(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２〜０．００６％、Ａｌ：０．０５〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００２〜０．００６％、Ｂ：０．０００３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする溶接入熱が５０ｋJ／ｍｍ以上の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接構造用鋼板。
【請求項２】
質量％で、更にＣｕ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１０％の一種又は二種以上を含有する請求項１記載の溶接入熱が５０ｋJ／ｍｍ以上の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接構造用鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は建築、造船、橋梁等に用いられる鋼材として、多電極サブマージアーク溶接、エレクトロスラグ溶接等の高能率溶接法が適用される場合の溶接熱影響部（以下ＨＡＺともいう）靭性に優れた溶接構造用鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年の鋼構造物の大型化に伴い、構造物の施工効率向上と施工コスト低減の観点から特に溶接効率の向上が求められており、現在この観点から多電極サブマージアーク溶接、エレクトロスラグ溶接に代表される超大入熱溶接が適用されている。例えば高層建築用に用いられる角形鋼管柱の角溶接には多電極サブマージアーク溶接が、柱スキンプレートとダイヤフラムの溶接にはエレクトロスラグ溶接法による単層溶接が適用されており、その溶接入熱は５０ｋＪ／ｍｍ以上、板厚、溶接条件によっては１００ｋＪ／ｍｍにも達する。
【０００３】
このような超大入熱溶接条件下では、鋼の粒成長を起こす温度域である１２００℃以上に滞留する時間が、通常の溶接法を適用した場合と比較して極端に長くなるため、著しい結晶粒の粗大化が起こり、これに起因するＨＡＺの靭性の低下が問題となっている。
【０００４】
従来の大入熱溶接において、ＨＡＺの靭性の向上に対しては以下の四点の対策がとられてきた。すなわち、（１）鋼中に分散する粒子（介在物）によるピンニング効果に基づく結晶粒の粗大化防止（結晶粒の微細化）、（２）オーステナイト結晶粒内のフェライト変態促進に基づく変態組織及び有効結晶粒の微細化、（３）Ｍ−Ａ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）に代表される局所的な脆化相の生成抑制、（４）地組織の靭性改善等である。
【０００５】
この中で、（３）の局所的な脆化相に関しては、超大入熱溶接を適用した場合においてはＨＡＺの冷却速度が極めて遅くなるために、その生成の原因となる高炭素濃度を有する残留オーステナイトが冷却途上でパーライトへ分解するために特段注意を要することはない。
【０００６】
前記（１）の鋼中に分散する粒子による粒径の微細化を意図した大入熱溶接用鋼板としては、既に特開平２−２５０９１７号公報、特開平２−２５４１１８号公報に代表されるようにＴｉＮを鋼中に微細に分散させる技術がある。このＴｉＮ処理鋼は、ＴｉＮのピンニング効果によりＨＡＺの結晶粒径の粗大化を抑制し、靭性を改善する技術である。しかし、本発明が対象にする超大入熱溶接法を適用した場合においては、その溶融線近傍の領域は１４００℃を超える温度に長時間曝されるため、ＴｉＮは大部分が鋼中に固溶し、その結果ピンニング効果を失うため粒径微細化の達成は困難である。
【０００７】
また前記（２）のオーステナイト結晶粒内のフェライト変態促進に基づく変態組織及び有効結晶粒の微細化に関しては、特開昭５７−５１２４３号公報、特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６１−７９７４５号公報等において、高温域においても安定なＴｉ酸化物を微細に分散させ、この酸化物若しくは酸化物上に複合析出するＭｎＳを起点として、粒内フェライトを生成させる発明が開示されている。また、特開昭６１−２５３３４４号公報においては、ＨＡＺの冷却過程でＴｉＮ上に析出するＢＮを核としてフェライトを生成させ、大入熱ＨＡＺ靭性を向上させる技術が開示されている。
