JP2003253380A

JP2003253380A - 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高強度鋼

Info

Publication number: JP2003253380A
Application number: JP2002049490A
Authority: JP
Inventors: Kimihiro Nishimura; 公宏西村; Toshiyuki Hoshino; 俊幸星野; Kenichi Amano; 虔一天野
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-02-26
Filing date: 2002-02-26
Publication date: 2003-09-10

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】引張り強さが 570 MPa以上の高強度鋼に対し
て、溶接入熱が 600 kJ/cmを超える超大入熱溶接を施し
た場合であっても、溶接熱影響部について優れた靱性を
得ることができる高強度鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.05
〜0.50％、Mn：0.1 〜2.0 ％、Al：0.05〜1.0 ％、Ti：
0.05％以下、Ｎ：0.0070％以下、Ｐ：0.020 ％以下及び
Ｓ：0.0050％以下を含有する高強度鋼について、次式
(1), (2), (3)の関係を満足させ、次式(4)で規定される
炭素当量Ceqを0.36以上とする。（％Al）≦ 0.8の場合 0.1− 0.125×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％A
l）・・・ (1) （％Al）＞ 0.8の場合 −0.20＋0.25×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％
Al）・・・ (2) （％Ｎ）−（％Ti）／3.4 ＜ 0.0015 ・・・ (3) Ｃ_eq＝（％Ｃ）＋（％Si）／24＋（％Mn）／６・・・ (4)

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、造船、建築およ
び土木等の各分野に供して好適な超大入熱溶接熱影響部
の靱性に優れた高強度鋼に関し、特に炭素当量（Ｃ_eq）
が0.36以上で、かつ引張り強さ（ＴＳ）が 570 MPa以上
の高強度鋼に対して、溶接熱影響部の靱性の劣化を招く
ことなしに、溶接入熱が 600 kJ/cmを超える超大入熱溶
接の実施を可能ならしめたものである。

【０００２】

【従来の技術】造船、建築および土木等の各分野で使用
される鋼材は、一般に溶接接合によって所望形状の構造
物に仕上げられている。このような構造物においては、
安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性は勿論の
こと、溶接熱影響部の靱性に優れることが要求される。

【０００３】その際、最も問題となるのは、溶接熱影響
部のボンド部における靱性である。このボンド部は、大
入熱溶接時に溶融点直下の高温に曝されて、オーステナ
イトの結晶粒が最も粗大化し易く、また引き続く冷却に
よって、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し易い位置だ
からである。さらに、このボンド部では、ウッドマンス
テッテン組織や島状マルテンサイトといった脆化組織が
生成し易く、このことも靱性低下の原因となっている。

【０００４】従来、ボンド部の靱性の改善策としては、
TiＮを微細に分散させ、オーステナイトの粗大化を抑制
すると共に、フェライト変態の核として利用する技術が
実用化されている。また、特公平３−53367 号公報や、
入熱量：230 kJ/cm の溶接ボンド部での靱性改善を目指
した特開平６−184663号公報には、希土類元素（REM)と
Tiを複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散さ
せてオーステナイトの粒成長を防止し、溶接部靱性の向
上を図る方法が示されている。

【０００５】さらに、Tiの酸化物を分散させる技術や、
ＢＮのフェライト核生成能を組み合わせた技術も開発さ
れている。その他、CaやREM を添加し、硫化物の形態を
制御することによって、靱性の向上を図る技術も知られ
ている。

【０００６】しかしながら、上記した従来技術はそれぞ
れ、安定した靱性が得られる鋼材の製造が困難であった
り、100 kJ/cm を超える大入熱溶接では、溶接熱影響部
について十分な靱性が得られないという問題があった。
すなわち、TiＮを主体に利用する技術においては、TiＮ
が溶解する温度域に加熱される溶接部でその効果が消失
し、また固溶TiおよびＮによる基地組織の脆化によって
著しい靱性の低下が見られた。また、Tiの酸化物を利用
した技術では、酸化物の微細分散が十分均質にできない
という問題があった。さらに、CaやREM を添加する技術
においても、100 kJ/cm を超える大入熱溶接では溶接熱
影響部について高靱性を確保することは困難であった。

