JP2002161329A

JP2002161329A - 溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼

Info

Publication number: JP2002161329A
Application number: JP2000356733A
Authority: JP
Inventors: Toshinaga Hasegawa; 俊永長谷川; Hiroyuki Shirahata; 浩幸白幡; Masanori Minagawa; 昌紀皆川
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-11-22
Filing date: 2000-11-22
Publication date: 2002-06-04
Anticipated expiration: 2020-11-22
Also published as: JP3825623B2

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明は、溶接熱影響部における延性破壊発
生、伝播、脆性破壊への移行過程でのエネルギー吸収が
大きいことによって構造物の破壊に対する安全性を高め
た、溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼を提供するも
のである。【解決手段】質量％で、Ｃ :０．０１〜０．１８％、
Ｓｉ:０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：
０．０１％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ａｌ：０.００５
〜０.０４％、Ｎ：０.００１〜０.０１％を含有し、さ
らに必要に応じて、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｙ、Ｃｅを含有
し、かつ炭素当量（Ｃｅｑ.）が０.４％以下で、残部Ｆ
ｅ及び不可避不純物からなる鋼の溶接継手において、フ
ュージョンラインから３ｍｍ以内の溶接熱影響部組織
が、旧オーステナイト粒径：２００μｍ以下、ビッカー
ス硬さ：２４０以下、フェライト分率：３０％以上、で
あることを特徴とする、溶接部の耐破壊特性に優れた高
張力鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、大きな塑性変形を
受けた場合に、潜在欠陥や応力集中部の存在によって破
壊の起点となる場合の多い溶接部、即ち、溶接熱影響部
（ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ：ＨＡＺ）に
おいては、断面収縮や脆性破壊による構造物の不安定崩
壊や破壊に至るまでの延性破壊の発生伝播におけるエネ
ルギー吸収が大きいため、該破壊を防ぐか、破壊のダメ
ージを最小限にくい止めることができる溶接部の耐破壊
特性に優れた高張力鋼に関するものであり、大地震時に
おいて、繰り返し大変形を受ける可能性のある建築構造
物用鋼や衝突によって大きな塑性変形をともなう破壊を
生じる可能性のある船舶用鋼として特に有用であるが、
その他、溶接部の耐破壊性能を必要とする構造物用鋼と
して使用できる。またその形態としては、板厚が６ｍｍ
以上の厚板、鋼管素材、あるいは形鋼に適用可能であ
る。

【０００２】

【従来の技術】構造物において、溶接部は形状の不連続
性から応力集中部を有しやすく、また溶接欠陥や残留応
力の存在により、一般的に破壊の起点となる。溶接部に
おいて、最終の不安定破壊に至るまでの延性破壊の発生
・伝播におけるエネルギー吸収を大きくすることが構造
物全体の耐破壊性能を高めることになる。

【０００３】延性破壊の発生・伝播におけるエネルギー
吸収量を増加させるためには、同一強度でみた場合、不
均一変形、断面収縮が生じるまでのエネルギー吸収を高
めることに対応する、通常の引張試験における最大荷重
に至るまでの伸びで示される一様伸びを向上させるとと
もに、不均一変形、断面収縮後に生じる延性き裂の伝播
抵抗をともに高める必要がある。加えて、該延性破壊過
程の早期に脆性破壊に移行しないことも必須要件とな
る。

【０００４】なお、延性き裂の伝播抵抗の評価測定手段
は様々あるが、実構造物におけるような、複雑な応力条
件で、かつ歪速度も一定しないような場合には、２ｍＶ
ノッチシャルピー衝撃試験における上部棚エネルギーが
良好な指標となる。

【０００５】一様伸びについては、従来から、母材にお
ける向上技術は種々提案されている。代表的な方法は、
焼入れと焼戻しの間にフェライト（α）／オーステナイ
ト（γ）二相域に加熱する中間熱処理を施す方法（ＱＬ
Ｔ処理）、や加工熱処理法（ＴＭＣＰ）において、熱間
圧延後、加速冷却をαが一定量生成するまで遅らせる方
法（ＤＬＴ法）、等により軟質のα相と硬質のマルテン
サイト相からなる二相鋼とする方法である。しかしなが
ら、二相鋼は硬質相のマルテンサイトが比較的粗大な形
態で存在する故に、一般的に耐延性き裂伝播特性と靭性
がともに劣るため、耐破壊特性としては必ずしも高くな
い。

【０００６】他に、高一様伸び鋼として、特開平７−２
３３４１４号公報に開示されているような、αの延性向
上に着目した方法があるが、ＴＭＣＰにおける加速冷却
を２段階の冷却速度で実施する必要がある等の問題があ
るとともに、本発明のように耐破壊特性向上を目指した
ものでなく、延性き裂の耐伝播特性は、本発明によりも
劣るものと考えられる。

