(57)【要約】【課題】  入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靱性鋼材を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、下記で示される炭素当量Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５および固溶Ｂ量ＥＢ＝Ｂ−０．７７×Ｎ＋０．２３×Ｔｉがそれぞれ、０．３５≦Ｃｅｑ≦０．４０、−０．００１２≦ＥＢ≦０を満たし、４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱サイクルを付与したときの再現ＨＡＺ組織のオーステナイト粒の平均粒径が２５０μｍ以下であることを特徴とする。【選択図】  図３
2005320564.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１８％
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｍｎ：０．４０〜２．００％
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎ  ：０．００１０〜０．０１００％
Ｂ  ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０２０％以下であり、
残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３５≦Ｃｅｑ≦０．４０、下記（２）式で示される固溶Ｂ量（ＥＢ）が−０．００１２≦ＥＢ≦０を満たし、４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱サイクルを付与したときの再現ＨＡＺ組織のオーステナイト粒の平均粒径が２５０μｍ以下であることを特徴とする、入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  （１）
ＥＢ＝Ｂ−０．７７×Ｎ＋０．２３×Ｔｉ      （２）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の含有量（質量％）である。
【請求項２】
さらに、質量％で、選択元素として
Ｃｕ：０．１０〜１．００％
Ｎｉ：０．１０〜４．００％
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
Ｖ  ：０．０１０〜０．１００％
Ｃｒ：０．０１〜０．６０％
Ｍｏ：０．０１〜０．６０％
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％
ＲＥＭ：０．０００２〜０．１０００％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと称す。）の靭性に優れた溶接構造用鋼材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などの大型構造物に使用される溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。さらに、そのような構造物を建造する際、溶接の効率化を促進するため、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表されるような大入熱溶接法の適用が希望されており、鋼材自身の靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。
【０００３】
従来から、大入熱溶接法が適用される鋼材のＨＡＺ靭性に注目した提案は、数多くなされてきた。例えば、特許文献１等に開示されるように、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法がある。また、特許文献２ではＴｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる方法が提案されている。さらに、特許文献３ではＴｉ窒化物とＢＮとの複合析出物を粒界フェライトの析出核として活用し、ＨＡＺ靭性を向上させる方法が提案されている。
【０００４】
しかしながら、このＴｉ窒化物は、ＨＡＺのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（以下、溶接ボンド部とも称する。）近傍ではほとんど固溶してしまうので、靭性向上効果が低下してしまうという問題がある。そのため、上記のようなＴｉ窒化物を利用した鋼材では、近年のＨＡＺ靭性に対する厳しい要求や、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の必要特性を達成することが困難である。
【０００５】
この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている。例えば、厚板分野では特許文献４や特許文献５に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効であり、高張力鋼への適用が有望である。この原理は、鋼の融点においても安定なＴｉ酸化物をサイトとして、溶接後の温度低下途中にＴｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらにそれらをサイトとして微細フェライトが生成し、その結果、靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制されて、靭性の劣化が防止できるというものである。
【０００６】
しかしながら、このようなＴｉ酸化物は、鋼中へ分散される個数をあまり多くすることができないという問題がある。その原因は、Ｔｉ酸化物の粗大化や凝集合体であり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまうためと考えられる。この５μｍ以上の介在物は、構造物の破壊の起点となったり、靭性の低下を引き起こしたりして、有害であるため回避すべきものである。そのため、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化物を活用する必要があった。
