(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
Ｓ≦０．０２、
Ａｌ＜０．００３、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００２≦Ｎ≦０．００８、
０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、
０．０００５≦Ｏ≦０．００８、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ、粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇＯを核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０５〜０．５μｍのＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を１平方ｍｍあたり１．０×１０５〜１．０×１０７個含むことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【請求項２】
請求項１の鋼に、更に母材強度上昇元素群を、質量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４
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に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【請求項３】
請求項１または２の鋼に、更に硫化物形態制御元素群を、質量％で、
０．０００５≦Ｃａ≦０．００３、
０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００３、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接用高張力鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
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熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）靱性に優れた溶接用高張力鋼に関するものである。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば、１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靱性を有するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化し、これ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必要であり、極厚鋼板を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・橋梁分野においても板厚が２５ｍｍ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た。典型的な入熱の範囲は２００〜１５００ｋＪ／ｃｍであり、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（入熱は１００〜２００ｋＪ／ｃｍ）とは異なり、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り、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの靱性を確保することが困難であった。最近の大地震を契機として建築構造物の信頼性確保が急務の課題であり、このような超大入熱溶接ＨＡＺ部の靱性向上を達成することは極めて重要な課題である。
【０００３】
従来から大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関しては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記のとおり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ために、大入熱溶接ＨＡＺ靱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。
【０００４】
従来の大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであった。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。
【０００５】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６８頁には、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、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する技術が示されている。
【０００６】
特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）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靱性を向上させる技術が開示されている。これは、ＲＥＭが硫・酸化物を形成して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止する作用を有するためである。
【０００７】
特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０3〜１×１０7ケ／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靱性を向上できる技術が開示されている。
【０００８】
特開平２−２５４１１８号公報には、ＴｉとＳを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ靱性の向上が図れる技術が開示されている。
【０００９】
特開昭６１−２５３３４４号公報には、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％以下含む鋼は大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これからフェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靱性が向上する技術が開示されている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６８頁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ものであり、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はほとんど固溶し、粒成長抑制の効果を失う。従って、この技術を本発明が目的とする超大入熱溶接ＨＡＺの靱性には適用できない。
【００１１】
特開昭６０−１８４６６３号公報に開示された技術はＲＥＭの硫・酸化物を利用して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。硫・酸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、硫・酸化物を微細に分散させることは困難である。硫・酸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、これだけで靱性向上をはかることはできない。