【０００８】
これらに開示されているＴｉ酸化物は、１４００℃を超え、かつ高温での滞留時間が長い超大入熱溶接条件下においても比較的安定であるため、フェライト変態の核生成サイトとしての効果は維持される。しかしながら、この様な酸化物を均一かつ微細に分散させるためには、鋳造段階において冷却速度の制御等の操業上複雑なプロセスを採用せざるを得ず、また分散状態のばらつきに常に配慮しなければならないという煩雑性を有している。
【０００９】
さらに、オーステナイト粒内でのフェライト変態にはある程度の過冷度が必要とされるため、ＨＡＺでのフェライト変態温度域での冷却速度が小さい本発明の対象である超大入熱溶接においては、その効果を発揮させるのが困難である。従って、フェライト核生成サイトの導入だけでは、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上を図ることは難しい。
【００１０】
前記（４）の地組織の靭性改善は主として固溶Ｎの低減に基づく。固溶Ｎは鋼中の転位を固着し、靭性低下の要因の一つとなることが明らかにされている。このため、固溶Ｎ低減のために溶鋼中のＮを低減させる方法、またはＮとの親和力の強いＴｉ、Ａｌ、Ｂ等を添加し、窒化物として固定する方法がこれまでに提案されてきた。
【００１１】
しかし、溶鋼中のＮ低減は処理コストの上昇を招き、また過剰のＴｉ添加はＴｉ炭化物を析出させ硬さの上昇に伴う靭性の低下、更に過剰のＢ添加は窒化物の固溶、溶接後の再析出におけるその制御性に困難を伴うこと、またＡｌに関しては同時に含有されるＴｉを酸化物として利用する観点から低いレベルに抑えなければならない、ことが必要となり固溶Ｎ低減に基づく靭性改善も困難な点がある。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、このような現状を鑑みてなしたものであり、多電極サブマージアーク溶接、エレクトロスラグ溶接等の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性に優れた高張力鋼板を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を達成するために、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎの制御及び微細酸化物としてＣａ系酸化物を活用することで、以下に述べる発明を完成した。
【００１５】
すなわち、第１の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２〜０．００６％、Ａｌ：０．０５〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００２〜０．００６％、Ｂ：０．０００３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなることを特徴とする溶接入熱が５０ｋJ／ｍｍ以上の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接構造用鋼板である。本発明により、実用的な構造用鋼において、固溶Ｎ量の徹底的な低減とＣａ系介在物によりオーステナイト粒の微細化効果を図ることができ、優れた超大入熱溶接熱影響部の靭性を得ることができる。
【００１６】
第２の発明は、前記鋼板が更に、質量％で、更にＣｕ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００１〜０．１０％の一種又は二種以上を含有する溶接入熱が５０ｋJ／ｍｍ以上の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接構造用鋼板である。上記合金元素により鋼板の強度をより向上させ、また、一層超大入熱溶接熱影響部靭性を向上させることができる。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明における超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の改善は、靭性に悪影響を及ぼす固溶Ｎ量を徹底的に低減すること及び溶融点近傍の高温域でも粒径微細化効果を有する酸化物を活用することにより達成するものである。このために、鋼中に微量のＴｉ（０．００５％〜０．０１５％）と過剰のＡｌ（０．０５％〜０．１０％）を含有させるとともに、Ｃａを含有させることを発明の骨子とする。
