JP2000345282A - 超大入熱溶接用高張力鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 溶接入熱が800 kJ/cm を超える超大入熱溶接
が可能な、大入熱溶接性に優れた超大入熱溶接用高張力
鋼を提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.001 〜0.030wt ％の極低炭素系
で、Nbを0.01wt％以下に制限し、Mo：0.30〜1.0wt ％、
Ｂ：0.0005〜0.0020wt％、Ti：0.005 〜0.05wt％を添加
して、さらに、Si、Mn、Al、Ｎ量を調整する。また、さ
らにCu、Ni、Cr、Ｖのうち１種または２種以上、あるい
はCa、REM のうちの１種または２種を含有してもよい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接構造物の使途
に好適な高張力鋼に係り、とくに、入熱800kJ/cm以上の
超大入熱溶接を施される部材に好適に使用できる、490M
Pa以上の引張強さを有する高張力鋼に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、溶接構造物の大型化が進み、大断
面かつ高強度の鋼材の需要が高まっている。また、溶接
技術の発展に伴い、これらの大断面の鋼部材を少ないパ
スの溶接で接合することができる入熱800kJ/cm以上の超
大入熱溶接法が確立されている。このような超大入熱溶
接法は、作業能率の向上、施工コストの低減が可能なこ
とから、実施工への適用が強く要望されている。

【０００３】しかしながら、このような超大入熱溶接法
を適用すると、溶接入熱の著しい増大を伴い、そのた
め、溶接熱影響部（Heat Affected Zone, 以後ＨＡＺと
も記す）と呼ばれる接合部近傍の領域、特に溶融線近傍
の領域が、鋼の変態温度を遙に超える高温に加熱され
る。そのため、オーステナイト粒径が著しく粗大化し、
いわゆる粗粒熱影響部（Coarse gain ＨＡＺ; 以後ＣＧ
ＨＡＺとも記す) を形成する。このＣＧＨＡＺでは、高
温加熱による母相ミクロ組織の粗大化に加えて、その後
の冷却過程で炭化物、あるいはM-A constituent と呼ば
れる非常に硬い第２相が析出ししかも粗大化するため、
溶接熱影響を受ける前に比べ、靱性が著しく低下する。

【０００４】また、高張力鋼材では、溶接熱によりＡ_c3
変態点を超える温度に加熱され、その後冷却されること
により、溶接熱影響部のミクロ組織が母材組織から大き
く変化し、しかも加熱温度によっては強度の低下が生じ
ることが多い。溶接入熱の増大は、このような強度が低
下する領域を拡大し、そのため溶接継手としての強度低
下が無視しえなくなるという問題がある。さらに溶接入
熱の増大は、溶接熱による加熱後の冷却速度が遅くな
り、フェライト変態を生じやすくするため、さらに強度
低下が促進されるという問題もある。

【０００５】このような問題に対し、AlN やTiN 、REM
(Ｏ、S)等の析出物、介在物を鋼中に微細分散させ、こ
れらのオーステナイト粒ピンニング効果を用いて、オー
ステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靱性の低下を防
止する技術が提案されている。しかし、これら技術で
は、析出物、あるいは介在物の種類によって、効果を発
揮する最高加熱温度が限られ、さらに、製品中にこれら
析出物、介在物を有効なサイズに分散するためには、実
操業においては多大の困難を伴うという問題があった。

【０００６】さらに、この問題に対し、例えば特開昭58
−213855号公報には、TiN に加えBNを析出させ、冷却時
のフェライト生成の変態核とし、ＨＡＺミクロ組織を微
細フェライト化することにより、ＨＡＺ靱性を向上させ
る技術が開示されている。また、特開昭61−272348号公
報には、Ｃ量あるいは炭素当量（Ｃeq）を低減し、かつ
Nb添加により変態後の組織を細粒フェライトとベイナイ
トの混合組織とすることにより、ＨＡＺ靱性を改善する
技術が開示されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た従来技術では、ＨＡＺ靱性の低下防止には効果が認め
られるが、ＨＡＺ強度の低下（軟化）防止には何の効果
も認められなかった。しかも、上記した従来技術では、
ＨＡＺ組織をフェライト主体組織とすることで、逆に軟
化を助長することになる。