【００１２】
特開昭６０−２４５７６８号公報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がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ靱性を向上させるものであり、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ＨＡＺでは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。
【００１３】
特開平２−２５４１１８号公報に開示された技術は、ＴｉＮ上にＭｎＳを析出させた複合析出物からフェライトを変態させるものであり、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が、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、その効果が発揮できない。
【００１４】
特開昭６１−２５３３４４号公報に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮ上にＢＮを形成し、これからフェライトを生成させることによりＨＡＺ組織を微細化するものであり、超大入熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしながら、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは困難であり、しかもＴｉＮは固溶してフェライト生成核としての作用を発揮できず、粒内フェライト変態だけでは超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上には限度がある。
【００１５】
本発明は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、造船・橋梁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靱性に優れた溶接用高張力鋼を提供することにある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上にはＨＡＺ組織の微細化が必須であり、このためにはＨＡＺのオーステナイト粒成長を抑制するとともにオーステナイト粒内からのフェライト変態を促進し、これら両者の相乗作用により有効結晶粒を微細化することにより初めて可能であるとの知見により本発明を完成した。
【００１７】
本発明の要旨は次のとおりである。
【００１９】
（１）  質量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
Ｓ≦０．０２、
Ａｌ＜０．００３、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００２≦Ｎ≦０．００８、
０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、
０．０００５≦Ｏ≦０．００８、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ、粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇＯを核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０５〜０．５μｍのＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を１平方ｍｍあたり１．０×１０５〜１．０×１０７個含むことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２０】
（２）  上記（１）の鋼に、更に母材強度上昇元素群を、質量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４
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）に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２１】
（３）  上記（１）または（２）の鋼に、更に硫化物形態制御元素群を、質量％で、
０．０００５≦Ｃａ≦０．００３、
０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００３、
の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２２】
ＭｇＯ−ＴｉＮ複合介在物の個数は鋼板から抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡で測定すればよい。また、本発明でいうところの「溶接用高張力鋼」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  Ｇ３１１８「中・常温圧力容器用炭素鋼鋼板」、ＪＩＳ  Ｇ３１２６「低温圧力容器用炭素鋼鋼板」及び、ＪＩＳ  Ｇ３１２８「溶接構造用高降伏点鋼板」に相当するものである。
【００２３】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２４】
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靱性の関係に関する詳細な調査・研究を実施した結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御または靱性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は限られたものであり、複数の組織制御技術を組み合わせることにより初めて靱性向上が可能となることを知見した。上記のとおり、ＨＡＺ靱性向上にはＨＡＺの組織微細化、すなわち、有効結晶粒の微細化が必須である。有効結晶粒の微細化にはオーステナイト粒の微細化と粒内フェライト変態利用によるオーステナイト粒内組織の分断・微細化がある。超大入熱溶接のＦＬ付近やＨＡＺでは１３５０℃以上の高温における滞留時間が極めて長いために、これら二つの組織微細化技術を単独に用いたのでは十分な組織微細化は得られず、両者を組み合わせることにより初めて達成可能であるとの結論に達した。
【００２５】
まず、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が、窒化物の中でも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、超大入熱溶接への適用には限度がある。従って、高温で安定である酸化物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、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。本発明者らは各種の酸化物について比較検討した結果、Ｍｇの酸化物が最も微細分散に適した酸化物であることを知見した。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０．１μｍ以下のものであるが、Ｍｇ添加量、溶鋼Ｏ濃度などを制御することにより０．１μｍ以下のＭｇ酸化物を鋼中に微細分散させることが可能である。ここで、Ｍｇ酸化物はＭｇＯの化学式で表される組成を有するものであり、ＮａＣｌ型の立方晶の結晶構造を有するものである。
【００２６】