【０００７】ただし、上記の一様伸び向上手段は全て母
材に関してのもので、加工熱処理や再加熱処理によって
所望の組織を作り込むことを基本としている。しかしな
がら、融点近くの高温に加熱される溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）においては、母材で作り込んだ組織はほぼ全面的に
解消されてしまうため、前記一様伸び向上手段は溶接熱
影響部には適用できない。また、母材の一様伸び向上に
好ましい組織要件を、熱履歴を自由に制御できない溶接
熱影響部において実現することはほぼ不可能であり、母
材とは異なった、一様伸び向上指針が求められる。

【０００８】一方、延性き裂の耐伝播特性の向上技術に
ついては母材においてすら明確ではない。特に、一様伸
びと同時に向上させて耐破壊特性を向上させる方法、さ
らには該延性特性と靭性とを同時に向上させる方法は母
材、溶接熱影響部ともほとんど示されていない。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記従来技
術に鑑み、耐破壊特性として、溶接熱影響部、特に組織
の粗大化が著しく、耐破壊性能が劣化しやすい、溶接入
熱が１０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接における
溶接熱影響部の高一様伸び、高延性き裂伝播特性（高シ
ャルピー上部棚エネルギー）、高靭性の３特性を同時に
満足する鋼を提供することを課題とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段】一様伸びを極限的に高め
るには、従来から示されてきたように、軟質相であるα
主体組織に硬質相としてマルテンサイトあるいはマルテ
ンサイト中に一部残留γを含む相を分散させることが好
ましいが、溶接熱影響部において組織形態を実現するこ
とは困難であり、また、形成できたとしても組織は靭性
や耐延性き裂伝播特性が劣るため、総合的に耐破壊特性
を向上させる目的のためには最良とは言えない。

【００１１】そこで、本発明者らは、大入熱溶接の溶接
熱影響部において形成が可能で、かつ、高一様伸び、高
延性き裂伝播特性、高靭性がともに良好で、総合的に耐
破壊特性が向上する組織形態とその達成手段とを研究し
た。その結果、溶接熱影響部の組織を微細化し、かつ硬
さを一定以下にすることで一様伸びの劣化を抑制した上
で、耐延性き裂伝播特性を向上させ、かつ延性き裂から
の脆性破壊を抑制できることを見いだした。具体的な組
織要件は詳細な実験により検討し、フュージョンライン
（溶接金属と溶接熱影響部との境界）から３ｍｍ以内の
溶接熱影響部組織が、下記の要件を満足する必要がある
ことを明らかにした。旧オーステナイト粒径：２００μｍ以下、ビッカース硬さ：２４０以下、フェライト分率：３０％以上

【００１２】ここで、旧オーステナイト粒とは、溶接に
よって一旦高温のオーステナイト域に加熱された段階で
のオーステナイト単相状態での結晶粒のことを指す。冷
却後は変態組織となって変態前のオーステナイト粒界は
解消されるが、フェライトやベイナイト相は粒界から優
先的に生成するため、変態組織の形態から変態前のオー
ステナイト粒界位置を推定することは十分可能である。

【００１３】また、大入熱溶接において、上記組織要件
を達成するためには、高温に晒される溶接熱影響部にお
いて、加熱オーステナイト粒の成長を抑制できる強力な
ピン止め粒子が鋼中に高密度に分散していることが好ま
しく、特に、ピン止め粒子として、微細な酸化物を主体
とする熱的に安定な粒子を高密度に分散させることが有
効である。

【００１４】さらに、延性、靭性確保のためには、上記
組織要件に加えて、個々の合金元素量も限定する必要が
あるとともに、溶接熱影響部において、ビッカース硬
さ：２４０以下、フェライト分率：３０％以上を確実に
満足するためには、炭素当量も一定以下（０．４％以
下）に限定すべきであることも見いだした。

【００１５】本発明は、上記知見に基づいて、発明する
に至ったものであり、その要旨とするところは以下のと
おりである。

【００１６】（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１８
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．０６％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含
有し、かつ、下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅ
ｑ．）が０．４％以下で、残部Ｆｅ及び不可避不純物か
らなり、溶接部のフュージョンラインから３ｍｍ以内の
溶接熱影響部組織が、旧オーステナイト粒径：２００μｍ以下、ビッカース硬さ：２４０以下、フェライト分率：３０％以上、であることを特徴とする溶接部の耐破壊特性に優れた高
張力鋼。Ｃｅｑ．＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｖ％＋Ｍｏ％＋Ｃｒ％）／５・・・（１）