【０００８】また、特開昭61−272348号公報に記載され
た技術で製造された鋼板を、入熱が800kJ/cmを超えるよ
うな超大入熱で溶接すると、溶接の冷却過程でＨＡＺに
Nb(C、N)が析出する。このNb(C、N)の析出硬化作用によ
り、靱性が低下し、組織微細化によるＨＡＺ靱性向上効
果が相殺されるという問題があった。本発明は、上記し
た従来技術の問題を有利に解決し、溶接入熱が800 kJ/c
m を超える超大入熱溶接を行っても、高いＨＡＺ靱性と
ＨＡＺ強度を維持できる、大入熱溶接性に優れた超大入
熱溶接用高張力鋼を提案することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するため、溶接ＨＡＺ組織と鋼材組成の関係
について鋭意研究した。その結果、溶接熱サイクルによ
り形成される溶接ＨＡＺ組織が、母材組織と同じミクロ
組織を有するように鋼材組成を調節できることができれ
ば、溶接ＨＡＺの軟化は生じないものとの考えた。さら
に、本発明者らは、ミクロ組織をフェライト＋パーライ
ト組織、あるいはフェライト＋マルテンサイト組織など
の複数の相から成る組織とすると、冷却時の冷却速度に
応じて組織分率が変化するため、形成するミクロ組織は
単相組織とするのが望ましいことに想到した。

【００１０】これとは別に、特開平8-144019号公報に
は、極低炭素化し、Mn、Nb、Ｂ量を適正量添加すると、
オーステナイトからの冷却時に、冷却速度によらずベイ
ナイト相を生成することができ、強度変化も少ないこと
が開示されている。しかしながら、特開平8-144019号公
報に記載された技術では、Nbを多量に添加する必要があ
り、とくに大入熱溶接時の冷却過程でNb化合物が析出
し、Nb化合物の析出硬化によりＨＡＺ靱性が劣化すると
いう問題がある。

【００１１】そこで、本発明者らは、Nb添加を必要とせ
ずに、溶接熱サイクル後の組織を母材組織と同じ組織と
するための鋼材組成についてさらに検討した。その結
果、極低炭素化し、Nb含有量を極力低減したうえで、さ
らにMoを適量添加することにより、母材組織および超大
入熱溶接ＨＡＺ組織をともに、微細な極低炭素ベイナイ
ト組織とすることができ、しかも溶接加熱時のオーステ
ナイト粒径や、ベイナイト組織の下部組織であるパケッ
トの大きさが、冷却速度によらずほぼ一定となることを
見いだした。

【００１２】まず、本発明の基礎となった実験結果につ
いて説明する。極低炭素−高Mn−Ｂ系の0.006 wt％Ｃ-
1.3wt％Mn-0.005wt％Nb-0.0012 wt％B鋼を基本成分と
し、Mo量を種々変化させた鋼板から、再現熱サイクル試
験片を採取し、入熱800kJ/cmのエレクトロ・スラグ溶接
の溶接ＨＡＺ相当の熱履歴を再現した熱サイクルを付与
した。再現熱サイクル付与後の組織を観察し、オーステ
ナイト粒径、ＨＡＺ部のベイナイトバケットサイズおよ
びＨＡＺ硬さを調査した。極低炭素としているため、Ｈ
ＡＺの組織は極低炭素ベイナイト組織となっていた。な
お、オーステナイト粒径は、再現熱サイクル試験におけ
る最高加熱温度を種々変えることで変化させた。また、
パケットサイズは、再現熱サイクル付与後の組織からパ
ケットの大きさを測定し円相当直径に換算した。ＨＡＺ
の硬さはヴィッカース硬さ計を用い荷重98Ｎで測定し
た。それらの結果を図１に示す。

【００１３】なお、図２に、再現熱サイクル付与後の走
査型電子顕微鏡組織（SEM)の１例を示す。図２（ｂ）中
には、ベイナイト組織の下部組織であるパケットの大き
さを例示してある。図１（ａ）は、パケットサイズと旧
オーステナイト粒径との関係に及ぼすMo含有量の影響を
示す。Mo無添加材および0.24wt％Mo添加材では、旧オー
ステナイト粒径の増大にしたがって、パケットサイズが
大きくなっている。一方、Mo量が0.33wt％Mo添加材で
は、旧オーステナイト粒径によらずパケットサイズがほ
ぼ一定になっている。さらに、Mo量が多くなるとパケッ
トサイズが小さくなる傾向にあり、Mo添加量が0.95wt％
でほぼ飽和している。