一方、従来技術からも明らかなように、大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制にはＴｉＮが有効である。超大入熱溶接においてもＴｉＮの溶解を抑制できればＴｉＮをオーステナイト粒成長抑制に利用できる。上記のとおり、ＭｇＯはＮａＣｌ型の立方晶の結晶構造を有するが、ＴｉＮも同一の結晶構造であり、しかも、格子定数がＭｇＯでは４．２１オングストローム、ＴｉＮでは４．２４オングストロームと極めて近い。従って、鋼中にＭｇＯが分散しており、固溶Ｔｉと固溶Ｎが存在していればＭｇＯ上にＴｉＮが容易に析出できると本発明者らは考えた。この原理を利用して、微細分散したＭｇＯ上にＴｉＮを析出させることにより、ＭｇＯが存在しない場合よりもＴｉＮを微細に析出させることが可能となった。図１にＭｇＯとＴｉＮの複合析出物の形態を模式的に示す。
【００２７】
ＭｇＯ上に析出したＴｉＮはＭｇＯと格子整合性が極めて高いために単独析出したＴｉＮに比べて高温安定性にも優れ、１３５０℃以上の温度域でも固溶せずに残存する量が増える。従って、超大入熱溶接においてＭｇＯとＴｉＮの複合析出物はオーステナイト粒成長を効果的に抑制することが可能である。なお、１３５０℃以上で極めて長時間保持されれば、ＭｇＯ上に析出したＴｉＮといえども多くが固溶してしまうが、核として存在するＭｇＯは固溶することなく安定である。従って、極めて厳しい熱履歴条件ではＭｇＯが粒界移動を抑制する作用を発揮するために、ＨＡＺのオーステナイト粒成長を維持できる。
【００２８】
上記のオーステナイト粒成長抑制に加えて、ＨＡＺ熱履歴の冷却途上でＭｇＯ−ＴｉＮの複合析出物からフェライトが生成し、粒内のミクロ組織が微細化されることを見出した。析出物とフェライトの間の結晶方位関係としてＢａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの関係を仮定すると、ＭｇＯ−ＴｉＮはともにフェライトと高い整合性を有する。このために、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物から容易にフェライトが生成するものと本発明者らは考えている。このフェライトはオーステナイト粒内で生成するフェライトであり、オーステナイト粒内組織を微細化する。さらに、オーステナイト粒の移動を抑制したＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物はオーステナイト粒界に存在する確率も高く、冷却途上でオーステナイト粒界に存在する複合析出物からもフェライト変態が生じる。粒界にこのようなフェライト生成核が存在しない場合には同一方位のフェライトが生成しやすく、これらフェライトは合体して粗大な粒界アロトリオモルフフェライトを形成する。その結果、このアロトリオモルフフェライトから粒内に方位の揃ったサイドプレートが生成し、粒内組織が粗くなる。粒界にＭｇＯ−ＴｉＮ複合粒子であるフェライト生成核が存在すると、そこから生成するフェライトは複合粒子の方位に依存した方位を有するために、粒界上フェライトの方位はランダムとなり、粗大な粒界アロトリオモルフフェライトが生成しにくくなる。従って、粒内のＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物からのフェライト変態に加えて粒界からの粗いサイドプレートフェライトが抑制されるために、結果として粒内組織が微細化されるものと本発明者らは考えている。
【００２９】
上記のように、ＭｇＯとＴｉＮの複合析出物を鋼中に微細分散させることにより、ＨＡＺのオーステナイト粒の成長を抑制するとともに、粒内組織を微細化させることが可能であり、これらの相乗効果により特に超大入熱溶接ＨＡＺの靭性を向上させることが可能となる。このような効果は任意の酸化物と窒化物の組み合わせで成立するものではなく、両者の結晶構造が同じで格子定数が極めて近いことが必要で、しかも、これら粒子がフェライトと格子整合性を有するものに限られるのであり、この必要条件からＭｇＯとＴｉＮの複合析出物が最適と本発明者らは考えている。
【００３０】
本発明では、Ｍｇ酸化物の粒子径を０．００５〜０．１μｍに限定した。０．００５μｍ未満ではＴｉＮの複合析出がし難くなる上にＨＡＺの熱履歴でＴｉＮが固溶した場合の粒成長抑制効果が少なくなる。逆に０．１μｍ超では平均的に粒子を分散し、粒子数を確保することが困難となる。また、ＭｇＯとＴｉＮとの複合析出物のサイズを０．０５〜０．５μｍの範囲とした。０．０５μｍ未満ではいかにＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物でもオーステナイト粒成長抑制効果が少なくなる。また、０．５μｍ超では逆にＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物が破壊起点となって靭性を低下させる。
【００３１】
図１は、油出レプリカを透過型電子顕微鏡で観察したＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を模式的に示した図である。
【００３２】
鋼板から抽出レプリカを作成し、透過型電子顕微鏡で図１に示したようなＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を観察して１平方ｍｍあたりの個数に換算した。なお、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物は、ほぼ均一に分散することが望ましい。複合析出物個数が１．０×１０5未満ではオーステナイト粒成長抑制に不十分であり、１．０×１０7超では鋼の清浄度が低下して靭性・延性を低下させ易いので好ましくない。図１中において、１はＴｉＮ、２はＭｇＯ、そして３はＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を示す。ＭｇＯの粒子径は、図１中に示すＭｇＯの直径であり、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の大きさは、複合析出物の長辺の長さ、例えば、図１のｄ1又はｄ2の値である。
【００３３】
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はＡｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｇ、Ｏ含有量を下記のとおり限定する必要がある。
【００３４】
Ａｌを０．００３％以上含有するとアルミナ主体の酸化物が増加し、ＭｇＯの生成が抑制される。従って、Ａｌを０．００３％未満とする必要がある。Ａｌの下限は特に限定されるものではないが、経済的には０．０００１％が好ましい。なお、ＡｌはＭｇＯを微細でほぼ均一に分散するには０．００１％以下とすることが望ましい。
【００３５】
Ｔｉは、ＴｉＮ生成に必須の元素である。０．００５％未満ではＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出でのＴｉＮ生成量が不十分であり、０．０２５％を超えるとＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物中に粗大なＴｉＮが生成するために靭性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％とした。しかし、粗大なＴｉＮ析出を防止してＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．０１５％以下とすることが望ましい。
【００３６】
Ｎも、ＴｉＮ生成に必要な元素である。０．００２％未満ではＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物中にＴｉＮ生成が不十分となる。０．００８％超では粗大ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物で粗大ＴｉＮを生成して靭性を低下させる。従って、Ｎの範囲を０．００２〜０．００８％とした。また、ＴｉＣ析出による靭性低下を抑制するために、Ｔｉ／Ｎ比を３．４以下とすることが望ましい。しかし、粗大ＴｉＮ析出防止と他の靭性向上のためには０．００６％以下とすることが望ましい。