【００１７】（２）質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．
０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有し、
かつ、円相当径で０．００５〜２μｍの酸化物粒子を単
位面積当たりの個数で、１００〜３０００個／ｍｍ²含
有し、該酸化物の組成が、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを
含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａ
ｌ：５％以上、を含有することを特徴とする、前記
（１）に記載の溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼。

【００１８】（３）前記酸化物粒子の組成が少なくとも
Ｃａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比
で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｓ：１％以上、
を含有することを特徴とする前記（２）に記載の溶接部
の耐破壊特性に優れた高張力鋼。

【００１９】（４）質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．
０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．００２％を含有し、かつ、鋼中に、
円相当径で０．００５〜２μｍの酸化物粒子を単位面積
当たりの個数で、１００〜３０００個／ｍｍ²含有し、
該酸化物の組成が、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを
含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａ
ｌ：５％以上、Ｍｇ：１％以上、を含有することを特徴
とする前記（１）に記載の溶接部の耐破壊特性に優れた
高張力鋼。

【００２０】（５）前記酸化物粒子の組成が少なくとも
Ｃａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質
量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｇ：１％
以上、Ｓ：１％以上、を含有することを特徴とする前記
（４）に記載の溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼。

【００２１】（６）質量％で、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１％、Ｗ：０．１〜２％、Ｖ：０．０
１〜０．２％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｔａ：
０．０１〜０．２％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、の１種または２種以
上を含有することを特徴とする前記（１）〜（５）のい
ずれかに記載の溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼。

【００２２】（７）質量％で、Ｙ：０．００１〜０．０
１％、Ｃｅ：０．００５〜０．１％、のうち１種または
２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（６）の
いずれかに記載の溶接部の耐破壊特性に優れた高張力
鋼。

【００２３】

【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態につい
て詳細に述べる。本発明は、組織要件の限定と同時に化
学組成の適正化も必須である。そこで、先ず、化学組成
の限定理由とその作用を述べ、ついで、組織要件の限定
理由、さらに、組織要件を満足するための手段の例とし
て、加熱オーステナイト粒成長抑制のための鋼中へのピ
ン止め粒子の分散に関する要件を述べる。

【００２４】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、０．１８％を超える過剰
の含有は延性特性全般に有害であり、また母材及び溶接
部の靭性や耐溶接割れ性を低下させるため、０．０１〜
０．１８％の範囲とした。

【００２５】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。また、同一強度で比較
した場合に、一様伸びを高める効果がある。これらの効
果が明確になるためには０．０５％以上の添加が必要で
ある。一方、０．５％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０．０５〜０．５％とした。

【００２６】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。

【００２７】Ｐは不純物元素であり、鋼の特性に対して
有害であるため、極力低減する方が好ましいが、本発明
においては、実用上悪影響が許容できる量として、上限
を０．０１％とする。

【００２８】Ｓは延性特性に悪影響を及ぼす不純物元素
であり、許容できる量として上限を０．０１％とする
が、０．００５％以下に低減することが好ましい。ただ
し、酸化物粒子中に含まれて溶接熱影響部の加熱オース
テナイト粒径微細化に効果を発揮させる場合には積極的
に添加する。その場合、０．００２〜０．００５％の添
加が好ましい。

【００２９】Ａｌは脱酸、加熱γ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０．００５％
以上含有する必要がある。一方、０．０６％を超えて過
剰に含有すると、溶接熱影響部の加熱オーステナイト微
細化に有効な微細酸化物の分散に悪影響を及ぼし、かつ
粗大な酸化物を形成して延性を劣化させるため、０．０
０５％〜０．０６％の範囲に限定する必要がある。

【００３０】Ｎは固溶状態では延性、靭性に悪影響を及
ぼすため、本発明においては好ましくないが、Ｖ、Ａｌ
やＴｉと結びついてγ粒微細化や析出強化に有効に働く
ため、微量であれば機械的特性向上に有効である。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、延性、靭性への
悪影響が許容できる範囲で、かつ、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０．０１％とする。

【００３１】Ｔｉは溶接熱影響部の加熱オーステナイト
粒径微細化を酸化物によるピンニングで行う場合には、
適正に添加が必要である。詳細は後述するが、効果を発
揮するためには０．００５％以上必要である一方、０．
０３％を超えると粗大なＴｉＮや酸化物を形成する恐れ
があるため、本発明においてはＴｉは０．００５〜０．
０３％に限定する。

【００３２】ＣａもＴｉと同様、酸化物の微細分散をＨ
ＡＺの加熱オーステナイト微細化に用いる場合には必須
の元素である。加熱オーステナイト粒径微細化に効果を
発揮するためには０．０００５％以上必要である一方、
０．００３％を超えると粗大な硫化物や酸化物を形成す
る恐れがあるため、本発明においてはＣａは０．０００
５〜０．００３％に限定する。

