(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに不純物として、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０１５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、平均粒径が３μｍ以下の超細粒フェライト組織を鋼板表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０〜５０％まで有する鋼板を、溶接金属の幅が５ｍｍ以下、かつ、鋼板に生じた熱影響部における平均粒径が５μｍ以上の領域の幅が０．５ｍｍ以下となるように、溶接したことを特徴とする超細粒鋼からなる、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手。
【請求項２】
前記溶接が、レーザー溶接であることを特徴とする、請求項１に記載の、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手。
【請求項３】
記載の鋼板が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜６％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．１％、
Ｖ ：０．００５〜０．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．１％、
Ｚｒ：０．００３〜０．１％、
Ｔａ：０．００５〜０．２％、
Ｗ ：０．０１〜２％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００２％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または２のいずれかに記載の、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手。
【請求項４】
鋼板がさらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．１０％のうち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１〜３のいずれかに記載の、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手。
【請求項５】
上記請求項１〜４のいずれかに記載の、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手を１以上有することを特徴とする超細粒鋼からなる接合構造体。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低温貯槽タンク、寒冷地向け構造物等の構造物として低温靭性を必要とする構造物に供する、材料として低温靭性に極めて優れる超細粒鋼の継手、さらに、該継手からなる接合構造体に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近、加工熱処理を駆使してフェライト粒径を２μｍ程度以下の超細粒組織とした低温靭性、脆性き裂伝播停止特性（アレスト性）の極めて良好な低温用鋼が実用化されつつある。例えば、特開平７−１２６７９８号公報、特開平７−８２６４２４号公報、特開平９−１７６７８２号公報に示されるように、鋼板表裏面に３３％以下までの超細粒層を付与することで、鋼板のアレスト性向上を図る、いわゆる表層超細粒鋼とその製造方法が種々開示されている。
【０００３】
また、特開平７−１２６７９７号公報、特開平８−１９８８２９号公報、特開平８−２９５９８２号公報、特開平９−２０２９１９号公報では、前記表層超細粒鋼と同様の技術思想に基づく全厚超細粒鋼とその製造方法が開示されている。該全厚超細粒鋼は超細粒組織を鋼板の全厚にわたって形成させることで、表層超細粒鋼に比べてさらなるアレスト性向上を可能にしている。これらの超細粒鋼は細粒強化量も大きいため、同一組成のフェライト＋パーライト鋼に比較して強度の大幅な向上も可能である。
【０００４】
しかし、上記の例に代表されるように、超細粒鋼は加工熱処理あるいは熱処理、場合によってはメカニカルミリング等の冷間加工等を駆使して形成されたものであるが故に、本質的に熱的に不安定であり、構造体に接合するに際して、一般に用いられる、アーク溶接や、潜弧溶接により接合すると、溶接により高温に晒された溶接熱影響部（ＨＡＺ）においては超細粒組織が解消あるいは変化し、特に溶融線（フュージョンライン）近傍の溶接熱影響部の強度・靭性に関しては、通常の組織を有する鋼と同等まで低下する欠点を有している。
【０００５】