【０００７】一方、最近では、船舶、建築等の鉄骨等の
溶接構造物の製造に際し、一層の効率化が求められるよ
うになっている。溶接時間の削減は効率化に直結するも
のであり、このため大入熱溶接の適用が増加しつつあ
る。しかしながら、かような大入熱溶接を行った場合
に、安定して溶接熱影響部の高靱性を確保できる鋼材は
いまのところ存在せず、その開発が望まれていた。

【０００８】この点、発明者らは先に、上記の要請に有
利に応えるものとして、新規な成分構成になる溶接熱影
響部の靱性に優れた低合金構造用鋼を開発し、特願2001
−396979号明細書において開示した。この技術は、厳格
な成分調整により、高温においてオーステナイト相とフ
ェライト相の２相となる温度域を広くし、オーステナイ
ト粒の粗大化を効果的に抑制することによって靱性の向
上を達成したものであり、この技術により、溶接入熱が
100 kJ/cmを超える大入熱溶接を施した場合であって
も、母材は勿論のこと、溶接熱影響部についても優れた
靱性を安定して得ることができる。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】ところで、最近では、
鋼材の高強度化と溶接入熱のさらなる増加によって、溶
接構造物の設計、製造について一層の効率化が進められ
ている。その中で、引張り強さが 570 MPa以上の高強度
材を、溶接入熱が 600 kJ/cmを超えるような超大入熱溶
接が施工されるようになってきた。例えば、建築分野に
おいては、ボックス柱の製造に際し、スキンプレート−
ダイアフラム接合にエレクトロスラグ溶接といった溶接
入熱が1000 kJ/cmを超える超大入熱溶接施工が適用され
ている。

【００１０】一般に、鋼を高強度化すればするほど、溶
接熱影響部の靱性を確保することが困難となるが、上記
した特願2001−396979号に開示の技術を適用することに
より、高強度鋼を大入熱溶接を施した場合であっても良
好な靱性を得ることができる。しかしながら、上記の技
術においても、引張り強さ（ＴＳ）が 570 MPa以上の高
強度材を溶接入熱が 600 kJ/cmを超えるような超大入熱
溶接に供した場合には、必ずしも十分な靱性が得られる
とは限らなかった。

【００１１】

【課題を解決するための手段】この発明は、上記の問題
を有利に解決するもので、引張り強さが 570 MPa以上の
高強度材に対して、溶接入熱が 600 kJ/cmを超えるよう
な超大入熱溶接を施した場合であっても、母材は勿論の
こと、溶接熱影響部について優れた靱性を得ることがで
きる、超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高強度鋼を
提案することを目的とする。

【００１２】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。１．質量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.05〜0.50％、
Mn：0.1 〜2.0 ％、Al：0.05〜1.0 ％、Ti：0.05％以
下、Ｎ：0.0070％以下、Ｐ：0.020 ％以下およびＳ：0.
0050％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の
組成になり、しかもＣおよびAl量が、次式(1), (2) （％Al）≦ 0.8の場合 0.1− 0.125×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (1) （％Al）＞ 0.8の場合 −0.20＋0.25×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (2) ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（質量％）の関係を
満足し、かつＮおよびTi量が、次式(3) （％Ｎ）−（％Ti）／3.4 ＜ 0.0015 --- (3) の関係を満足し、さらに次式(4) Ｃ_eq＝（％Ｃ）＋（％Si）／24＋（％Mn）／６ --- (4) で規定される炭素当量Ｃ_eqが0.36以上であり、引張り強
さ（ＴＳ）が 570 MPa以上である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高強度鋼。

【００１３】２．上記１において、鋼材が、質量％でさ
らに、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下、Cu：1.5 ％以
下、Ni：3.5 ％以下、Cr：0.8 ％以下、Mo：0.5 ％以
下、Ｂ：0.0030％以下、Ca：0.0030％以下、REM：0.02
％以下およびMg：0.010 ％以下のうちから選んだ１種ま
たは２種以上を含有する組成になり、次式(4)' Ｃ_eq＝（％Ｃ）＋（％Si）／24＋（％Mn）／６＋（％Ni）／40 ＋（％Cr）／５＋（％Mo）／４＋（％Ｖ）／４ --- (4)' で規定される炭素当量Ｃ_eqが0.36以上あることを特徴と
する超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高強度鋼。