【００３３】また、Ｍｇも酸化物微細分散に有効であ
り、必要に応じて添加する。添加する場合は、０．００
０１〜０．００２％の範囲とするが、これは０．０００
１％未満では効果が明確でなく、０．００２％超では酸
化物の粗大化が懸念されるためである。

【００３４】以上が、本発明において必須あるいは重要
な元素及び不純物元素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、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂ
の１種または２種以上を含有することができる。

【００３５】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、効果を発揮するために
は０．１％以上の添加が必要である。Ｎｉ量は増加する
ほど母材の強度・靭性を向上させるが、２％を超えるよ
うな過剰な添加では、効果が飽和する一方で、焼入性が
過剰となって、ＨＡＺにおいて所望のα分率が得られな
くなるため、また、溶接性の劣化を生じる懸念もあり、
さらには、高価な元素であるため、経済性も考慮して、
本発明においてはＮｉの上限を２％とする。

【００３６】ＣｕもＮｉとほぼ同様の効果を有する元素
であるが、効果を発揮するるためには０．０５％以上の
添加が必要であり、１．５％超の添加では熱間加工性や
ＨＡＺ靭性に問題を生じるため、本発明においては、
０．０５〜１．５％の範囲に限定する。

【００３７】Ｃｒは焼入性の向上、固溶強化により強度
向上に有効な元素であり、効果を生じるためには０．０
５％以上必要であるが、Ｃｒは過剰に添加すると硬さの
増加、粗大析出物の形成等を通して、母材やＨＡＺの靭
性に悪影響を及ぼすため、許容できる範囲として、上限
を１％に限定する。

【００３８】ＭｏもＣｒと同様の効果によって強度を高
めるに有効な元素であるが、効果を発揮でき、他特性に
悪影響を及ぼさない範囲として、０．０５〜１％に限定
する。

【００３９】ＷもＣｒ、Ｍｏと同様の効果によって強度
を高めるに有効な元素であるが、効果を発揮でき、他特
性に悪影響を及ぼさない範囲として、０．１〜２％に限
定する。

【００４０】Ｖは主として析出強化により高強度化に寄
与する。効果を発揮するためには、０．０１％以上は必
要である。ただし、０．２％を超えて過剰に添加する
と、延性、靭性を極端に劣化させるため、本発明におい
ては、０．０１〜０．２％の範囲に限定する。

【００４１】Ｎｂは変態強化、析出強化により微量で高
強度化に寄与する。また、γの加工・再結晶挙動に大き
な影響を及ぼすため、母材靭性向上にも有効である。効
果を発揮するためには、０．００３％以上は必要であ
る。ただし、０．０５％を超えて過剰に添加すると、延
性、靭性を極端に劣化させるため、本発明においては、
０．００３〜０．０５％の範囲に限定する。

【００４２】ＴａもＮｂと同様の効果を有し、適正量の
添加により強度、靭性の向上に寄与するが、０．０１％
未満では効果が明瞭には生ぜず、０．２％を超える過剰
な添加では粗大な析出物に起因した靭性劣化が顕著とな
るため、範囲を０．０１〜０．２％とする。

【００４３】Ｚｒも強度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％以上必要である。一
方、０．１％を超えて過剰に添加すると粗大な析出物を
形成して靭性に悪影響を及ぼすため、上限を０．１％と
する。

【００４４】Ｂは極微量で焼入性を高める元素であり、
高強度化に有効な元素である。Ｂは固溶状態でγ粒界に
偏析することによって焼入性を高めるため、極微量でも
有効であるが、０．０００２％未満では粒界への偏析量
を十分に確保できないため、焼入性向上効果が不十分と
なったり、効果にばらつきが生じたりしやすくなるため
好ましくない。一方、０．００５％を超えて添加する
と、鋼片製造時や再加熱段階で粗大な析出物を形成する
場合が多いため、焼入性向上効果が不十分となったり、
鋼片の割れや析出物に起因した延性劣化、靭性劣化を生
じる危険性も増加する。そのため、本発明においては、
Ｂの範囲を０．０００２〜０．００５％とする。

【００４５】さらに、本発明においては、延性の向上、
継手靭性の向上等のために、必要に応じて、Ｙ、Ｃｅの
１種または２種を含有することができる。

【００４６】Ｙ、Ｃｅはいずれも酸化物を微細化させて
母材、ＨＡＺの延性やＨＡＺ靭性向上に有効に働く。そ
の効果を発揮するための下限の含有量は、Ｙは０．００
１％、Ｃｅ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、Ｙは０．０１％、Ｃｅは
０．１％とする。