【００１８】
すなわち、本発明者らは、Ａｌ及びＣａ含有量を種々変化させた鋼板について酸化物の分散状況及び粒子径との関係に関して調査した結果、以下に示す新しい知見を見出した。図１はＡｌ含有量及びＣａ含有量を変化させた場合におけるＣａ系酸化物、Ａｌ一Ｃａ系複合酸化物の粒子径とその個数の関係について示した図である。なお、これらの酸化物が更に硫化物を複合化させた場合には（ＣａＳ、ＭｎＳ等）、これを含めた最大径を酸化物の粒子径とみなした。
【００１９】
この図から明らかなように、いずれのＡｌ含有量においても、酸化物の粒子径はＣａの含有により顕著に微細化されることが判明した。そして、この微細に分散したＣａ系酸化物の効果として、超大入熱溶接熱サイクルを付与した場合のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制できることを見出した。
【００２０】
従来の方法では、Ａｌ含有量を低く抑えてＡｌ酸化物の生成を抑制してＴｉ酸化物を微細に分散させていた。本発明では十分な量のＡｌを含有させ、固溶Ｎを徹底的に低減することを可能とした。従って、微細酸化物の活用と固溶Ｎの徹底的な低減を併用できることとなり、ＪＩＳに規定する通常の溶接構造用鋼（ＪＩＳＧ３１０６、Ｇ３１１４等）の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の飛躍的な向上が達成できる。
【００２１】
すなわち、図２はＣａ含有量、Ａｌ含有量と超大入熱溶接における溶融線近傍（ＦＬ）位置の０℃のシャルピ吸収エネルギの関係を示した図である。Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、Ａｌ：０．０５〜０．１０％の含有量の範囲において、０℃の吸収エネルギが５０Ｊ以上を有する。
【００２２】
以下に本発明におけるＣａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎ及びＯの重量％（ｗｔ％）に関して、その含有量を制限した理由について詳述する。
Ｃａ：０．００１％以上０．０１０％以下
Ｃａ含有による酸化物の微細化及び微細酸化物を適量確保する効果は、含有量が０．００１％を下回ると顕著でなくなるため０．００１％以上の含有が必要である。一方、Ｃａを０．０１０％を超えて含有すると、鋼材の清浄性が低下する。従ってＣａは、０．００１％以上０．０１０％以下に限定する。
【００２３】
Ａｌ：０．０５％以上０．１０％以下
本発明においてＡｌは、超大入熱溶接の冷却時に固溶ＮをＡｌＮとして固定する役割を果たす元素である。この効果は、含有量が０．０５％未満では顕著でなく、また、０．１０％を超える含有では、Ｃａの過剰の含有と同様に鋼材の清浄性を低下させるとともに、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイトの生成を助長する。従ってＡｌは０．０５％以上０．１０％以下に限定する。
【００２４】
Ｔｉ：０．００５％以上０．０１５％以下
Ｔｉは、Ａｌと同様にＮとの親和力が強くその窒化物であるＴｉＮは比較的高温まで安定的に存在するので、固溶Ｎの低減及び粒子径の微細化に寄与する。このＴｉＮの効果は超大入熱溶接部の溶融線近傍においては消失するものの、溶融線から離れた位置（後述するＨＡＺ３ｍｍ、ＨＡＺ５ｍｍの位置）における靭性を確保するためには有効である。
【００２５】
Ｔｉ含有量が０．００５％未満ではこの効果は得られず、また０．０１５％を超える過剰の含有は靭性に悪影響を及ほすＴｉＣの生成を助長する。従ってＴｉは０．００５％以上０．０１５％以下に限定する。
【００２６】
Ｎ：０．００７％以下
Ｎはこれまでに述べたように、固溶Ｎとして超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、その含有量は低いことが望ましい。本発明鋼では、Ｔｉ、Ａｌの含有により固溶Ｎの低減を図ることができる。従って、Ｎ含有量は、前記のＴｉ、Ａｌにより完全に固定される量以下である必要がある。