従って、現在実用化されている超細粒鋼ではあくまでも母材の低温靭性やアレスト性を保証するものであって、ＨＡＺの低温靭性やアレスト性について保証するには至っていないため、ＨＡＺ靭性，ＨＡＺアレスト性（ボンドアレスト性）が構造物全体の特性を決定づけるような構造体においては，超細粒鋼を用いても安全性の向上につながらない場合があり、鋼材の特性が極めて優れているにも関わらずその使用に制限が生じる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は平均フェライト粒径が３μｍ以下で、該超細粒組織によって鋼材の強度、靭性、アレスト性等の特性向上を図っている鋼の継手及び該継手からなる接合構造体に関するもので、鋼材の優れた特性を極端に損なうことなく、該超細粒鋼の特性を反映して構造体として優れた靭性とアレスト性を有し、安全性に優れた継手と接合構造体とを提供することを課題とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
鋼材の特性を全く損なわずに鋼材同士を接合する方法としては、ボルト接合が考えられるが、複雑な構造物全体を全てボルト接合で接合することは、溶接接合が主流となっている現状を踏まえると作業効率上、コスト上、現実的でない。
そこで、本発明者らは現状におけるアーク溶接法と同様の効率、コストで、実用的な溶接法の範疇において、上記の課題を解決すべく、その骨子とするところは、超細粒鋼の特性が損なわれるＨＡＺの幅を狭くし、かつ、鋼材に比べて溶接金属及び顕著な軟化が生じないようにすることで、構造体の破壊が必ず母材原質部から生じさせることによって、構造物全体としての特性が鋼材の特性によって決定づけられるようにすることにあり、その要旨は以下の通りである。
【０００８】
（１）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに不純物として、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、平均粒径が３μｍ以下の超細粒フェライト組織を鋼板表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０〜５０％まで有する鋼板を、溶接金属の幅が５ｍｍ以下、かつ、鋼板に生じた熱影響部における平均粒径が５μｍ以上の領域の幅が０．５ｍｍ以下となるように、溶接したことを特徴とする超細粒鋼からなる、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手。
【０００９】
（２）前記溶接が、レーザー溶接であることを特徴とする、前記（１）に記載の、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手。
【００１０】
（３）鋼板が、重量％で、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｎｉ：０．０１〜６％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｚｒ：０．００３〜０．１％、Ｔａ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．０１〜２％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（１）または（２）のいずれかに記載の、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手。
【００１１】
（４）鋼板が、重量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００５〜０．１％のうち１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手。
（５）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の、脆性き裂伝播停止特性に優れた継手を１以上有することを特徴とする超細粒鋼からなる接合構造体にある。
【００１２】
【発明の実施の形態】
溶材、フィラーメタル、あるいは鋼材自体を加熱あるいは溶融・凝固させて鋼材同士を結合させる接合構造においては、接合部近傍の熱影響部（ＨＡＺ）が程度の違いは多少あるにせよ、変態点以上に加熱されることは不可避である。従って、いずれの手段にせよ、熱的な不安定性を有している超細粒鋼のＨＡＺは母材原質部と全く同じ組織を保持することは不可能であり、粒成長を代表として何らかの組織変化が惹起させることは避けられず、その結果、ＨＡＺの特性、特に超細粒化により顕著に発現された、強度、靭性の劣化も避けられない。
【００１３】
本発明は、超細粒鋼ＨＡＺの材質劣化を極力抑制し、かつ材質劣化を前提とした上で、構造体全体としては該材質劣化が顕在化しないための手段を縷々検討した結果、発明に至ったものである。本発明における基本要件は、平均粒径が３μｍ以下の超細粒フェライト組織を鋼板表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０％〜５０％まで有する鋼板を、溶接により鋼板に生じた熱影響部における平均粒径が５μｍ以上の領域の幅が０．５ｍｍ以下となるように溶接することにある。