【００４７】本発明においてはさらに、炭素当量（Ｃｅ
ｑ．）を０．４％以下に限定する。これは、以下に示す
ＨＡＺの組織要件のうち、硬さとフェライト分率を確実
に所望の範囲とする上で重要である。すなわち、炭素当
量が０．４％を超えると、焼入性が過大となって、フュ
ージョンラインから３ｍｍ以内のＨＡＺの硬さを２４０
以下、あるいはフェライト分率を３０％以下とすること
が困難となる。

【００４８】以上が本発明における化学組成に関する限
定理由である。本発明の目的としている耐破壊特性を満
足するためには、上記化学組成の限定を前提とした上
で、フュージョンラインから３ｍｍ以内のＨＡＺの組織
を、下記〜のようにする必要がある。旧オーステナイト粒径：２００μｍ以下ビッカース硬さ：２４０以下フェライト分率：３０％以上

【００４９】先ず、旧オーステナイト粒径を２００μｍ
以下に限定したのは、ＨＡＺにおいて、高一様伸び特性
と耐延性き裂伝播特性とを両立させるためである。すな
わち、両特性の向上のためには、組織の微細化が前提と
なるが、１層溶接となる入熱が１０ｋＪ／ｍｍ以上の大
〜超大入熱溶接では、一旦形成された粗大な組織は後続
のパスで解消されることはなく、従って、組織の微細さ
は第一義的には旧オーステナイト粒径で決定されるため
である。旧オーステナイト粒径が微細になるにともなっ
て、変態組織である粒界、粒内α、ベイナイト、パーラ
イト等は微細となる。特に旧オーステナイト粒界に沿っ
て粗大なフェライトが連続的存在すると、延性き裂が優
先的に進展するため、延性き裂進展に対する抵抗が大き
く劣化する。本発明においては、詳細な実験結果に基づ
き、他の組織因子を満足した上で図１に示す様に耐破壊
特性が良好となる領域である旧オーステナイト粒径の上
限を２００μｍとした。なお、旧オーステナイト粒径を
微細化すればするほど、一様伸び特性を劣化させず、耐
延性き裂伝播特性と靭性とを向上できる。

【００５０】また、ビッカース硬さを２４０以下と限定
したのは、一様伸びが強度ないしは硬さの依存性が大き
く、組織を微細化しても、硬さが過大であると、一様伸
びの劣化が無視できなくなるためである。ＨＡＺのビッ
カース硬さが２４０以下であれば、図２に示す様に一様
伸びは確実に１０％以上確保でき、良好な耐延性き裂伝
播特性と靭性とを併せ持つことで耐破壊特性が大きく改
善される。

【００５１】さらに、ＨＡＺ組織中のフェライト分率を
３０％以上としたのは、硬質第二相は特に延性き裂の耐
伝播特性に悪影響が大きく、同じ強度で比較した場合、
フェライトが３０％以上であると、図３に示す様に延性
き裂の耐伝播特性の指標である上部棚エネルギーが大幅
に向上するためである。なお、本発明におけるフェライ
トとは、旧オーステナイト粒界に板状あるいは塊状に生
成する粒界フェライトと旧オーステナイト粒内に生成す
る塊状あるいは針状の粒内フェライトの両者を指してい
る。

【００５２】以上が、本発明において、ＨＡＺの耐破壊
特性を向上させるための組織要件である。本組織要件と
化学組成要件を満足すれば、その達成手段は問わない。
例えば、溶接方法として、入熱を制限する、あるいはＴ
ＩＧ溶接のように比較的オーステナイト粒径が微細とな
る溶接方法とする、等、あるいは、オーステナイト粒径
の微細化手段として、後述する本発明のごとく、酸化物
をピンニング粒子とする方法以外に、Ｔｉ、Ｎ等の窒化
物形成元素を多量に含有させる、等の方法が考えられ
る。ただし、これらの手段は溶接入熱が１００ｋＪ／ｍ
ｍ程度以上の大〜超大入熱溶接まで溶接手段の制限が小
さく、かつ、材質劣化をともなわずにＨＡＺの旧オース
テナイト粒径を微細化する手段としては必ずしも十分で
ない。一方、本発明では、材質劣化をともなわずにＨＡ
Ｚの旧オーステナイト粒径を２００μｍ以下とする具体
的手段として、熱的に安定な酸化物を主体とするピンニ
ング粒子の微細分散法を包含する。

【００５３】再加熱オーステナイト粒を細粒化するため
には高温でのオーステナイト粒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
動を抑制する方法が考えられる。そのような作用をする
分散粒子の一つとしては、従来、Ｔｉ窒化物が有効であ
ると考えられていた。しかしながらＴｉ窒化物は１４０
０℃以上の高温では固溶する割合が大きくなるため、ピ
ンニング効果が小さくなる。これに対し、高温で安定な
酸化物と硫化物とを併せてピンニング粒子として活用す
ることが有効である。