【００２７】
図３に、本発明鋼におけるＴｉ、Ａｌ量の上限の含有量を含み、かつＮ量を変化させて溶製した鋼板の超大入熱溶接のＨＡＺ部における固溶Ｎ量の分析結果について示す。この結果から、Ｎ含有量が０．００７％を超えると固溶Ｎが残存するため、ＨＡＺ靭性を低下させる可能性がある。従ってＮ含有量は０．００７％以下に限定する。
【００２８】
Ｏ：０．００２％以上０．００６％以下
Ｏは鋼中に微細な酸化物を生成させるために必要不可欠な元素である。Ｏ含有量が０．００２％未満では生成する微細酸化物の個数が不十分であるため含有量の下限を０．００２％とする。一方、含有量が０．００６％を超えると酸化物生成量が多くなりすぎて、鋼の清浄性の低下及び延性低下を助長する。従って、Ｏ含有量は０．００２％以上０．００６％以下に限定する。
【００２９】
また、本発明鋼においては極微量の含有によりＨＡＺ硬さを上昇させる不純物元素であるＢを実質的に含有しない。一般に、Ｂは高炉において鉄鉱石原料等から溶銑に混入する場合もあるが、原料の最適化も含め、その含有量を実質的に含有しない量といえる０．０００３％以下に抑え、ＨＡＺ硬さの上昇を抑制する必要がある。
【００３０】
次に、その他の合金元素の含有量について詳述する。これらの合金元素は、本発明鋼が引張強さ４００ＭＰａ以上の溶接構造用鋼として必要な性能を有するためのものである。
Ｃ：０．０３％以上０．１５％以下
Ｃは母材強度を確保する目的で含有される。しかしながら、０．０３％未満ではその効果は得られず、また、０．１５％を超える含有ではＨＡＺ靭性の低下を招くとともに溶接性も著しく低下させる。従って、Ｃは０．０３％以上０．１５％以下に限定する。
【００３１】
Ｓｉ：０．０５％以上０．３０％以下
Ｓｉは固溶強化元素として母材強度の確保に寄与するとともに、溶鋼の予備脱酸元素として含有される。しかしながら０．０５％未満では脱酸の効果は得られず、また０．３０％を超える過剰の含有では、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイトの生成を助長する。従って、Ｓｉは０．０５％以上０．３０％以下に限定する。
【００３２】
Ｍｎ：０．６０％以上２．０％以下
Ｍｎは母材強度を確保するのに必要な元素である。しかしながら、０．６０％未満ではその効果が小さく本発明鋼の目的とする強度が得られず、２．０％を超えると溶接部の靭性の劣化が顕著となる。従って、Ｍｎ含有量は０．６０％以上２．０％以下に限定する。
【００３３】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、粒界脆化の要因となるため、その含有量は低い方が望ましい。特に０．０３０％を超えて含有すると粒界脆化が顕著となるため、０．０３０％以下に限定する。
【００３４】
Ｓ：０．００２％以上０．００６％以下
ＳはＣａ系の酸化物の上にＭｎＳ、ＣａＳ、又はその複合体を生成せしめ、粒内フェライトの核発生の起点として作用せしめるため含有される元素である。この効果はＳ量が０．００２％以上の含有で有効に発揮されるため、含有量の下限を０．００２％とする。一方含有量が０．００６％を超えると酸化物の上に析出するほかに、伸長した単体のＭｎＳ硫化物を生成し、鋼材の延性を低下させ、特に板厚方向の靭性、耐ラメラテア性に悪影響を及ぼす。従って、Ｓ含有量は０．００２％以上０．００６％以下に限定する。
【００３５】
さらに、本発明鋼においては、母材の必要強度を高めつつ溶接性を向上させるという観点から、以下の合金元素のうちの１種または２種以上を含有させることが出来る。これらの元素は、含有量を以下の範囲に限定することにより、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性になんら悪影響を及ぼすことはない。以下にこれらの元素の含有量を限定した理由に関して詳述する。
【００３６】
Ｃｕ：０．１％以上１．５％以下
Ｃｕは鋼中に固溶し、また固溶限界以上含有させると鋼中にε−Ｃｕとして微細に析出し、鋼の強度を高める効果を有する元素である。Ｃｕによる強度上昇効果は、含有量が０．１％未満では十分でなく、一方、１．５％以上含有すると熱間延性の制御が困難となる。従って、Ｃｕ含有量は０．１％以上１．５％以下に限定する。
【００３７】
Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下
Ｎｉは固溶強化元素として母材強度の上昇に寄与するばかりでなく靭性の確保にも有効な元素である。この効果は０．１％以上の含有で認められるが、含有量が２．０％を超えると溶接構造用鋼としての経済性を著しく損ねる。従って、Ｎｉ含有量は０．１％以上２．０％以下に限定する。
【００３８】
Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下
Ｃｒは母材強度の上昇効果を有する。含有量が０．０５％未満ではこの効果が得られず、また１．０％を超えて含有すると炭化物の析出、ＨＡＺ硬さの上昇を招く。従って、Ｃｒ含有量は０．０５％以上１．０％以下に限定する。
【００３９】
Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下
ＭｏはＣｒと同様に固溶強化元素として母材強度の確保に寄与する元素である。含有量が０．０５％未満ではこの効果は得られず、また１．０％を超えて含有するとＨＡＺ硬さの上昇を招くとともに溶接構造用鋼としての経済性を低下させる。従って、Ｍｏ含有量は０．０５％以上１．０％以下に限定する。
【００４０】
Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下
Ｎｂは鋼中に炭化物あるいは炭窒化物として析出し、母材強度を高めるとともに、制御圧延、制御冷却過程下では母材結晶粒の細粒化を図り靭性の向上に寄与する元素である。この効果は含有量０．００５％未満では得られず、また０．０５％を超える含有は特にＨＡＺ靭性の低下を招く。従って、Ｎｂ含有量は０．００５％以上０．０５％以下に限定する。
【００４１】
Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下
ＶはＮｂと同様に鋼中に炭化物あるいは窒化物として析出し、主として母材強度を高める元素である。この効果は含有量０．０１％未満では得られず、また０．１０％を超える含有はＨＡＺ靭性の低下を招く。従って、Ｖ含有量は０．０１％以上０．１０％以下に限定する。
【００４２】
その他、溶接低温割れ感受性を表すパラメータＰｃｍに付いては、わが国で一般的に行われる溶接環境において、溶接施工時の予熱をしないでも、低温割れを発生させないためには、０．２２％以下とすることは望ましい。
【００４３】
本発明で限定した化学成分の範囲内において鋼板を製造する場合には、その製造条件を限定する必要はなく、制御圧延、制御冷却等に代表される公知の加工熱処理技術を適用することが出来る。また、通常の熱処理、例えば焼入れ−焼戻し、焼きならしによる方法を適用することも可能である。これらの製造プロセスは、母材の強度・靭性あるいは溶接性の要求水準に対して適宜選択されるものであり、何れの方法によって製造された場合においても、その超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性は影響を受けない。
【００４４】
【実施例】
以下において実施例を述べるが、あくまで望ましい実施例であって本発明を限定するものではない。図５として示す表１の化学成分を有する鋼を溶製し、厚板圧延、熱処理の各工程を経て、板厚２０から８０ｍｍの供試鋼板を製造した。
ここで、鋼Ｎｏ．１〜１２は本発明鋼の範囲内の化学組成を有する鋼板であり、鋼Ｎｏ．１３〜２４は化学成分のうち少なくとも１つの合金元素が本発明鋼の範囲外にある比較鋼である。また鋼板の圧延、熱処理方法としては制御圧延・制御冷却法（ＣＲ一ＡｃＣ）、通常の焼入れ・焼戻し法（Ｒｈ．ＱＴ）、及び直接焼入れ焼戻し法（ＤＱＴ）を用いた。
【００４５】
図６として示す表２には、各供試鋼板の製造プロセス及び母材の機械的性質を示す。超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の評価は、図４に示すようにエレクトロスラグ溶接（溶接入熱：約８０ｋＪ／ｍｍ）によって接合された供試体より、同図に示す方法でシヤルピー衝撃試験片を採取し、０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した。
【００４６】