【００１４】

【発明の実施の形態】以下、この発明を具体的に説明す
る。前掲特願2001−396979号明細書において開示したと
おり、 910℃以上の平衡状態においてオーステナイト相
とフェライト相の２相である温度域幅が25℃以上であ
り、かつその２相域の低温側にオーステナイト単相であ
る温度域が存在すれば、オーステナイト粒の粗大化が効
果的に抑制され、ひいては溶接後の溶接熱影響部につい
ても粗大粒の生成が抑制され、かつ組織の微細化が達成
されるため、良好な靱性を得ることができる。この発明
も、基本的には、上記特願2001−396979号明細書に開示
の技術を踏襲する。

【００１５】図１(a), (b)にそれぞれ、市販の計算ソフ
トによって算出した、従来鋼およびこの発明鋼のFe−Ｃ
状態図を比較して示す。同図(a) に示したとおり、従来
の鋼では、高温域における（α＋γ）２相領域が非常に
狭く、 910℃以上において（α＋γ）２相領域である温
度域幅が25℃以上であるＣ量範囲は存在しない。これに
対し、同図(b) に示したとおり、この発明に従い成分調
整した鋼では、（α＋γ）２相領域が大幅に拡大され、
910℃以上において（α＋γ）２相領域である温度域幅
が25℃以上であるＣ量範囲が広く存在することが分か
る。ここに、（α＋γ）２相領域である温度域幅を25℃
以上と規定したのは、25℃以上でないと高温時の粒成長
を有効に抑制できないからである。

【００１６】この発明では、さらに、溶接熱影響部の高
靱性を得るためには、上記した（α＋γ）２相領域の低
温側にオーステナイト単相領域が存在する必要があるこ
とを突き止めた。すなわち、溶接熱影響部は高温に曝さ
れ、その後冷却されるわけであるが、（α＋γ）２相域
から一旦オーステナイト単相域となる場合には、その後
の冷却過程でオーステナイト粒界および粒内の変態核か
らγ→α変態により組織の微細化による高靱化が達成さ
れる。しかしながら、高温域で（α＋γ）２相域のみの
場合、核生成からの変態はなく、室温までの冷却時に高
温加熱段階から存在するフェライト粒の粗大化が起こる
ため、高靱性が得られない。

【００１７】なお、図１(b) は、Al：1.0 mass％を含有
した鋼におけるFe−Ｃ状態図であるが、Ｃ≦0.22mass％
の範囲では、1300℃以上で（α＋γ）２相領域である温
度域幅が25℃以上あることが分かる。しかしながら、Ｃ
＜0.03mass％ではオーステナイト単相である温度域が存
在しないので、高靱性の溶接熱影響部を得ることができ
ない。

【００１８】この発明の対象鋼種は、いわゆる低合金溶
接構造用鋼と呼ばれるもので、例えばJIS G 3160に示さ
れているSM 570では、板厚：100 mm以下の場合、化学成
分がＣ：0.18mass％以下, Si：0.55mass％以下, Mn：1.
60mass％以下, Ｐ：0.035 mass％以下, Ｓ：0.035 mass
％以下で、ＴＳが 570 MPa以上、720 MPa 以下の鋼が規
定されている。また、建築構造用 590 MPa級高性能鋼
（SA 440）として、化学成分がＣ：0.18mass％以下, S
i：0.55mass％以下, Mn：1.60mass％以下, Ｐ：0.035 m
ass％以下, Ｓ：0.008 mass％以下で、ＴＳが 590 MPa
以上、740 MPa 以下の鋼が規定されている。なお、11ma
ss％以上のCrを添加したフェライト系ステンレス鋼は、
910 ℃以上で（α＋γ）２相域である温度域が25℃以上
であり、その低温側にオーステナイト単相も存在する
が、高合金鋼であるので、本発明の技術範囲外である。