【００１４】これとは別に、本発明者らは、パケットサ
イズの微細化が、靱性向上に大きく寄与することを見い
だしている。図３に、種々の極低炭素ベイナイト鋼の母
材およびＨＡＺにおけるシャルピー衝撃試験の破面遷移
温度vTrsとパケットサイズとの関係を示す。パケットサ
イズの微細化に伴いvTrsが低温となっていることがわか
る。

【００１５】図１（ｂ）は、ＨＡＺ硬さと旧オーステナ
イト粒径との関係に及ぼすMo含有量の影響を示す。Mo無
添加材および0.24wt％Mo添加材では、旧オーステナイト
粒径の増大にしたがって、ＨＡＺ硬さが増加する傾向を
示すが、旧オーステナイト粒径が300 μm 以下の領域で
は、ＨＡＺ硬さが母材硬さより低下する、いわゆる軟化
現象が見られる。0.32wt％Mo添加材では、ＨＡＺ硬さは
旧オーステナイト粒径によらず母材硬さと同等の硬さを
示している。さらに、Mo量の増加に伴い、母材硬さおよ
びＨＡＺ硬さが増加していくことがわかる。

【００１６】このように、本発明者らは、極低炭素−高
Mn−Ｂ含有系を基本組成とし、Moを適量添加することに
より、入熱800kJ/cmを超える超大入熱溶接を行っても、
ＨＡＺが軟化することなく高いＨＡＺ靱性を有する高張
力鋼材が得られるという知見を得た。本発明は、上記し
た知見に基づいてさらに検討を加えて完成されたもので
ある。すなわち、本発明は、Ｃ：0.001 〜0.030wt ％、
Si：0.01〜0.80wt％、Mn：1.0 〜2.5wt ％、Al：0.005
〜0.10wt％、Nb：0.01wt％以下、Mo：0.30〜1.0wt ％、
Ｂ：0.0005〜0.0020wt％、Ti：0.005 〜0.05wt％、Ｎ：
0.0010〜0.0050wt％を含有し、残部Feおよび不可避不純
物からなる組成を有することを特徴とする超大入熱溶接
用高張力鋼である。

【００１７】また、本発明は、Ｃ：0.001 〜0.030wt
％、Si：0.01〜0.80wt％、Mn：1.0 〜2.5wt ％、Al：0.
005 〜0.10wt％、Nb：0.01wt％以下、Mo：0.30〜1.0wt
％、Ｂ：0.0005〜0.0020wt％、Ti：0.005 〜0.05wt％、
Ｎ：0.0010〜0.0050wt％を含有し、さらにCu：0.1 〜2.
0wt ％、Ni：0.1 〜1.0wt ％、Cr：0.10〜0.80wt％、
Ｖ：0.02〜0.10wt％のうち１種または２種以上を含有
し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有するこ
とを特徴とする超大入熱溶接用高張力鋼である。

【００１８】また、本発明は、Ｃ：0.001 〜0.030wt
％、Si：0.01〜0.80wt％、Mn：1.0 〜2.5wt ％、Al：0.
005 〜0.10wt％、Nb：0.01wt％以下、Mo：0.30〜1.0wt
％、Ｂ：0.0005〜0.0020wt％、Ti：0.005 〜0.05wt％、
Ｎ：0.0010〜0.0050wt％を含有し、さらに Ca：0.0005
〜0.0040wt％、REM ：0.001 〜0.020wt ％のうちの１種
または２種を含有し、残部Feおよび不可避不純物からな
る組成を有することを特徴とする超大入熱溶接用高張力
鋼である。

【００１９】また、本発明は、Ｃ：0.001 〜0.030wt
％、Si：0.01〜0.80wt％、Mn：1.0 〜2.5wt ％、Al：0.
005 〜0.10wt％、Nb：0.01wt％以下、Mo：0.30〜1.0wt
％、Ｂ：0.0005〜0.0020wt％、Ti：0.005 〜0.05wt％、
Ｎ：0.0010〜0.0050wt％を含有し、さらにCu：0.1 〜2.
0wt ％、Ni：0.1 〜1.0wt ％、Cr：0.10〜0.80wt％、
Ｖ：0.02〜0.10wt％のうち１種または２種以上、および
Ca：0.0005〜0.0040wt％、REM ：0.001 〜0.020wt ％の
うちの１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避不
純物からなる組成を有することを特徴とする超大入熱溶
接用高張力鋼である。