【００５４】また、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、一個の粒子
径が大きいほど大きい。ただし、分散粒子の体積率は鋼
中に含まれる粒子を構成する元素の濃度によって上限が
あるので、体積率を一定と仮定した場合には、粒子径は
ある程度小さい方がピンニングには有効である。

【００５５】酸化物及び硫化物の体積分率を大きくする
手段の一つとして、酸素量、硫黄量を増大させることが
あるが、酸素量、硫黄量の増大は材質に有害な粗大介在
物をも多数生成する原因となるため、有効な手段ではな
い。酸素量、硫黄量を増大させずに酸化物及び硫化物の
体積分率を大きくするには、酸素及び硫黄との溶解度積
が小さい元素を活用することが有効である。

【００５６】酸素との溶解度積が小さい、すなわち強脱
酸元素として、一般的にはＡｌが用いられる。しかしな
がら、Ａｌだけでは酸素を充分利用するには不充分で、
さらにＡｌよりも強い脱酸元素が必要で、Ｃａ、さらに
は必要に応じてＭｇを活用することが重要である。

【００５７】硫化物を生成しやすい元素として、Ｍｎが
挙げられる。しかしながら、Ｍｎだけでは硫黄を活用す
るには不充分で、上記酸化物におけると同様に、硫黄と
の溶解度積が小さい、すなわち安定した硫化物を生成す
る元素であるＣａ、Ｍｇの活用が重要である。

【００５８】Ｃａ、Ｍｇをはじめとした種々脱酸元素を
用いた溶解実験結果から、鋼中に生成する酸化物粒子の
組成として、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａが５％以
上かつＡｌが５％以上含まれる場合、あるいは、Ｃａ及
びＡｌが５％以上でさらにＭｇが１％以上含まれること
で、酸化物の体積分率すなわち酸化物量を大きくするこ
とが可能となることを知見した。また、さらには、酸化
物の周囲に、例えばＣａＳ及びＭｇＳといった硫化物が
析出することで、酸化物と硫化物とを併せてより一層の
体積分率の増加が可能となることを見出したのである。
その場合、酸化物と硫化物とを併せて一つの粒子と見な
したときの組成が、Ｍｇを含まない場合で、Ｏを除いた
元素が質量比で、ＣａとＡｌが５％以上、Ｓが１％以上
含まれる必要がある。また、粒子がＭｇを含む場合は、
Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ及びＡｌが５％以上、
Ｍｇ及びＳが１％以上含まれる必要がある。

【００５９】なお、酸化物中にＳを含む場合、酸化物と
硫化物とが複合化している場合、酸化物を核として硫化
物が該酸化物の周囲に析出している場合、いずれもオー
ステナイトの成長抑制には同等の効果を有する。以降
で、酸化物あるいはピンニング粒子としているものも、
特に断らない限り、上記の粒子を包含することとする。

【００６０】次にＨＡＺの加熱オーステナイト粒のピン
ニングに有効な粒子の大きさについて述べる。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、一個の粒子径が大きいほど大きいが、粒
子の体積率が一定のとき、一個の粒子の大きさが小さい
方が粒子数が多くなりピンニング効果が大きくなるが、
あまり小さくなると粒界に存在する粒子の割合が小さく
なるため、その効果は低減する。粒子の大きさを種々変
化させた試験片を用いて、高温に加熱したときのオース
テナイト粒径を詳細に調査した結果、大〜超大入熱溶接
に相当する温度・保持時間において安定的にオーステナ
イト粒径をピンニングするためには、前記の組成を有す
る安定な粒子の大きさとして、０．００５〜２μｍのも
のが有効であることをつきとめた。また０．００５μｍ
より小さい酸化物粒子はほとんど観察されなかった。こ
の結果より、必要な粒子径を０．００５〜２μｍとし
た。

【００６１】次に必要なピンニング粒子の個数について
検討した。粒子個数が多いほど組織単位は微細になり、
そのため、粒子個数が多いほどＨＡＺ組織は微細化す
る。本発明の目的とするフュージョンラインから３ｍｍ
以内のＨＡＺのオーステナイト粒径を確実に２００μｍ
以下とするためには、粒子径が０．００５〜２μｍの粒
子が１００個／ｍｍ²以上必要である。ただし、粒子数
が多くなるほどピンニング力は大となるが、その効果は
飽和し、かつ、必要以上に粒子個数を多くすることは、
逆に延性や靭性に有害な粗大な粒子が生成する可能性を
高めることにもなる、また現在の工業技術では限界もあ
ることを考え、本発明においては粒子数の上限を３００
０個／ｍｍ²とした。