【０００７】
また、このようなＴｉ酸化物の鋼中への分散方法としては、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まない溶鋼中へのＴｉ添加によるものが多い。しかしながら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さらには、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御することも困難である。そのため、Ｔｉ脱酸のみによってＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ酸化物の個数が充分ではなかったり、厚板の板厚方向の靭性変動を生じたりする問題があった。
【０００８】
さらに、上記特許文献４などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするために、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない量で制限している。そのため、鋼材中のＡｌ量が少ない場合、ＡｌＮ析出物量の不足などの原因により、母材の靭性が低下する場合があった。また、通常使用されている溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の靭性が低下する場合があった。
【０００９】
このような問題に対して、特許文献６や特許文献７において、Ｔｉ添加直後のＡｌ添加、あるいはＡｌ、Ｃａ複合添加で、生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物やＴｉ、Ａｌ、Ｃａの複合酸化物を活用する技術が提案されている。このような技術により、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を大幅に向上させることが可能となった。
【００１０】
【特許文献１】特公昭５５−０２６１６４号公報
【特許文献２】特開平０３−２６４６１４号公報
【特許文献３】特開平０４−１４３２４６号公報
【特許文献４】特開昭６１−０７９７４５号公報
【特許文献５】特開昭６２−１０３３４４号公報
【特許文献６】特開平０６−２９３９３７号公報
【特許文献７】特開平１０−１８３２９５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかしながら、造船業界、建設業界においては、近年、２０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接、大きいものでは１００ｋＪ／ｍｍにもなる大入熱溶接の適用が検討されるようになり、上記の特許文献５〜７などの従来手法より飛躍的に溶接熱影響部靱性を向上させた鋼材が必要とされるようになってきた。さらに、強度確保の点から炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３５以上に高めた場合では、従来手法ではＨＡＺ靭性、特に溶接ボンド部近傍の靭性向上が大きく低下することから更なる改善が必要とされるようになった。
【００１２】
そこで、本発明は、Ｃｅｑが０．３５以上０．４０以下の鋼材で、入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接においても優れたＨＡＺ靭性を実現できる、入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、Ｃｅｑが０．３５以上０．４０以下の鋼材で大入熱溶接がなされたときのＨＡＺ部の金属組織を添加元素の適正化により制御することで達成することを着想した。以下に、本発明がなされるまでの経緯を説明する。
【００１４】
再加熱オーステナイト粒を細粒化するためには、前述のとおり、高温でのオーステナイト粒の成長を抑制することが必要である。その手段として最も有効な方法は、分散粒子によりオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を止める方法が考えられる。そのような作用をする分散粒子としては、従来、Ｔｉ窒化物（特許文献１〜３参照）や、１４００℃以上の高温で安定なＴｉ酸化物（特許文献４、５参照）がピンニング粒子として活用されてきた。そして、分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど大きいことから、Ａｌ、Ｃａを随時脱酸元素として用いて酸化物の体積分率を大きくし、かつ適正な粒子径とする方法が提案されてきた（特許文献６、７参照）。これにより、ＨＡＺの再加熱オーステナイト粒はピンニングにより極めて有効に細粒化し、ＨＡＺ靭性もそれに伴い向上する。
【００１５】
しかし、溶接入熱が２０〜１００ｋＪ／ｍｍと大入熱である場合、特にＣｅｑが０．３５以上０．４０以下の鋼材ではＨＡＺ組織が上部ベイナイト主体の粗い組織となるため十分なＨＡＺ靭性が得られないという問題が新たに生じた。従って、ＨＡＺ靭性を改善するためには、粒内の組織を細かくすることが必要であると考えた。そして、粒内のベイナイト組織を細かくするにはＢの添加が有効であることを見出した。
【００１６】
しかし、単にＢを添加するだけでは粒内のベイナイト組織を細かくしない場合がある。そこで、本発明者らは更に詳細検討した。その結果、下記（２）式で示されるＥＢが−０．００１２以上０以下を満たすことにより粒内の組織が針状のフェライトを含む微細な組織となることを見出した。
【００１７】
本発明は、以上の知見に基づき、さらに検討を重ねてはじめてなされたものであり、その要旨は、下記のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下であり、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３５≦Ｃｅｑ≦０．４０、下記（２）式で示される固溶Ｂ量（ＥＢ）が−０．００１２≦ＥＢ≦０を満たし、４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱サイクルを付与したときの再現ＨＡＺ組織のオーステナイト粒の平均粒径が２５０μｍ以下であることを特徴とする、入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  （１）