【００１９】この発明においては、具体的には低合金鋼
の範囲で鋼の成分を調整することによって得ることがで
きるが、図１(a), (b)は計算状態図であるので、実際に
は綿密な実験により成分組成を規定する必要がある。以
下、この発明に従う高強度鋼について、特に好適な成分
組成範囲について説明する。なお、成分に関する「％」
表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。Ｃ：0.01〜0.15％Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るのに有用な元素
であるが、0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、
一方0.15％を超えると母材および溶接部の靱性を劣化さ
せるので、Ｃは0.01〜0.15％の範囲に限定する。

【００２０】Si：0.05〜0.50％ Siは、製鋼上、少なくとも0.05％を必要とし、一方0.50
％を超えると母材の靱性を劣化させるので、Siは0.05〜
0.50％の範囲に限定する。

【００２１】Mn：0.1 〜2.0 ％ Mnは、母材の強度を確保するために 0.1％以上は必要で
あるが、2.0 ％を超えると溶接部の靱性を劣化させるの
で、Mnは 0.1〜2.0 ％の範囲に限定する。

【００２２】Al：0.05〜1.0 ％ Alは、この発明において重要な合金成分であり、0.05％
以上の添加を必要とするが、高温でのオーステナイト粒
の成長を抑制する効果と相反して、Alの添加はマトリッ
クスの脆化を招く傾向にある。従って、この発明で対象
とする炭素当量Ｃ_eq≧0.36の高強度鋼の場合には、その
上限を 1.0％とする必要がある。それ故、Alは0.05〜1.
0 ％の範囲に限定する。

【００２３】Ti：0.05％以下 Tiは、鋼板の強度を高めるのに有用な元素であり、また
溶接熱影響部の靱性を劣化させる固溶Ｎの固定元素とし
ても有効に寄与する。しかしながら、含有量が0.05％を
超えると靱性を劣化させるので、0.05％以下の範囲で含
有させるものとした。なお、後述するＮ含有量が0.0015
％以下の場合には、特に固溶Ｎを固定する必要がないの
で、この場合には必ずしもTiを含有させる必要はない。

【００２４】Ｎ：0.0070％以下Ｎは、不純物として鋼中に不可避に混入してくる元素で
あるが、含有量が0.0070％を超えると鋼材の靱性を劣化
させるので、Ｎは0.0070％以下に抑制するものとした。

【００２５】Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.0050％以下Ｐは、含有量が 0.020％を超えると溶接部の靱性を劣化
させるので、0.020 ％以下に抑制するものとした。同じ
く、Ｓも、0.0050％を超えて含有されると母材および溶
接部の靱性を劣化させるので、0.0050％以下に抑制する
ものとした。

【００２６】以上、基本成分の適正組成範囲について説
明したが、この発明では各成分が上記の組成範囲を単に
満足しているだけでは不十分で、 910℃以上の平衡状態
においてオーステナイト相とフェライト相の２相である
温度域幅が25℃以上であり、かつその２相域の低温側に
オーステナイト単相である温度域が存在することが必要
である。そのためには、次式(1), (2) （％Al）≦ 0.8の場合 0.1− 0.125×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (1) （％Al）＞ 0.8の場合 −0.20＋0.25×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (2) ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（質量％）の関係を
満足させることが重要である。

【００２７】さて、表１に示すように、SiおよびMn量は
一定に固定し、Ｃ量とAl量を種々に変化させた鋼を製造
し、溶接熱影響部を模擬した再現熱サイクル試験を行っ
たのち、シャルピー衝撃試験を行って各鋼の靱性につい
て調査した。図２に、試験片に付与した再現熱サイクル
パターンを示す。このパターンは、1000 kJ/cm程度の超
大入熱溶接の熱影響部を模擬したものである。

【００２８】また、図３に、シャルピー衝撃試験結果を
示す。図中の各記号は、その位置のAl，Ｃ量の組成を有
する鋼の０℃における吸収エネルギー(vＥ₀)の値を示し
たもので、○は vＥ_-40 ≧150 J の場合、△は 150Ｊ＞
vＥ_-40 ≧70Ｊの場合、そして×は vＥ_-40 ＜70Ｊの場
合である。