【００２０】

【発明の実施の形態】次に、本発明における化学成分の
限定理由について説明する。 Ｃ：0.001 〜0.030wt ％ 母材組織および大入熱溶接のＨＡＺ組織をともにベイナ
イト組織とするため、Ｃ含有量は、パーライトやマルテ
ンサイトを生成しないようにフェライト固溶限未満の0.
030wt ％以下とした。また、大量生産工程においては、
0.001 wt％未満までのＣの低減は生産性の低下が著し
く、本発明では、Ｃは0.001 〜0.030wt ％の範囲に限定
した。

【００２１】Si：0.01〜0.80wt％ Siは、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させる固溶強化元
素であり、溶接熱履歴に関わらず強度への寄与は変わら
ないため、強度調整を目的として含有する。しかし、0.
80wt％を超えて含有すると強度上昇に伴う低温靱性の劣
化が著しい。このため、Si含有量の上限を0.80wt％とし
た。なお、0.01wt％以上の含有で強度増加の効果が認め
られる。

【００２２】Mn：1.0 〜2.5 wt％ Mnは、極低炭素域での鋼のフェライト変態を抑制し、鋼
材の組織をベイナイト化することで強度を増加させる効
果を有している。溶接入熱が800kJ/cmを超える超大入熱
溶接時においても、ＨＡＺのフェライト変態を抑制し、
ベイナイト単相組織とするためには、1.0wt ％以上のMn
含有を必要とする。一方、2.5 wt％を超えて含有する
と、母材およびＨＡＺ靱性が著しく低下する。このた
め、Mnは1.0〜2.5 wt％の範囲に限定した。

【００２３】Al：0.005 〜0.10wt％ Alは、溶鋼上の脱酸剤として作用する元素であり、十分
な脱酸効果を得るためには、0.005wt ％以上の添加を必
要とする。一方、0.10wt％を超えて添加すると、鋼の清
浄度が低下し、母材靱性およびＨＡＺ靱性が著しく劣化
する。このため、Alは0.005 〜0.10wt％の範囲に限定し
た。

【００２４】Nb：0.01wt％以下 Nbは、Mnと同様に、極低炭素域での鋼材の組織をベイナ
イト単相とする作用を有する。しかし、Nb含有量が多い
と、超大入熱溶接時の冷却過程でNb（Ｃ、Ｎ）が析出
し、靱性低下を生じる。また、Nbは、本発明の特徴であ
るMoのベイナイト組織微細化作用を抑制する。このた
め、Nbは0.01wt％以下に極力低減する。

【００２５】Ｂ：0.0005〜0.0020wt％ Ｂは、Mnと同様に、極低炭素域の鋼のフェライト変態を
抑制し、ベイナイト単相とする作用を有する。Ｂはオー
ステナイト域からの冷却時に旧オーステナイト粒界に偏
析し、粒界フェライトの生成を抑制する。このような効
果は、0.0005wt％以上の含有で認められが、一方、0.00
20wt％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、
Ｂは0.0005〜0.0020wt％の範囲に限定した。

【００２６】Mo：0.30〜1.0wt ％ Moは、極低炭素化とともに本発明の重要な元素であり、
極低炭素ベイナイト組織のパケットサイズを微細化し、
ＨＡＺの靱性を向上させるとともに、ＨＡＺ硬さを増加
させる効果を有する。このような効果は、0.30wt％以上
の含有で認められる。しかし、1.0wt ％を超えて含有し
ても、その効果は飽和するため、経済的な観点から1.0w
t ％を上限とした。

【００２７】Ti：0.005 〜0.050 wt％ Tiは、TiN として微細分散させることにより、大入熱溶
接時のＨＡＺオーステナイト粒の成長を抑制するととも
に、鋼中のフリーＮをTiN として固定し、Ｂが旧オース
テナイト粒界に固溶した状態で存在できるようにして粒
界フェライトの生成を抑制する効果を有している。Ti含
有量が、0.005 wt％未満ではフリーＮ固定が不十分であ
り、一方、0.050wt ％を超えて含有すると、TiN による
主にＨＡＺ靱性への悪影響が無視できなくなる。このた
め、Tiは 0.005〜0.050 wt％の範囲に限定した。