さらにＣａ系の微細酸化物に基づくオーステナイト結晶粒径の微細化効果を確認するために、一般に溶接継手部で最も脆化する部分である溶融線近傍（ＦＬ）の組織観察を行い、Ｃａ系介在物の粒子径を測定した。また溶融線近傍部より採取したサンプルについて固溶Ｎ量の定量分析を行った。固溶Ｎ量の測定は電解抽出による残渣によって求められる窒化物のＮ量を母材のＮ量より減ずることによって測定している。
【００４７】
本発明鋼である鋼Ｎｏ．１〜１２においては、表２に示すように良好な母材靭性を有するとともに、表３に示されるように超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性も０℃の吸収エネルギーが１００Ｊを超えるものもあり良好である。これは表３に示すように、Ｃａを本発明の範囲で含有することにより、ＦＬ近傍のオーステナイト粒径の粗大化が抑制されており、またその位置における固溶Ｎ量も徹底的に低減されていることによる。
【００４８】
一方、化学成分のうち少なくとも１つの合金元素が本発明鋼の範囲外にある比較鋼の鋼Ｎｏ．１３〜２４においては、母材靭性は良好であるものの、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性は不十分である。すなわち、鋼Ｎｏ．１３はＣａ含有量が不十分なためＣａ系の微細酸化物の個数が不足し、ＦＬのオーステナイト結晶粒の著しい粗大化が認められる。また、鋼Ｎｏ．１４は、逆にＣａ含有量が多すぎたため、酸化物が粗大に生成したため同様に結晶粒の微細化が図れていない。
【００４９】
Ａｌ含有量の少ない鋼Ｎｏ．１５においては、結晶粒の微細化は達成されたものの固溶Ｎ量が残存している。また、Ａｌ含有量の多い鋼Ｎｏ．１７においては、鋼Ｎｏ．１４と同様に、結晶粒の微細化に有効に寄与しえない粗大な酸化物が多いためＨＡＺ勒性は劣る。鋼Ｎｏ．１８においては、Ｔｉ含有量が不十分なため、ＦＬ近傍に限らず、ＦＬから３ｍｍ離れた位置（ＨＡＺ３ｍｍ）の靭性も低下している。
【００５０】
鋼Ｎｏ．１９は、過剰のＴｉ、Ｃが含有されたことによりＴｉＣの析出が起こりＦＬの靭性が劣る。また、鋼Ｎｏ．２０、２１は鋼中のＯ量が多すぎたため、粗大酸化物が形成されたことにより、鋼Ｎｏ．２２、２３は固溶Ｎが残存しているため、ＦＬの靭性はそれぞれ低い値となっている。また、Ｂが混入した鋼Ｎｏ．２４はＨＡＺの焼入性が高くなったため、ＨＡＺが著しく硬化するとともに、微量ではあるが固溶Ｎが残存しているため靭性は低くなっている。
【００５１】
【発明の効果】
以上述べたことから明らかなように、本発明鋼は超大入熱溶接を行った溶接継手部の最の脆化域であるＦＬ近傍に加え、ＦＬからやや離れた位置における継手靭性も良好である。この理由は、Ｃａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ含有量を最適な範囲に制御することにより、Ｃａ系の酸化物を微細に分散し、及びその結果固溶Ｎ量を徹底的に低減することができたためである。
【００５２】
このように本発明鋼は超大入熱溶接用鋼板として十分な特性を有し、信頼性の高い溶接構造物を製造することが可能となる。また、本発明で厚板圧延で製造した厚鋼板を対象としているが、本発明の骨子であるＣａ等の合金元素の制御は、鋼材の他の製造方法、例えば形鋼圧延法で製造する鋼材にも十分適用できることはいうまでもない。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃａ系酸化物、Ｔｉ−Ｃａ系複合酸化物の粒子径と粒子の個数の関係について示す図である。
【図２】Ｃａ含有量、Ａｌ含有量と超大入熱溶接における溶融線近傍（ＦＬ）位置の０℃のシャルピ吸収エネルギの関係を示す図である。
【図３】超大入熱溶接におけるＨＡＺ中の残存する固溶Ｎ量と母材の全Ｎ量との関係について示す図である。
【図４】エレクトロスラグ溶接条件及び衝撃試験片採取位置を示す図である。
【図５】実施例に示す供試鋼の化学成分を表１として示す図である。
【図６】供試鋼板の製造プロセス及び母材の機械的性質を表２として示す図である。
【図７】供試鋼の大入熱溶接継手部のオーステナイト結晶粒径、固溶Ｎ量及び継手部の靭性を表３として示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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