【００１４】
先ず、接合体とすべき鋼の組織要件を、平均フェライト粒径が３μｍ以下の超細粒組織を鋼板表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０〜５０％まで有することとしたのは以下の理由による。
平均フェライト粒径が３μｍ超の組織は焼きならしや通常の制御圧延等で達成可能であり、熱的にも安定で、本発明の継手を適用するまでもないこと、また、平均フェライト粒径が３μｍ超では得られる強度・靭性にも限度があり、本発明によらなくとも、ＨＡＺの強度・靭性を母材原質部と同等にすることは比較的容易なためである。
【００１５】
次に、該超細粒組織を、鋼板表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０〜５０％まで有することに限定したのは、上記と同様、各面の１０％未満のみが超細粒組織となるような鋼では得られる強度・靭性にも限度があり、本発明によらなくとも、ＨＡＺの強度・靭性を母材原質部と同等にすることは比較的容易なためである。
平均フェライト粒径が３μｍ以下の超細粒組織を鋼板表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０〜５０％まで有する鋼板は、後述する化学組成要件も同時に満足すれば、表層超細粒層のシャルピー衝撃特性は破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で−１２０℃以下、鋼板全体のアレスト特性は、ＫCaが４００ｋｇｆ／ｍｍ1.5 となる温度（ＴKCa400）で−１００℃以下の極めて良好な特性を十分達成できる。
【００１６】
なお、本発明は平均粒径が３μｍ以下の超細粒フェライト組織鋼を対象とするが、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等、フェライト以外の組織を不可避的に含んでも良い。この母材の極めて良好な靭性、アレスト性が構造体となった後にも構造体全体の特性としては、該母材の特性を保持させるために、必要な要件が、溶接により鋼板に生じた熱影響部における平均粒径が５μｍ以上の領域の幅が０．５ｍｍ以下となるように溶接することである。
【００１７】
溶材、フィラーメタル、あるいは鋼材自体を加熱あるいは溶融・凝固させて鋼材同士を結合させる接合構造においては、接合部近傍の熱影響部（ＨＡＺ）の鋼材が程度の違いは多少あるにせよ、変態点以上に加熱されることは不可避である。従って、いずれの手段にせよ、熱的な不安定性を有している超細粒鋼のＨＡＺは母材原質部と全く同じ組織を保持することは不可能であり、粒成長を代表として何らかの組織変化が惹起させることは避けられず、その結果、ＨＡＺの特性、特に超細粒化により顕著に発現された、強度、靭性の劣化も避けられない。
【００１８】
しかし、本発明者らは詳細な実験・解析の結果、ＨＡＺの組織が変化した部分のサイズ、特性を制御することで、継手あるいは構造体全体としての安全性を確保することは可能であることを見出した。すなわち、鋼板の化学組成を規定した上で、各々ＨＡＺにおいて、材質の劣化した粗大組織の幅を０．５ｍｍ以下とすることで継手全体の特性は母材特性をほぼ反映するになる。なお、粗大組織とは平均粒径が３μｍ以下の母材との材質差が顕著となる、平均粒径が５μｍ以上の組織を指す。ここで、粒径は、フェライト主体組織の場合はフェライト粒径、ベイナイトあるいはマルテンサイト主体組織の場合は旧オーステナイト粒径のことである。
【００１９】
上記ＨＡＺの組織要件は該組織の達成手段によらないが、より具体的には、平均粒径が３μｍ以下の超細粒フェライト組織を鋼板表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０〜５０％まで有する鋼板を、溶接金属の幅が５ｍｍ以下となるようにレーザー溶接で接合することが好ましい。
すなわち、超細粒組織の粗大化を極力抑制するためにはなるべく投入エネルギーが少なく、接合後の冷却速度が小さい方法が好ましい。一般のアーク溶接で入熱量を低下させた場合は、１回の溶接パスにおける熱影響の幅は小さく、冷却速度は大きいが、厚手材では必然的に多層溶接となるため、繰り返し高温に加熱される領域が存在することになるため、粒成長を抑制することが困難である。また、超細粒組織の粒成長を接合体としての特性劣化が生じない程度に抑制するためには、入熱量を極小まで抑える必要があるが、そうした場合、溶接パスの層数が極めて多くなり、溶接効率が極端に劣化して実用的でなくなる。
【００２０】