【００２８】Ｎ：0.0010〜0.0050wt％ Ｎは、製鋼過程において鋼中に不可避的に混入するが、
Tiと結合してオーステナイト粒のピンニング効果を発揮
する。このためには、0.0010wt％以上のＮを残留させる
必要がある。一方、多量に存在すると、窒化物による靱
性への悪影響が無視できなくなるほか、歪時効を生じ、
靱性が低下する。このため、Ｎは0.0010〜0.0050wt％の
範囲に限定した。

【００２９】Cu：0.1 〜2.0wt ％、Ni：0.1 〜1.0wt
％、Cr：0.10〜0.80wt％、Ｖ：0.02〜0.10wt％のうちの
１種または２種以上 Cu、Ni、Cr、Ｖは、いずれも固溶強化あるいはベイナイ
トパケットの微細化により強度を上昇させる元素であ
り、必要に応じ１種または２種以上を含有できる。

【００３０】Cuは、0.1wt ％以上の含有で強度上昇効果
が認められるが、2.0 wt％を超えて含有すると、超大入
熱溶接ＨＡＺの靱性を劣化させる。このため、Cuは0.1
〜2.0wt ％の範囲とするのが好ましい。なお、0.7 wt％
を超えて含有すると、過飽和に固溶していたCuが析出
し、靱性を低下させることがある。このため、Cuは0.7w
t％以下とするのがより好ましい。

【００３１】Niは、0.1 wt％以上の含有で強度上昇効果
が認められるが、1.0wt ％を超えて含有してもその効果
が飽和する。このため、Niは0.1 〜1.0wt ％の範囲とす
るのが好ましい。Crは、0.10wt％以上の含有で強度上昇
効果が認められるが、0.80wt％を超えて含有してもそれ
以上の効果が期待できない。このため、Crは0.10〜0.80
wt％の範囲とするのが好ましい。

【００３２】Ｖは、0.02wt％以上含有すると固溶強化に
よる強度上昇が得られるが、0.10wt％を超えて含有する
と、残存するＣ、Ｎと炭窒化物を形成し、靱性に悪影響
を及ぼす。このため、Ｖは0.02〜0.10wt％の範囲とする
のが好ましい。Ca：0.0005〜0.0040wt％、REM ：0.001
〜0.020wt ％のうちの１種または２種Ca、REM は、硫化
物の形態を制御し、鋼の異方性の改善やラメラーテアの
低減に有効な元素であり、さらに、TiN と同様にCa、RE
M の介在物がピンニング効果を有し、ＨＡＺのオーステ
ナイト粒成長を抑制する作用を有する。この効果を得る
ためには、Caでは0.0005wt％以上、REM では0.001wt ％
以上の含有が必要である。しかし、多量に含有すると、
クラスター状の介在物を形成しやすくなり、上記効果が
得られなくなるばかりか、鋼の清浄性を低下させる。こ
のようなことから、Caは0.0005〜0.0040wt％、REM は0.
001 〜0.020wt ％の範囲に限定するのが好ましい。

【００３３】上記した成分以外の残部はFeおよび不可避
的不純物である。不可避的不純物としては、Ｐ：0.02％
以下、Ｓ：0.01％以下が許容できる。つぎに、本発明の
高張力鋼材の製造方法について説明する。上記した組成
の溶鋼は、転炉、電気炉、真空溶解炉等通常公知の溶製
方法で溶製するのが好ましい。

【００３４】溶鋼は、ついで連続鋳造法、造塊法等の通
常公知の鋳造方法がいずれも好適に利用でき、スラブ等
の圧延用鋼素材に鋳造される。ついで、圧延用鋼素材
は、Ac₃ 〜1250℃の温度に再加熱されるか、あるいは再
加熱されることなく熱間圧延を施され、鋼材とされるの
が好ましい。次に、熱間圧延条件の好適条件について説
明する。なお、この条件に限定されることはないのはい
うまででもない。