【００３７】
Ｍｇは、ＭｇＯ生成に必須な元素である。０．０００２％未満では必要なＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の核となるＭｇＯ粒子を得ることはできない。０．００５％超では粗大ＭｇＯが生成して靭性・延性を低下させる。従ってＭｇの範囲を０．０００２〜０．００５％とした。しかし、粗大なＭｇＯを抑制し、ＭｇＯを微細でほぼ均一に分散するには０．００１５〜０．００４％とすることが望ましい。
【００３８】
Ｏは、ＭｇＯ生成に必須の元素である。０．０００５％未満では必要なＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の核となるＭｇＯ粒子を得ることはできない。０．００８％超では粗大ＭｇＯが生成して靭性・延性を低下させる。従ってＯの範囲を０．０００５〜０．００８％とした。しかし、粗大なＭｇＯを抑制し、ＭｇＯを微細でほぼ均一に分散するには０．００１５〜０．００４％とすることが望ましい。
【００３９】
また、ＨＡＺ靭性は、オーステナイト粒微細化と粒内組織微細化だけでなく、合金元素により大きく変化する。また、母材の強度確保のためにも適正な合金元素を含有させる必要があるので、以下の理由により合金元素の範囲を限定した。
【００４０】
Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので０．０４％を下限値とした。逆にＣを多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、母材・ＨＡＺの靱性を低下させる。０．２％を超えると靱性低下が顕著となるので、これを上限値とした。なお、母材・ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには、０．０４〜０．１５％とすることが望ましい。
【００４１】
Ｓｉは、母材強度上昇に有効な元素である。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡＺ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さらに、フェライト地を硬化させるので、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物により粒内フェライトを細かくし、有効結晶粒径を微細化しても靱性向上は得られない。従って、上限を０．５％とした。なお、ＨＡＺ靭性を向上するためには０．３以下とすることが望ましい。
【００４２】
Ｍｎは、母材の強度上昇に有効な元素である。０．６％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．６％とした。逆に、２．０％超含有すると靱性低下が顕著となる。従って、上限値を２．０％とした。
【００４３】
Ｐは、粒界脆化をもたらし、靱性に有害な元素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有すると靱性低下が顕著となるので、０．０２％を上限とする。しかし、母材・ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．０１％以下（０％を含む）とすることが望ましい。
【００４４】
Ｓは、伸長ＭｎＳを生成し、板厚方向の特性を低下させる。０．０２％超のＳを含有すると板厚方向特性の低下が顕著となるので、上限値を０．０２％とした。しかし、母材・ＨＡＺを更に向上させるためには０．０１％以下（０％を含む）とすることが望ましい。
【００４５】
さらに、母材強度上昇に効果のある選択元素の限定範囲を以下の理由で決定した。
【００４６】
Ｃｕは、母材強度上昇に有効な元素であり、特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることにより著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。逆に、１．５％超含有すると母鋼材やＨＡＺの脆化が顕著となるので上限値を１．５％とした。しかし、母鋼材・及びＨＡＺ靭性を更に向上させるためには過度のＣｕ析出による硬化を防ぐ必要があり、このために１．０％以下とすることが望ましい。
【００４７】
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、靱性を向上させる。０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．０５％とした。逆に、２．０％超含有すると焼入れ性が高くなりすぎてＨＡＺ硬化組織を生成しやすくなり、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を２．０％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ靭性を向上させるためには１．５％以下とすることが望ましい。
【００４８】
Ｃｒは、母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成しても、ＨＡＺに硬化組織を生成してＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とした。しかしＨＡＺの硬化性抑えて溶接性とＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．５％以下とすることが望ましい。
【００４９】
Ｍｏは、母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成しても、ＨＡＺに硬化組織を生成してＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．５％以下とすることが望ましい。
【００５０】
Ｎｂは、母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％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ＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成しても、ＨＡＺ靱性低下が著しくなる。従って、上限値を０．０５％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．０２％以下とすることが望ましい。
【００５１】
Ｖは、母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となりＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成しても、ＨＡＺ靱性低下が著しくなる。従って、上限値を０．１％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．０４％以下とすることが望ましい。
【００５２】
Ｂは、制御冷却および焼入れ熱処理を施す場合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。また、０．０００４％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０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含有するとＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成しても、粗大なＢ窒化物や炭ホウ化物を析出してこれが破壊の起点となるために靱性を低下させる。従って、上限値を０．００４％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．００２％以下とすることが望ましい。