本発明者らは上記のような欠点を示さず、組織変化を抑制できる接合方法として、レーザー溶接が好ましいことを見出した。すなわち、レーザー溶接では実効的に小入熱溶接ができる上、厚手材に至るまで１パスでの接合が可能であるため、鋼材を溶融させる接合方法の中では、超細粒組織の変化を最も小さくできる。レーザー溶接であっても、超細粒鋼の組織を母材原質部と全く同一のまま保存することはできないが、構造体においては、破壊の発生・伝播が超細粒組織が損なわれる溶接金属〜ＨＡＺで生ぜず、超細粒組織が保存される、加熱温度が低い母材近傍のＨＡＺ〜母材原質部で生じるようにすれば、構造体全体としての特性を母材である超細粒鋼の特性とすることが可能となる。
【００２１】
そのためには、溶接金属及びＨＡＺの幅を一定以下に狭くすること、且つ、超細粒組織が損なわれる領域の硬さを母材原質部より高くすることが必要である。このような要件を満足した接合構造体であれば、超細粒組織が損なわれた溶接金属〜ＨＡＺ領域の極端な材質劣化を防ぐとともに、該領域の変形を抑制してあらゆるモードによる破壊が母材原質部から生じるようにすることが可能となる。
【００２２】
具体的には、レーザー溶接で形成される溶接金属の幅を５ｍｍ以下とする必要がある。溶接金属の幅を５ｍｍ以下とすることにより、ＨＡＺの幅も対応して狭くなり、ＨＡＺにおける平均粒径が５μｍ以上の領域の幅が０．５ｍｍ以下となり、且つ、十分急冷されるため、溶接金属〜ＨＡＺの硬さが母材原質部に比べて高くなる。なお、以上はフィラーメタルを用いないレーザー溶接を前提とした本発明の説明であるが、後述する鋼材成分の限定範囲内のフィラーメタル、あるいは、溶接金属として本発明の構造体を構成する鋼材と同等の特性を発現できるフィラーメタルであれば用いても構わない。
【００２３】
以上、本発明では、大型構造物を含めた接合構造体全般に適用できることを前提として、大気中での接合が可能なレーザー溶接に限定しているが、ほぼ同様の特性を有する電子ビーム溶接でも、原理的には本発明の超細粒鋼からなる接合構造体を製造することは可能である。
以上が、本発明の超細粒鋼からなる継手及びそれからなる構造体に関する基本要件であるが、レーザー溶接により形成される、フィラーメタルを用いない場合の溶接金属、及び、ＨＡＺの極端な特性劣化を防ぐため、また、母材原質部の特性を確保して、より効果を発揮するためには鋼材の個々の化学成分についても下記に述べる理由により、各々限定する必要がある。
【００２４】
すなわち、Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として含有するもので、０．０１％未満では構造用鋼に必要な強度の確保が困難であるが、０．２％を超える過剰の含有は母材及び溶接部の靭性や耐溶接割れ性を低下させるので、０．０１〜０．２％の範囲とした。
次に、Ｓｉは，脱酸元素として、また、母材の強度確保に有効な元素であるが、０．０１％未満の含有では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆に１％を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して延性や靭性の劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．０１〜１％とした。
【００２５】
また、Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に必要な元素であり、最低限０．１％以上含有する必要があるが、過剰に含有すると、硬質相の生成や粒界脆化等により母材靱性や溶接部の靭性、さらに溶接割れ性など劣化させるため、材質上許容できる範囲で上限を２％とした。
Ａｌは脱酸、オーステナイト粒径の細粒化等に有効な元素であるが、効果を発揮するためには０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．１％を超えて過剰に含有すると、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるため、０．００１〜０．１％の範囲に限定する必要がある。
【００２６】
ＮはＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化に有効に働くため、微量であれば機械的特性に有効に働く。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。そのため、工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として下限を０．００１％とする。過剰に含有すると、固溶Ｎが増加し、延性や靭性に悪影響を及ぼす可能性があるため、許容できる範囲として上限を０．１％とする。
【００２７】
Ｐ，Ｓは、不純物元素で、延性、靭性を劣化させる元素であり、極力低減することが好ましいが、材質劣化が大きくなく、許容できる量として、Ｐの上限を０．０２５％、Ｓの上限を０．０１５％に限定する。