ＥＢ＝Ｂ−０．７７×Ｎ＋０．２３×Ｔｉ      （２）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の含有量（質量％）である。
（２）さらに選択元素として、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｎｉ：０．１０〜４．００％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０．０１〜０．６０％、Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．１０００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
【発明の効果】
【００１８】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビルなどの破壊に対する厳しい靭性要求を満足する鋼板を供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非常に大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
【００２０】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される溶接構造用鋼材全般に加えて、鋼管用素材の鋼板、棒鋼、条鋼、熱延鋼板などにも適用可能であり、いずれの場合も溶接継手部の靭性の大幅向上が得られるものである。
【００２１】
まず、本発明の基本成分範囲の限定理由について述べる。
【００２２】
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．１８％とした。
【００２３】
Ｓｉは、母材の強度確保、脱酸などに必要な成分であり０．０１％以上添加するが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため上限を０．５０％とした。
【００２４】
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４０％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．００％とした。
【００２５】
Ｐは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、許容範囲を０．０２０％以下とした。
【００２６】
Ｓは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、許容範囲を０．０２０％以下とした。
【００２７】
Ａｌは、重要な脱酸元素であり、下限値を０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０７０％とした。
【００２８】
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉ窒化物を形成させるために０．００５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するため、０．０３０％を上限とした。
【００２９】
Ｃａは、Ｃａ系酸化物を生成させるために０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００５０％を上限とした。
【００３０】
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉ窒化物を形成させるために０．００１０％以上添加するが、量が増えると固溶Ｎが増大しＨＡＺ靭性の低下を招くことから０．０１００％を上限とした。
【００３１】
Ｂは、加熱オーステナイト粒界に生成するフェライトの成長を抑制する上で有効な元素であり、少なくとも０．０００２％添加する。しかし、多量に添加すると鋼材の靭性を劣化させるため、上限を０．００５０％とした。
【００３２】
Ｃｕは、鋼材の強度および耐食性を向上させるために必要に応じて０．１０％以上添加するが、１．００％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させることから、１．００％を上限とした。
【００３３】
Ｎｉは、母材靭性を大きく低下させずに強度を向上させ、またＨＡＺ靭性を改善させる傾向があることから必要に応じて０．１０％以上添加するが、４．００％超の添加は製造コストを上昇させることから、Ｎｉの範囲を０．１０％以上４．００％以下とした。
【００３４】
Ｎｂは、焼き入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させるために有効な元素であり必要に応じて添加するが、０．００５％未満の添加では十分な強度上昇が得られず、また０．１００％を超える過剰な添加は母材の靭性を著しく低下させることから、Ｎｂの添加範囲を０．００５％以上０．１００％以下とした。
【００３５】
Ｖは、母材の強度を向上させるために有効な元素であり、必要に応じて０．０１０％以上添加するが、過剰な添加は母材靭性を著しく低下させることから、それぞれ０．１００％を上限とした。
【００３６】
Ｃｒ、Ｍｏもまた母材の強度を向上させるために有効な元素であることから必要に応じて０．０１％以上添加するが、ともに過剰な添加は母材靭性を著しく低下させることから、それぞれ０．６０％、０．６０％を上限とした。
【００３７】
Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも溶鋼中Ｃａに次ぐ脱酸力を有し、Ｃａによる微細酸化物形成を補助する働きがあることからともに必要に応じて０．０００２％以上添加するが、過剰に入れるとＣａと比較してコストアップが大きいとともに、粗大介在物を作って鋼板およびＨＡＺの靭性を阻害することから、それぞれの上限を０．００５０％、０．１０００％とした。
【００３８】
次に、上述（２）式で示されるＥＢ値の限定理由について説明する。
【００３９】