【００５３】
Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラテアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭをともに０．０００５％未満では、この効果が得られないので、下限値を０．０００５％とした。逆に、０．００３％超含有すると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物が増加し、Ｍｇ酸化物の量が低下する。従って、Ｃａ及びＲＥＭの上限を０．００３％とした。Ｃａ及びＲＥＭ含有量をＭｇ含有量よりも低くすることが望ましい。なお、ＣａとＲＥＭの含有量は、粗大なＭｇＯを抑制し、ＭｇＯを微細でほぼ均一に分散するには０．００１５％以下とすることが望ましい。
【００５４】
本発明のＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物による溶接融合線（ＦＬ）付近及び溶接熱影響部（ＨＡＺ）での、オーステナイト粒成長抑制及び粒内フェライト生成核としての粒内フェライト変態促進との相乗作用によるＦＬとＨＡＺの靭性改善は、超大入熱溶接ばかりでなく大入熱溶接（例えば入熱１００〜２００未満ｋＪ／ｃｍ程度）でも有効である。
【００５５】
鋼の製造方法は、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物が所定量存在すれば良いので、鋳造後の加熱、圧延、熱処理条件は母鋼材に必要とされる機械的性質に応じて適宜選定すれば良い。
【００５６】
例えば、溶鋼の温度を１６５０℃以下とし、溶鋼Ｏ濃度を０．０１％以下とした状態で適量のＴｉを添加して脱酸を行い、引き続き、適量のＭｇを添加して脱酸を行う。Ｔｉ酸化物はＭｇにより還元されて微細なＭｇＯが鋼中に生成し、Ｔｉは溶鋼中に溶解する。凝固途中あるいは凝固後の冷却過程で図１に示すような、ＭｇＯを核としてＴｉＮが析出したＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を鋼中に生成することができる。
【００５７】
【発明の実施の形態】
（実施例）
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２４０ｍｍのスラブを製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡＺ靱性は炭素当量にも大きく依存するので、本発明の効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分でＡｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｏのみを変えた鋼を溶製して比較した。
【００５８】
表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械的性質を示す。
【００５９】
表２に示すとおり、制御圧延・制御冷却法、焼入れ・焼戻し法、および、直接焼入れ・焼戻し法により鋼板を製造した。板厚は４０〜１００ｍｍとした。
【００６０】
【表１】
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【００６１】
【表２】
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図２に示すエレクトロスラグ溶接又はエレクトロガス溶接により、溶接試験体を作成した。
【００６２】
エレクトロスラグ溶接（ａ）では、溶接の電流を３８０Ａ、電圧を４６Ｖ、速度を１．１４ｃｍ／分とした。入熱は９２０ｋＪ／ｃｍである。同図に示すように、溶接融合線（ＦＬ）および溶接融合線から３ｍｍ（ＨＡＺ３）の位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー衝撃試験片４を採取した。
【００６３】
また、板厚を２５ｍｍにそろえて、入熱が２００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接（ｂ）も実施した。電流は、６１０Ａ、電圧は３５Ｖ、速度は４．１ｃｍ／分とした。
【００６４】
エレクトロスラグ溶接と同じノッチ位置となるようにシャルピー衝撃試験片４を採取した。衝撃試験は０℃で行い、３本繰り返しの平均値で靱性を評価した。結果を表３に示す。
【００６５】
図３にエレクトロガス溶接ＨＡＺ靱性（ノッチ位置は溶接融合線ＦＬ）を、図４にエレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靱性（ノッチ位置は溶接融合線ＦＬ）を示す。
【００６６】
表３から明らかなとおり、発明鋼はＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の個数が多く、エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ（ＦＬ付近）のγ粒径が小さく、同時に、粒内フェライト分率が高い。その結果、超大入熱溶接ＨＡＺの靱性が高い。同様に、エレクトロガス溶接でも発明鋼のＨＡＺ靭性向上が明らかである。比較鋼１３と比較鋼２５はＭｇを含有するが、Ａｌが本発明範囲より高く、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物は十分に生成せず、ＨＡＺ靭性も低い。比較鋼１７はＭｇを含有するが、本発明範囲未満であり、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の個数が少なく、ＨＡＺ靭性も低い。
【００６７】
【表３】
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【００６８】
【発明の効果】
以上説明したとおり、本発明鋼ではＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を鋼中に微細分散させることにより入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接の融合線（ＦＬ）及びＨＡＺのγ粒成長抑制と粒内フェライト変態促進との相乗作用によりＨＡＺの有効結晶粒が微細化され、ＨＡＺ靱性を顕著に向上させることができる。本発明を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る。従って、本発明は工業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を模式的に示した図である。
【図２】エレクトロスラグ溶接及びエレクトロガス溶接の条件を示す図である。
【図３】エレクトロガス溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対してプロットした図である。
【図４】エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対してプロットした図である。
【符号の説明】
１  ＴｉＮ
２  ＭｇＯ
３  ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物
４  試験片
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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