以上が本発明の鋼材の基本成分の限定理由であるが、本発明においては、強度・靭性の調整のために、必要に応じて、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｗ，Ｂの１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｒ及びＭｏは、いずれも母材の強度向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．０１％以上必要であり、一方、１．０％を超えて添加すると、靭性及び溶接性が劣化する傾向を有するため、各々０．０１〜１．０％の範囲とする。
【００２８】
また、Ｎｉは、母材の強度と靭性を同時に向上でき、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させるためには０．０１％以上含有させる必要がある。含有量が多くなると強度、靭性は向上するが６％を超えて添加しても効果が飽和する一方で、レーザー溶接部の溶接金属、溶接熱影響部の硬さが過大となって溶接性が劣化するため、上限を６％とする。また、６％を超える添加では焼入性が過大となるため、フェライトの生成が抑制されるためにフェライトの超細粒化に好ましくない効果も顕在化する。
【００２９】
次に、Ｃｕも、ほぼＮｉと同様の効果を有するが、１．５％超では熱間加工性に問題を生じるため、０．０１〜１．５％の範囲に限定する。
Ｔｉは析出強化により母材強度向上に寄与するとともに、ＴｉＮの形成により加熱オーステナイト粒径微細化にも有効な元素であり、靭性向上にも有効な元素であるが、効果を発揮するためには０．００３％以上の含有が必要である。一方、０．１％を超えると、粗大な析出物、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上限を０．１％とする。
【００３０】
Ｖも、ＶＮを形成して強度向上に有効な元素であるが、過剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、靭性の大きな劣化を招かずに、効果を発揮できる範囲として、０．００５〜０．５％の範囲に限定する。
Ｎｂは、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を形成することで強度・靭性の向上に有効な元素であるが、過剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、靭性の劣化を招かずに効果を発揮できる範囲として、０．００３〜０．１％の範囲に限定する。
【００３１】
Ｚｒも、窒化物を形成する元素であり、Ｔｉと同様の効果を有するが、その効果を発揮するためには０．００３％以上の含有が必要である。一方、０．１％を超えると、Ｔｉと同様、粗大な析出物、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるため、０．００３〜０．１％の範囲に限定する。
Ｔａも、強度・靭性の向上に有効な元素であるが、効果を発揮するためには０．００５％以上の含有が必要である。一方、０．２％を超えると、析出脆化や粗大な析出物、介在物による靭性劣化を生じるため、上限を０．２％とする。
【００３２】
Ｗは、固溶強化及び析出強化により母材強度の上昇に有効であるが、効果を発揮するためには０．０１％以上必要である。一方、２％を超えて過剰に含有すると、靭性劣化が顕著となるため、上限を２％とする。
Ｂは、微量で確実にＮと結びつくため、固溶Ｎ固定により靭性向上や、焼入性向上による強度・靭性向上に有効な元素であるが、効果を発揮するためには０．０００３％以上必要である。一方、０．００２％を超えて過剰に含有するとＢＮが粗大となり、延性や靭性に悪影響を及ぼす。また溶接性も劣化させるため、上限を０．００２％とする。
【００３３】
さらに、延性の向上、継手靭性の向上のために、必要に応じて、Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭの１種または２種以上を含有することができる。
Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭは、いずれも硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効である。酸化物を微細化させて継手靭性の向上にも有効に働きく。その効果を発揮するための下限の含有量は、Ｍｇ及びＣａは０．０００５％、ＲＥＭは０．００５％である。一方、過剰に含有すると、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性、靭性の劣化を招くため、上限を各々、Ｍｇ，Ｃａは０．０１％，ＲＥＭは０．１％とする。
【００３４】
【実施例】
以上が、本発明の要件についての説明であるが、さらに、実施例に基づいて本発明の効果を示す。表１に示す化学組成を有する鋼片を用いて、表２，表３に示す方法により超細粒鋼を製造した。表１のうち、鋼片番号１３〜１５は化学組成が本発明を満足していないものである。なお、表２，３の方法は各々、特開平７−１２６７９８号公報、特開平７−１２６７９７号公報に開示されている、表層あるいは全厚超細粒鋼の製造方法に準拠した方法である。
【００３５】
【表１】