【００６２】該酸化物の大きさ及び個数の測定は、例え
ば以下の要領で行う。母材となる鋼板から抽出レプリカ
を作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視
野以上、観察面積にして１０００μｍ²以上を観察する
ことで該酸化物の大きさ及び個数を測定する。このとき
鋼板の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出
レプリカでもよい。また、粒子が適正に観察可能であれ
ば、観察倍率を低くしてもかまわない。

【００６３】本発明では、化学組成の適正化と酸化物に
よる加熱オーステナイト粒径の微細化とで、耐破壊特性
に優れたＨＡＺ組織を形成させる。フュージョンライン
近傍のＨＡＺは高温に晒されて母材組織はほぼ全面的に
解消される。従って、本発明では鋼材を製造するプロセ
スは問わない。通常の熱間圧延まま、制御圧延、制御冷
却、また、これらのプロセスと焼戻しの組み合わせ、さ
らには焼き均しや焼入・焼戻し等の再加熱処理で製造し
てもかまわない。

【００６４】

【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。

【００６５】実施例に用いた供試鋼の化学組成を表１に
示す。表１に示した化学組成で板厚４５ｍｍ鋼板を試作
した。鋼材番号Ａ１〜Ａ１０が本発明鋼Ｂ１〜Ｂ５が比
較鋼である。試作鋼は真空溶解または転炉により溶製
し、インゴットまたは鋳片を熱間圧延により板厚４５ｍ
ｍの鋼板に製造した。鋼板の製造方法は全て加工熱処理
（ＴＭＣＰ）によった。得られた鋼板を１パスのエレク
トロガス溶接した。入熱は約２０ｋＪ／ｍｍである。

【００６６】

【表１】

【００６７】表２に鋼中酸化物粒子の組成、粒子径０．
００５〜２μｍの粒子数の測定結果を示す。なお酸化物
粒子とは既述したように、酸化物中にＳを含む粒子、酸
化物と硫化物とが複合化している粒子、酸化物を核とし
て硫化物が該酸化物の周囲に析出している粒子を全て含
んだものである。

【００６８】

【表２】

【００６９】表３は溶接後のＨＡＺ組織形態、ＨＡＺの
機械的性質を調査した結果を示している。ＨＡＺ組織形
態としては、旧オーステナイト粒径、ビッカース硬さ、
フェライト分率を示す。旧オーステナイト粒径、フェラ
イト分率については光学顕微鏡組織写真から測定した
が、表３には、旧オーステナイト粒径はフュージョンラ
インからＨＡＺ側３ｍｍまでのＨＡＺの中での最大径を
示し、フェライト分率は概領域中でフェライト分率が少
ない領域を得られんで撮影した倍率２００倍の写真、５
視野の平均で示した。ビッカース硬さは表面２ｍｍ及
び、板厚の１／４位置について測定し、フュージョンラ
インからＨＡＺ側３ｍｍ内のＨＡＺの中での最大値を求
めて表示した。

【００７０】機械的性質としては、引張特性及び２ｍｍ
Ｖノッチシャルピー衝撃特性を調査した。ＨＡＺを含む
ようにして板厚の１／４位置より試験片を採取して行っ
た。引張試験片はＨＡＺの特性評価ができるよう、平行
部が６ｍｍφ×２４ｍｍの平行部が比較的短い、小型の
丸棒引張試験片とし、平行部の中心にフュージョンライ
ンが合致するように採取した。シャルピー試験片はノッ
チ位置がフュージョンラインからＨＡＺ側１ｍｍとな
る、試験片厚さ１０ｍｍの標準試験片とした。引張試験
は室温で実施し、シャルピー試験は種々温度で試験を実
施し、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）と上部棚エネルギー
（ｖＥｓ）を求めた。

【００７１】

【表３】

【００７２】鋼材番号Ａ１〜Ａ１０は本発明により製造
したものであり、鋼材番号Ｂ１〜Ｂ９は本発明のいずれ
かの要件を満足していないものである。図１〜図３に本
実施例の結果について、各々の組織因子と最も関連性の
ある特性との関係を示すが、これらの図から、本発明に
よる鋼材番号Ａ１〜Ａ１０は、本発明の要件を全て満足
しており、強度レベルとして様々なものを含んでいる
が、全て、良好な一様伸び、シャルピー試験の上部棚エ
ネルギー、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の組み合わせとな
っており、ＨＡＺの耐破壊特性に優れていることが明ら
かである。具体的には、引張強度と一様伸びとの積で示
した延性特性は７２００超、シャルピー試験の上部棚エ
ネルギーは２９０Ｊ超、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）は−
４０℃以下、が同時に達成されており、超大入熱溶接の
ＨＡＺとしては極めて良好な特性となっている。