発明者らは上述の通り、ＨＡＺ靭性改善に粒内のベイナイト組織の細粒化が必要と考え、そのためにはＢの添加が有効であることを見出した。４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱サイクルを付与したときの再現ＨＡＺ組織中のオーステナイト粒界から生成する組織が、Ｂ無添加時には上部ベイナイトの塊が主体であったものが、Ｂ添加により針状に伸びたフェライトが占める割合の多い組織へと変化し、組織が微細になることを見出した。但し、単にＢを添加するだけでは全面が上部ベイナイト組織となり、ＨＡＺ靭性が改善しないどころかかえって低下することがある。
【００４０】
そこで、本発明者らが更に鋭意検討した結果、Ｂが固溶している状態であることがＨＡＺ靭性が改善しない原因のひとつであることを見出した。そして、Ｂと化合物を形成するＴｉ、Ｎを含む上述（２）式で示される固溶Ｂ量（ＥＢ）を指標として、ＨＡＺ靭性との関係を検討した。
【００４１】
検討には、４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱サイクルを付与したときの再現ＨＡＺ組織（以下単に「再現ＨＡＺ組織」ともいう。）を用いた。４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱サイクルとは、熱サイクル試験片を用いて、板厚６５ｍｍの鋼板を入熱４５ｋＪのエレクトロガス溶接を施した際に得られるＨＡＺのいくつかの部位から得られた熱履歴をもとに解析した板厚中心の溶融線での熱履歴を意味する。より具体的には、図１に示すように、室温から最高加熱温度１４００℃まで４０秒で加熱し、この最高加熱温度に２５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを５分間かけて冷却する熱履歴を意味する。
【００４２】
その結果、図２に示すように、ＥＢの値が０質量％以下の範囲であれば、再現ＨＡＺ組織中の針状に伸びたフェライトが占める割合の多い組織へと変化し組織が微細になることを見出した。そして図３に示すように、オーステナイト粒の粒径が２５０μｍ以下であり、かつ、ＥＢの値が−０．００１２質量％以上０質量％以下の範囲であれば、再現ＨＡＺ組織が上述の微細組織となり、再現ＨＡＺ靱性は、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギー値で−１００Ｊ以上となり、目標とする靭性が得られることを見出した。図３において、「オーステナイト粗大」と記載したプロット以外のプロットについては平均オーステナイト粒径が２５０μm以下である。また、ＥＢの値が−０．００１２質量％未満のときに再現ＨＡＺ靭性が劣化する原因については明らかではないが、恐らくＨＡＺ中の固溶Ｎ量が多いためと考えられる。
【００４３】
なお、再現ＨＡＺ組織のオーステナイト粒を２５０μｍ以下に細粒化させる方法として本発明は、Ｃａを０．０００５質量％以上含有させることによって鋼中に微細酸化物を多数分散させ、酸化物のピンニングによって結晶粒を微細化する方法を用いることができる。溶鋼の精錬時に溶鋼をＡｌ、Ｃａにより逐次脱酸することで、より確実に鋼中に微細酸化物を多数分散させることが可能となる。
【実施例】
【００４４】
表１に示した化学成分で試験材を試作した。Ａ１〜Ａ１９が本発明鋼、Ｂ１〜１１が比較鋼である。試験材は真空溶解で溶製している。脱酸は、Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＣで調整し、その後、Ｂ９およびＢ１０以外の試験材についてはＴｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加し脱酸を行った。Ｂ９については、ＴｉおよびＡｌを同時に添加し脱酸を行い、Ｂ１０については、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを同時に添加し脱酸を行った。その後、これら鋼材を１２００℃に加熱し１５ｍｍの圧延材とし、熱サイクル試験片を採取した。得られた試験片に４５ｋＪ／ｍｍ相当の大入熱溶接を模擬した図１に示す熱サイクルを付与し、シャルピー衝撃試験による靭性を評価した。靭性は、各試験材を−２０℃で３本ずつ試験して得られた平均のエネルギー値で評価した。各試験材の再現ＨＡＺ組織の金属組織は、ナイタール腐食して光学顕微鏡により観察した。具体的には、オーステナイト粒の測定は５０倍の倍率で撮影した写真（１６０ｍｍ×２００ｍｍ）から切断法から求めた。
【００４５】
表２には、式（１）で示されるＣｅｑ値、式（２）で示されるＥＢ値、再現ＨＡＺ組織のオーステナイト粒径、およびＨＡＺ靭性値を示す。
【００４６】
表２から明らかなように、Ａ１〜Ａ１９の本発明鋼は、−２０℃におけるシャルピー衝撃試験での吸収エネルギー値が１００Ｊ以上となり優れたＨＡＺ靭性を有することが判る。
【００４７】
一方、比較例のＢ１〜１１は、いずれも−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギー値が１００Ｊ以下となっておりＨＡＺ靭性が低い。これらの原因は、いずれも本発明範囲から外れているためである。すなわち、Ｂ１〜８は、ＥＢ値が本発明範囲から外れているためである。Ｂ９は、脱酸条件が他鋼と異なり再現ＨＡＺ組織のオーステナイト粒の粗大化を抑制するに十分な微細酸化物が分散できていないため、オーステナイト粒径が２５０μｍを超えて粗大になったためである。Ｂ１０は、Ｂ９同様の理由に加え、Ｃｅｑ値が低くＨＡＺ組織が粗大なフェライト主体となったためである。Ｂ１１はＣｅｑ値が高くＨＡＺ組織が粗大な上部ベイナイト組織となったためである。
【００４８】
【表１】
2005320564.tif 000003
【００４９】
【表２】
2005320564.tif 000004
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】溶接入熱４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱影響部を再現する熱サイクル再現を示す図である。
【図２】固溶B量（ＥＢ値）と再現ＨＡＺ組織中に占める針状フェライトの面積分率との関係を示す図である。
【図３】固溶Ｂ量（ＥＢ値）とＨＡＺ靱性の関係を示す図である。
【図１】
2005320564.tif 000005
【図２】
2005320564.tif 000006
【図３】
2005320564.tif 000007