【００２９】

【表１】

【００３０】図３に示したとおり、鋼中のＣおよびAl量
が、上掲式(1), (2)の関係を満足し、かつAl≦1.0 ％の
領域において、溶接熱影響部に関しとりわけ優れた高靱
性が得られている。しかしながら、上記の領域内であっ
ても、炭素当量Ｃ_eqが0.36以上の場合には十分な靱性が
得られない場合が散見された。

【００３１】そこで、次に発明者らは、この点を解決す
べくさらに検討を重ねた結果、Ｃ_eq≧0.36でＴＳ≧570
MPa の高強度鋼について、溶接入熱が 600 kJ/cmを超え
るような超大入熱溶接施工時における靱性の改善のため
には、ＣとAl量の関係だけでなく、ＮとTi量の関係も重
要で、上掲式(1), (2)を満足させた上で、さらにＮおよ
びTi量について、次式(3) （％Ｎ）−（％Ti）／3.4 ＜ 0.0015 --- (3) ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（mass％）の関係を
満足させることによって、０℃におけるシャルピー吸収
エネルギー(vＥ ₀)が 150Ｊ以上という優れた靱性が安定
して得られることが究明されたのである。

【００３２】以上、基本成分について説明したが、本発
明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させる
ことができる。 Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下 NbおよびＶはいずれも、鋼板の強度を高めるのに有用な
元素であるが、含有量が 0.1％を超えると靱性を劣化さ
せるので、いずれも 0.1％以下で含有させるものとす
る。

【００３３】Cu：1.5 ％以下、Ni：3.5 ％以下、Cr：0.
8 ％以下、Mo：0.5 ％以下 Cu，Ni，CrおよびMoはいずれも、鋼板の強度向上に有用
な元素であるが、Cuは含有量が 1.5％を超えると熱間脆
性を生じて鋼板の表面性状を劣化させ、Niは高価であ
り、Crは含有量が 0.8％を超えると溶接熱影響部の靱性
を劣化させ、Moは含有量が 0.5％を超えると靱性に悪影
響を及ぼすので、それぞれ上記の範囲で含有させるもの
とする。

【００３４】Ｂ：0.0030％以下、Ca：0.0030％以下、 R
EM：0.02％以下、Mg：0.010 ％以下Ｂは、微量で高強度化に寄与する有用元素であるが、含
有量が0.0030％を超えると溶接熱影響部の靱性を劣化さ
せるので、Ｂは0.0030％以下で含有させるものとする。
Caは、Ｓの固定による靱性向上に有用な元素であるが、
含有量が0.0030％を超えるとその効果は飽和するので、
Caは0.0030％以下で含有させるものとする。REMは、靱
性の向上に有効に寄与するが、含有量が0.02％を超える
とその効果は飽和するので、上限を0.02％とした。Mg
は、結晶粒の細粒化に有用な元素であるが、含有量が
0.010％を超えるとその効果は飽和に達するので、上限
を 0.010％とした。

【００３５】なお、この発明では、引張り強さが 570 M
Pa以上の高強度鋼を対象とするが、かかる高強度を得る
ためには炭素当量（Ｃ_eq）を0.36以上にすることが不可
欠なので、次式(4) または(4)' Ｃ_eq＝（％Ｃ）＋（％Si）／24＋（％Mn）／６ --- (4) Ｃ_eq＝（％Ｃ）＋（％Si）／24＋（％Mn）／６＋（％Ni）／40 ＋（％Cr）／５＋（％Mo）／４＋（％Ｖ）／４ --- (4)' で規定するＣ_eqが0.36以上になるように成分調整するこ
とも、この発明の要件である。

【００３６】また、この発明の溶接構造用鋼を製造方法
は、特に制限されることはなく、従来から公知の方法に
従って製造すれば良い。例えば、上記の好適成分組成に
調製した溶鋼を、連続鋳造でスラブとしたのち、1000〜
1250℃に加熱してから、熱間圧延を施すことにより製造
しても良いし、熱間圧延により所望の板厚、形状とした
のち、熱処理を施して製造しても良い。熱処理として
は、公知の焼入れ、焼戻し、あるいは２回の焼入れ、焼
戻しが有利に適合する。