0004374104.tif 000002
【００３６】
【表２】
0004374104.tif 000003
【００３７】
【表３】
0004374104.tif 000004
【００３８】
表４は製造された鋼板の超細粒層の割合、超細粒層のフェライト粒径、鋼板の材質等を示している。超細粒層の割合は鋼板の任意の１０カ所についての断面方向の光学顕微鏡組織観察により求めた平均値であり、粒径は超細粒層のほぼ中央（全厚が超細粒組織となっている場合は板厚中心部）を倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡で５〜１０視野観察して切断法により求めた値である。引張特性、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性は圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）の板厚中心部、温度勾配型ＥＳＳＯ特性（ＫCaが６００ｋｇｆ／ｍｍ1.5 となる温度）はＣ方向について測定した値である。
【００３９】
【表４】
0004374104.tif 000005
【００４０】
表４から、本発明の化学組成を有し、平均フェライト粒径が３μｍ以下の超細粒組織を鋼板表裏面のそれぞれ、表面から板厚方向に板厚の１０〜５０％まで有する鋼板は極めて良好な材質を有している。特に靭性、母材のき裂伝播停止特性（アレスト特性）が優れている。一方、化学組成が本発明を満足していない鋼材番号Ｂ１〜Ｂ３の鋼板は超細粒組織としても靭性、アレスト特性は本発明による鋼材Ａ１〜Ａ１２に比べて大幅に劣ることが明白である。
【００４１】
表５は接合体としての材質を評価するために、表４の鋼板をレーザー溶接して突き合わせ継手を作製し、継手特性を調査した結果を、レーザー溶接条件とともに示している。レーザー溶接はレーザー切断した端面同士を突き合わせ溶接した。溶接機は２０ｋＷのＣＯ2 レーザー溶接機を用いた。
超細粒鋼の優れた特性を継手でも保持するためには、レーザー溶接の溶接金属幅を５ｍｍ以下とする必要があるが、実施例においては，欠陥が生じないようにルートギャップ、レーザー溶接条件を適宜変化させて溶接金属幅を調整した。なお、フィラーメタルを用いる場合、フィラーメタルから脆性破壊を生じないよう、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：１．４％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００３％、Ｎｉ：３．５％の組成を有する高Ｎｉ系鋼を伸線したフィラーワイヤを用いた。
【００４２】
接合体の特性評価は、継手引張試験、継手２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験、混成ＥＳＳＯ試験により行った。継手シャルピー衝撃試験は板厚中心部から、ノッチ位置が溶接金属中央とＦｕｓｉｏｎ  Ｌｉｎｅ（ＦＬ）の２種類となるようにして採取した。混成ＥＳＯＯ試験は、図１に示す試験体１を作製して、試験温度−１２０℃で助走板（Ｓ４５Ｃ）３から発生させた脆性き裂をレーザー溶接部２に突入させて、該脆性き裂が伝播するか否かで接合体としてのアレスト特性を評価した。助走板３には容易に脆性き裂が発生・伝播するよう、Ｓ４５Ｃを用い、助走板と試験継手との溶接は、入熱２ｋＪ／ｍｍ程度のＧＭＡＷ溶接４により行った。符号５はノッチであり、６はサイドグルーブである。
【００４３】
【表５】
0004374104.tif 000006
【００４４】
表５から明らかなように本発明により作製した接合構造体（試験番号Ｃ１〜Ｃ５）であれば、良好な継手強度、継手シャルピー衝撃特性を有するとともに、−１２０℃という非常に低温でも、十分なアレスト特性を有しており、超細粒鋼の良好な特性を接合構造体として保持していることが明らかである。
一方、比較例の試験番号Ｄ１〜Ｄ５の場合は、本発明を満足していない継手であるため、本発明に比べて特性が劣っている。特に、鋼材としては極めて良好なものを用いて継手を作製した試験番号Ｄ４，Ｄ５においても接合後の特性が鋼材の特性から大幅に劣化していることから、本発明による継手によって初めて、超細粒鋼の持つ極めて優れた特性を有効利用できることが明らかである。
【００４５】
【発明の効果】
以上に述べたように、本発明によれば、超細粒鋼の有する極めて良好な靭性、き裂伝播停止特性を損なうことなく、接合構造体を作製することが可能となり、その結果、構造物の安全性を飛躍的に向上させることが可能となり、産業上の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１はレーザー溶接継手のき裂伝播停止特性評価のための混成ＥＳＳＯ試験の形状、作成要領を示した図である。
【符号の説明】
１  試験体
２  レーザー溶接部
３  助走板
４  ＧＭＡＷ溶接
５  ノッチ
６  サイドグルーブ
【図１】
0004374104.tif 000007