【００３５】加熱温度：Ac₃ 〜1250℃ 加熱温度が、Ac₃ 未満では、オーステナイトの変態が完
了しないため組織の整粒化が不十分となり、靱性の低
下、強度のばらつきの原因となる。一方、加熱温度が、
1250℃を超えると、オーステナイト粒が著しく粗大化
し、圧延後の組織が粗大となり、靭性が低下する。この
ため、加熱温度はAc₃ 〜1250℃の範囲とするのが好まし
い。なお、より好ましくは1050〜1170℃である。また、
再加熱することなく熱間圧延を施してもよい。

【００３６】950 ℃以下の温度域での累積圧下量：30％
以上 950 ℃以下の温度域、すなわち未再結晶温度域における
圧下量の増加は、オーステナイト粒から変態するベイナ
イトのパケットサイズを微細にし、ベイナイト組織の靭
性を向上させる。また、未再結晶温度域における圧下量
の増加は、オーステナイト粒を伸展させるとともに、オ
ーステナイト粒内に蓄積される転位密度を増加させる。
そのため、変態時に転位の一部が変態後のベイナイト組
織に受け継がれ、さらに強度を増加させる。このような
効果は、950 ℃以下の温度域での累積圧下量が30％以上
で、累積圧下量に応じ顕著となる。このため、950 ℃以
下の温度域での累積圧下量を30％以上とするのが好まし
い。

【００３７】熱間圧延終了温度：800 ℃以上 熱間圧延終了温度が低温になるにしたがい、圧延加工に
よりオーステナイト粒に導入される歪（転位）が粒内に
蓄積される割合が増加し、それにより変態後のベイナイ
ト組織への転位の受け継ぎ量が著しく増加するため、強
度が増加する。しかし、熱間圧延終了温度を800 ℃未満
としても強度の増加傾向は飽和するうえ、変形抵抗の増
加により圧延能率が低下する。このため、本発明では、
圧延終了温度を800 ℃以上とするのが好ましい。

【００３８】本発明では、熱間圧延後、空冷するか、あ
るいはさらに加速冷却を施してもよい。加速冷却条件
は、冷却速度：30℃／s 以下、冷却停止温度：650 ℃以
下とするのが好ましい。30℃／ｓを超える冷却速度は工
業的に実現するのが困難である。このため、加速冷却の
冷却速度は30℃／s 以下とするのが好ましい。

【００３９】また、冷却停止温度が650 ℃を超えると、
ベイナイト変態途中で冷却速度が変化するため、未変態
オーステナイトへの元素の濃化が生じ、硬化相が生成し
やすくなる。この硬化相が靱性低下の原因となるため、
冷却停止温度を650 ℃以下とするのが好ましい。なお、
上記した制御圧延、制御冷却以外にも、熱間圧延後、直
に焼入れし、焼戻しする直接焼入れ処理を行ってもよ
い。また、熱間圧延後、再加熱し焼入れ焼戻する調質処
理、あるいは再加熱したのち冷却する焼準処理等を採用
しても、本発明の効果は変わらない。

【００４０】

【実施例】表１に示す組成の鋼を溶製し、310mm 厚のス
ラブとした。ついで、これらスラブを1050〜1170℃に加
熱し、表２に示す条件の熱間圧延を施し、熱間圧延後、
表２に示す条件で冷却し、圧延のまま鋼板を得た。ま
た、一部の鋼板については、熱間圧延後直に焼入れする
直接焼入−焼戻し処理、あるいは熱間圧延後、再加熱し
焼入れ焼戻しする調質処理、あるいは焼準処理を表２に
示す条件で施した。

【００４１】得られた鋼板について、母材の引張試験、
シャルピー衝撃試験を実施した。なお、シャルピー衝撃
試験により、母材の破面遷移温度（vTrs )を求めた。ま
た、これら鋼板に、図３（ａ）、（ｂ）に示す形状の開
先加工を施し、入熱量20 kJ/cmの炭素ガスメタルアーク
溶接（ＧＭＡＷ）により多層ＧＭＡＷ継手、および入熱
800 kJ/cm のエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）により大
入熱溶接ＥＳＷ溶接継手を作製した。

【００４２】これら溶接継手部（溶接熱影響部：ボンド
位置から１mm）からシャルピー衝撃試験片（JIS ４号試
験片）を採取し、試験温度：−20℃でのシャルピー吸収
エネルギー（vE_-20 ）を求め、小入熱溶接から大入熱溶
接のＨＡＺ靱性を評価した。また、溶接継手の中央部
を、溶接金属部から母材部まで0.5mm 間隔で連続して、
ビッカース硬さＨv （荷重：98N ）を測定した。測定し
た値から、母材硬さの平均値とＨＡＺ硬さの最小値の差
△Hvを求め、軟化度を評価した。