【００３７】

【実施例】表２に示す種々の成分組成に調整した鋼スラ
ブを、1100℃に加熱後、熱間圧延により85mmの厚鋼板と
した。得られた各鋼板の板厚１／４位置から、JIS 4 号
引張試験片を採取し、引張試験を行って母材の降伏強さ
（ＹＰ）および引張強さ（ＴＳ）を求めた。また、同じ
く各鋼板の板厚１／4 位置から、JIS 4 号衝撃試験片を
採取し、シャルピー試験を行って母材の０℃における吸
収エネルギー(vＥ₀)を求めた。また、各鋼板から採取し
た継手用試験板に、図４に示すような開先を準備し、エ
レクトロスラグ溶接（溶接入熱：1000 kJ/cm）により溶
接継ぎ手を作製した。その後、図５に示すように、溶接
継ぎ手部から切り欠き位置をボンド部とするJIS 4 号衝
撃試験片を採取し、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃
試験を行って、継ぎ手ボンド部の０℃における吸収エネ
ルギー(vＥ₀)を求めた。得られた結果を表３に示す。

【００３８】

【表２】

【００３９】

【表３】

【００４０】表３に示したとおり、発明例はいずれも、
溶接入熱：1000kJ/cm の超大入熱溶接施工を施した場合
であっても、ボンド部での vＥ₀ が 150Ｊ以上と優れた
溶接熱影響部靱性が得られることが分かる。

【００４１】

【発明の効果】かくして、この発明によれば、Ｃ_eq≧0.
36でＴＳ≧570 MPa の高強度鋼に対して、600 kJ/cm を
超えるような超大入熱溶接を施した場合であっても、母
材については言うまでもなく、溶接熱影響部について優
れた靱性を得ることができる。従って、この発明は、構
造物の大型化や施工能率の向上に寄与するところ大であ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】この発明の概念を説明するために市販の計算
ソフトによって算出した従来鋼の平衡状態図(a) および
この発明鋼の平衡状態図(b) である。

【図２】試験片に付与した再現熱サイクルパターンを
示した図である。

【図３】溶接熱影響部の靱性に及ぼすＣ量とAl量の影
響を示したグラフである。

【図４】エレクトロスラグ溶接における開先形状を示
した図である。

【図５】溶接継ぎ手部からのJIS 4 号衝撃試験片の採
取要領を示した図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、 Si：0.05〜0.50％、 Mn：0.1 〜2.0 ％、 Al：0.05〜1.0 ％、 Ti：0.05％以下、Ｎ：0.0070％以下、Ｐ：0.020 ％以下およびＳ：0.0050％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にな
り、しかもＣおよびAl量が、次式(1), (2) （％Al）≦ 0.8の場合 0.1− 0.125×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (1) （％Al）＞ 0.8の場合 −0.20＋0.25×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (2) ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（質量％）の関係を
満足し、かつＮおよびTi量が、次式(3) （％Ｎ）−（％Ti）／3.4 ＜ 0.0015 --- (3) の関係を満足し、さらに次式(4) Ｃ_eq＝（％Ｃ）＋（％Si）／24＋（％Mn）／６ --- (4) で規定される炭素当量Ｃ_eqが0.36以上であり、引張り強
さ（ＴＳ）が 570 MPa以上である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高強度鋼。
【請求項２】請求項１において、鋼材が、質量％でさ
らに、 Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下、 Cu：1.5 ％以下、 Ni：3.5 ％以下、 Cr：0.8 ％以下、 Mo：0.5 ％以下、Ｂ：0.0030％以下、 Ca：0.0030％以下、 REM：0.02％以下および Mg：0.010 ％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成に
なり、次式(4)' Ｃ_eq＝（％Ｃ）＋（％Si）／24＋（％Mn）／６＋（％Ni）／40 ＋（％Cr）／５＋（％Mo）／４＋（％Ｖ）／４ --- (4)' で規定される炭素当量Ｃ_eqが0.36以上あることを特徴と
する超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高強度鋼。