ａｌを本発明範囲内の２点、本発明範囲外の２点とした。
【００５１】
溶接はエレクトロガスアーク溶接で入熱５３０ｋＪ／ｃｍで行い、シャルピー衝撃試験は切欠き位置をＢｏｎｄ，ＨＡＺ＋１ｍｍ，ＨＡＺ＋３ｍｍ，ＨＡＺ＋５ｍｍとし、試験温度−４０℃とした。
【００５２】
尚、ＨＡＺ＋１ｍｍは切欠位置がＢｏｎｄからＨＡＺ側に１ｍｍの位置での試験結果をあらわす
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。試験結果は３本の平均値を示す。
【００５３】
図３は、図２のシャルピー衝撃試験で切欠位置をＨＡＺ＋１ｍｍ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、平均値と乖離し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。
【００５４】
ｓｏｌ．Ａｌ量が低い供試鋼の場合、最高加熱温度がボンド部より低いＨＡＺ１ｍｍの位置ではＡｌＮが十分生成せず、Ｔｉ，Ｂと窒化物を形成し切れなかった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。
【００５５】
Ｎ
Ｎは、ＨＡＺにおいてｓｏｌ．ＡｌとＡｌＮを形成しγ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％以上とする。一方、０．００７％を超えるとＡｌＮが形成しても固溶Ｎ量が靭性を低下させるようになるため、０．００４〜０．００７％とすることが好ましい。
【００５６】
Ｏ
Ｏは、鋼中Ｏ量で，ＢＮ，ＴｉＮの析出サイトとなるＡｌ２Ｏ３析出物を確保するため０．００１％以上とし、一方、靭性劣化をもたらす粗大介在物の生成を防止するため、０．００１〜０．００５％とすることが好ましい。
【００５７】
溶接構造用鋼として、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添加する場合は、質量％でＣｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％で添加することが好ましい。
【００５８】
尚、本発明において、「残部Ｆｅおよび不可避的不純物」とは本発明の作用効果を損なわない範囲で、Ｐなどの不可避不純物、他の微量元素を含有できることを意味する。
【００５９】
本発明鋼を製造する場合は、溶鋼の成分組成を、冷却速度が２℃／ｓ以下のＣＣＴ曲線での変態点が６７０℃以上となるように調整した成分組成とする。溶鋼は常法の鋳造冷却速度で鋳造凝固組織とすることが可能で、所望する特性に応じて常法により圧延、熱処理し、厚鋼板とする。
【００６０】
【実施例】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またはＤＱ−Ｔにより板厚５０〜７０ｍｍの鋼板とした。表１では、鋼の成分組成が好ましい成分範囲に含まれるものを本発明鋼、いずれかの元素が好ましい成分範囲から外れるものを比較鋼と表記している。
【００６１】
これらの鋼板について、パラメータ式（式（２））Ｔの値を求め、母材の機械的性質、エレクトロガスアーク溶接継手のＨＡＺ靭性を調査した。
【００６２】
エレクトロガスアーク溶接は板厚を変えて入熱を４００〜５３０ｋＪ／ｃｍとして行い、溶接Ｂｏｎｄ部の８００〜５００℃の冷却速度を１℃／ｓ，２℃／ｓと変化させた。
【００６３】
ＨＡＺ靭性はシャルピー衝撃試験により、切り欠き位置をＢｏｎｄ，ＢｏｎｄからＨＡＺ側に１ｍｍ，３ｍｍ，５ｍｍとし、試験温度ー４０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーを求めた。
【００６４】
試験本数は各切欠き位置で４本とし、個々の値と平均値を求めた。表１に供試鋼の成分組成、パラメータ（２）式によるＴ値を示す。
【００６５】
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、Ｂｏｎｄ部を含む、ＨＡＺ全域でー４０℃のシャルピー衝撃値（平均値）として１００Ｊ以上が得られている。
【００６６】
また、個々の衝撃値の変動幅も小さく、いずれの鋼においても、平均値の±２０％以内であった。
【００６７】
一方、Ｎｏ．１５から３０は比較鋼で、ＨＡＺの各位置での衝撃値（平均値）は本発明鋼と比較して劣り、また、個々の値の変動幅は平均値の２０％を超え、不安定であった。
【００６８】
比較鋼のＮｏ．１７，１８，２１，２２，２５，３０，３１はいずれも変態点が６７０℃以上であるが好ましいとされる成分組成範囲外でありＨＡＺ靭性が本発明鋼に対して劣っていた。
【００６９】
その他の比較鋼は変態点が６７０℃未満であり、更にＨＡＺ靭性が劣っている。
【００７０】
Ｎｏ．１５から２０、２２、２４、２６から３０はＮが本発明範囲外で、Ｔｉ，ＢおよびＮのバランスが悪く、Ｎｏ．１６，１７，１９から２１、２３、２５、２７、３１はｓｏｌ．Ａｌ量が本発明範囲外で低い。
【００７１】
【表１】
2005008967.tif 000003
【００７２】
【表２】
2005008967.tif 000004
【００７３】
【発明の効果】
本発明によれば、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接ＨＡＺの広い範囲において、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。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱膨張曲線における変態点と粒内フェライト析出温度の関係を説明する図。
【図２】大入熱溶接継手ＨＡＺ（切欠き位置：Ｂｏｎｄ，ＨＡＺ１ｍｍ，３ｍｍ，５ｍｍ）のシャルピー衝撃試験結果に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ量の影響を示す図。
【図３】大入熱溶接継手ＨＡＺのシャルピー衝撃試験結果（切欠き位置：ＨＡＺ１ｍｍ（Ｂｏｎｄ＋１ｍｍ））における平均値と個々の衝撃値に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ量の影響を示す図。
【図１】
2005008967.tif 000005
【図２】
2005008967.tif 000006
【図３】
2005008967.tif 000007