【００７３】一方、鋼材番号Ｂ１〜Ｂ５の比較例の特性
は、本発明の要件の一部または全てを満足していないた
め、上記の特性の一部または全部が本発明に比べて劣っ
ている。

【００７４】すなわち、鋼材番号Ｂ１は、Ｃが過剰なた
め、ＨＡＺの組織要件は本発明を満足しているが、延性
（一様伸び、破断伸び、引張強度ｘ一様伸び）、靭性、
耐延性き裂伝播特性（シャルピー試験の上部棚エネルギ
ー）が本発明に比べて劣る。

【００７５】鋼材番号Ｂ２は、炭素当量が過剰なため、
ＨＡＺのフェライト分率が過小で、かつＨＡＺ硬さが過
大となっており、延性、靭性、耐延性き裂伝播特性が本
発明に比べて劣る。

【００７６】鋼材番号Ｂ３は、Ｓが過剰なため、ＨＡＺ
の組織要件は本発明を満足しているが、延性の劣化が著
しい。

【００７７】鋼材番号Ｂ４、Ｂ５は、酸化物の個数が本
発明に比べて極めて少ない。その結果、ＨＡＺの旧オー
ステナイト粒径が粗大なため、変態組織も粗大となり、
特に靭性の劣化が大きい。

【００７８】以上の実施例から、本発明の鋼は、ＨＡＺ
の一様伸び、シャルピー試験の上部棚エネルギー、破面
遷移温度が全て良好で、ＨＡＺにおける耐破壊特性に極
めて優れた高張力鋼であることが明白である。

【００７９】

【発明の効果】本発明により、溶接入熱が１０ｋＪ／ｍ
ｍを超えるような大入熱溶接を行った溶接熱影響部にお
いて、良好な耐破壊特性を有し、構造物用鋼として安全
性の高い高張力鋼の提供が可能となり、産業上の効果は
極めて顕著である。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＨＡＺ組織中のフェライトの割合とシャルピー
試験の上部棚エネルギーとの関係を示した図である。

【図２】ＨＡＺ組織のビッカース硬さと一様伸びとの関
係を示した図である。

【図３】ＨＡＺ組織の旧オーステナイト粒径とシャルピ
ー試験の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）との関係を示した図
である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：
０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００
５〜０．０６％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有
し、かつ、下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅ
ｑ．）が０．４％以下で、残部Ｆｅ及び不可避不純物か
らなり、しかも、溶接部のフュージョンラインから３ｍ
ｍ以内の溶接熱影響部組織が、旧オーステナイト粒径：２００μｍ以下、ビッカース硬さ：２４０以下、フェライト分率：３０％以上、であることを特徴とする溶接部の耐破壊特性に優れた高
張力鋼。Ｃｅｑ．＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｖ％＋Ｍｏ％＋Ｃｒ％）／５・・・（１）
【請求項２】質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有し、か
つ、円相当径で０．００５〜２μｍの酸化物粒子を単
位面積当たりの個数で、１００〜３０００個／ｍｍ²含
有し、該酸化物の組成が、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを
含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａ
ｌ：５％以上、を含有することを特徴とする請求項１に
記載の溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼。
【請求項３】前記酸化物粒子の組成が少なくともＣ
ａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｓ：１％以上、を含
有することを特徴とする請求項２に記載の溶接部の耐破
壊特性に優れた高張力鋼。
【請求項４】質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０
００１〜０．００２％を含有し、かつ、鋼中に、円相当
径で０．００５〜２μｍの酸化物粒子を単位面積当たり
の個数で、１００〜３０００個／ｍｍ²含有し、該酸化
物の組成が、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを含み、
Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５
％以上、Ｍｇ：１％以上、を含有することを特徴とする
請求項１に記載の溶接部の耐破壊特性に優れた高張力
鋼。
【請求項５】前記酸化物粒子の組成が少なくともＣ
ａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量
比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｇ：１％以
上、Ｓ：１％以上、を含有することを特徴とする請求項
４に記載の溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼。
【請求項６】質量％で、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｃｕ：
０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：
０．０５〜１％、Ｗ：０．１〜２％、Ｖ：０．０１〜
０．２％、Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、Ｔａ：０．
０１〜０．２％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、Ｂ：
０．０００２〜０．００５％、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１〜５のいずれかに記
載の溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼。
【請求項７】質量％で、Ｙ：０．００１〜０．０１
％、Ｃｅ：０．００５〜０．１％、のうち１種または２
種を含有することを特徴とする、請求項１〜６のいずれ
かに記載の、溶接部の耐破壊特性に優れた高張力鋼。