【００４３】これらの結果を表３に示す。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】

【表３】

【００４７】本発明例は、いずれも490MPa以上の引張強
さを有し、かつ小入熱の多層ＧＭＡＷ溶接継手ＨＡＺお
よび大入熱のＥＳＷ継手ＨＡＺで、vE_-20 が200Jを超え
る高いシャルピー吸収エネルギーを示している。また、
母材硬さとＨＡＺ硬さの差ΔＨ_v もビッカース硬さで10
ポイント未満とほとんど軟化していない。一方、Ｃ含有
量が上限の0.03wt％を超えた鋼材No.11 （比較例）で
は、ＥＳＷ継手ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが低
く、TiC の析出によるものと考えられる。また、Nb含有
量が上限の0.01wt％を超えた鋼材No.12 （比較例）で
は、同様にＥＳＷ継手ＨＡＺ靱性が低下している。これ
もNb(CN)の析出の影響と考えられる。

【００４８】Mo量が下限の0.30wt％を下回った鋼材No.1
3 （比較例）では、やはりＥＳＷ継手ＨＡＺ靱性が低
い。これは、パケットサイズの微細化が不十分であるた
めと考えられる。また、Ｂ量が下限の0.0005wt％を下回
った鋼材No.14 （比較例）では、母材、ＨＡＺともべイ
ナイト組織となっておらず、特にＨＡＺでは粗大なフェ
ライトが生成し、軟化が著しい。また、Ti量が上限の0.
05wt％を超えた鋼材No.15 （比較例）では、Ti析出物に
よりＧＭＡＷ継手、ＥＳＷ継手のいずれもＨＡＺ靱性が
低下している。Mn量が上限の2.5 wt％を超えた鋼材No.
16（比較例）では、強度の増加が著しく母材およびＨＡ
Ｚの靱性が低下している。また、Ｎ量が上限の0.0050 w
t ％を超えた鋼材No. 17（比較例）では、TiN 量が増加
しているため、ＨＡＺ靱性が低下している。

【００４９】

【発明の効果】以上のように、本発明の鋼材は、入熱80
0kJ/cmを超える超大入熱溶接を行っても、ＨＡＺの軟化
およびＨＡＺ靱性の低下を起こさないため、超大入熱溶
接施工を適用することが可能であり、溶接構造物の施工
時間の短縮、施工コストの削減など産業上格段の効果を
奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】ベイナイトパケット、ＨＡＺの硬さと旧オース
テナイト粒径との関係に及ぼすMo含有量の影響を示すグ
ラフである。

【図２】（ａ）は、再現熱サイクルによる溶接ＨＡＺの
組織の１例を示す走査型電子顕微鏡写真である。（ｂ）
は、ベイナイトパケットを例示するスケッチ図である。

【図３】シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsとベイ
ナイトパケットサイズとの関係を示すグラフである。

【図４】多層ＧＭＡＷ溶接継手の開先形状と積層の例を
示す説明図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 木村 達巳 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 川端 文丸 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.001 〜0.030wt ％、 Si：0.
   01〜0.80wt％、 Mn：1.0 〜2.5wt ％、 Al：0.005 〜0.10wt
   ％、 Nb：0.01wt％以下、 Mo：0.30〜1.0wt
   ％、 Ｂ：0.0005〜0.0020wt％、 Ti：0.005 〜0.05 w
   t ％、 Ｎ：0.0010〜0.0050wt％ を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有
   することを特徴とする超大入熱溶接用高張力鋼。
2. 【請求項２】 前記組成に加えて、さらにCu：0.1 〜2.
   0wt ％、Ni：0.1 〜1.0wt ％、Cr：0.10〜0.80wt％、
   Ｖ：0.02〜0.10wt％のうち１種または２種以上を含有す
   る組成とすることを特徴とする請求項１に記載の超大入
   熱溶接用高張力鋼。
3. 【請求項３】 前記組成に加えて、さらにCa：0.0005〜
   0.0040wt％、REM ：0.001 〜0.020wt ％のうちの１種ま
   たは２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項
   １または２に記載の超大入熱溶接用高張力鋼。