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Effect of Ti and B on Microstructure of 780MPa Class High Strength Steel
Weld Metal
The effect of Ti and B on the microstructure of 780MPa class high strength steel weld metal was
investigated. It was found that the morphology of bainitic ferrite of weld metal was changed from lath-like
into acicular type by adding Ti. It was also revealed that the morphology of bainitic ferrite in the Ti bearing
weld metal revested to lath-like by adding B. The change of microstructure by the Ti addition could be
explained by the promotion of nucleation of acicular type bainitic ferrite, which was bainitic ferrite nucleated
at Ti-oxides inside of austenite grains. It was supposed that segregation of free B around Ti-oxides
restrained the nucleation of bainitic ferrite on Ti-oxides.
■特集：厚板・溶接技術 FEATURE : High Performance Steel Plates, Welding Technology
（論文）
畑野 等＊
Hitoshi HATANO
中川 武＊＊
Takeshi NAKAGAWA
杉野 毅＊＊
Takeshi SUGINO
原 則行＊＊＊
Noriyuki HARA
Interpass Temperature
(℃)
Heat Input
(kJ/mm)
Speed
(mm/min)
Voltage
(V)
Current
(A)
150 23～24 120 1.7 90～110
表1 溶接条件
Welding conditions
図1 開先形状および積層方法
Geometry of weld metals produced
20mm
16mm
20°��
Spectrometer, 以下EDX という）により溶接金属中の酸
化物を同定した。また，溶接金属中のB の挙動を調査す
るために，電解抽出残渣および二次イオン質量分析法
（Secondary Ion Mass Speetrometry, 以下SIMS という）
を用いた。 変態挙動の調査には全自動変態記録測定装
置Formastor-EDP（富士電波工機製）を用いた。本研究
では加熱条件を1,350℃×5s とし，冷却速度は実際の溶
接金属の冷却速度範囲を含むように1～90℃/s とした。
なお，本研究で供試材とした溶接金属の溶接時の冷却速
度は，Rosenthal 式から540℃ で約18℃/s と推定された。
2．実験結果
2．1 溶接金属の引張強度
溶接金属の引張強度を表 3 に示す。溶接金属（A），Ti
添加溶接金属（B）およびTi, B 添加溶接金属（C）とも
に，引張強度は860～880MPa の範囲であり，Ti 添加お
よびTi, B 添加により引張強度は大きくは変化しない。
2．2 溶接金属組織に及ぼすTi およびTi, B の影響
溶接金属の光学顕微鏡による組織観察結果を図2 に示
す。溶接金属（A）ではラス状組織が発達しているのに対
し，Ti 添加溶接金属（B）は，針状で非常に微細な組織
となっている。また，Ti, B 添加溶接金属（C）は溶接金
属（A）と同様にラス状組織となっているが，溶接金属
（A）よりもラス状がやや発達しており，Ti 添加および
Ti, B 添加により溶接金属組織が著しく変化しているこ
とがわかる。
溶接金属の下部組織をTEM により観察した結果を図
3（a）～（c）に示す。いずれの溶接金属も，ラス組織間に
フィルム状や塊状のMA（Martensite-Austenite constituent）
と推定される第2 相組織が存在したことから，マトリッ
クス組織は上部ベイナイトであり，TEM で観察される
ラス組織はベイニティックフェライトである。溶接金属
（A）はラス組織が束状になっており，γ粒界から核生
成した典型的なベイナイト組織となっているのに対し，
Ti 添加溶接金属（B）は，酸化物からベイニティックフ
ェライトが生成した粒内核生成型のベイナイト組織とな
っている。一方，Ti, B 添加溶接金属（C）は，溶接金属
（A）と同様に，ラス組織が束状になったベイナイト組
織となっている。
以上の結果から，Ti 添加によりラス状組織から針状で
非常に微細な組織へと変化し，Ti と同時にB を添加した
場合は，再度，ラス状の組織に変化することが明らかと
なった。
2．3 酸化物に及ぼすTi およびTi, B の影響
溶接金属中の酸化物についてTEM-EDX により分析し
た結果を，図3（d）～（f）に示す。溶接金属（A）では，Si
およびMn 主体の酸化物であるのに対し，Ti 添加溶接金
属（B）では，Ti, Mn およびSi を主体とする酸化物に変
化している。また，Ti, B 添加溶接金属（C）においても
Ti, Mn 主体の酸化物が生成している。Ti, B 添加溶接金
属（C）の方が，Ti 添加溶接金属（B）に比べ酸化物中
のTi 割合が若干多くなっている。
図4 に，Ti 添加溶接金属（B）およびTi, B 添加溶接
金属（C）の電解抽出した残渣についてのX 線回折測定
結果を示す。Ti 添加溶接金属（B）に存在した酸化物は
Mn2TiO4 が主であるが，Ti, B 添加溶接金属（C）ではTiO
が主となっている。B 添加により酸化物がMn2TiO4 から
TiO へと，Ti 割合がより大きい酸化物へと変化したと考
えられ，TEM-EDX の結果と対応している。
2．4 B の存在形態と存在位置の調査
Ti, B 添加溶接金属（C）について，電解抽出法により
B の存在状態を調査した結果を表 4 に示す。全B 量の半
分が固溶していることから，変態前には17ppm 以上のB
が固溶していたものと考えられる。図5 にSIMS により
B の存在位置を調査した結果を，測定位置での光学顕微
鏡組織とともに示す。酸化物はTi, Mn 主体であること
神戸製鋼技報/Vol. 58 No. 1（Apr. 2008） 19
Chemical composition (mass％)
Weld metal
C Si Mn P S Ni Mo Ti B O N
A (Ti free) 0.041 0.58 1.77 0.004 0.003 2.71 0.78 0 ＜0.0002 0.026 0.0120
B (Ti bearing) 0.040 0.52 1.73 0.004 0.003 2.78 0.79 0.013 ＜0.0002 0.022 0.0150
C (Ti, B bearing) 0.039 0.64 1.84 0.004 0.003 2.83 0.82 0.016 0.0034 0.022 0.0096
表2 供試溶接金属の化学成分
Chemical compositions of weld metals examined
Weld metal YS (MPa) TS (MPa) El. (％)
A (Ti free) 729 869 22
B (Ti bearing) 727 863 23
C (Ti, B bearing) 793 877 24
表3 溶接金属の引張特性
Tensile properties of weld metals
図2 溶接金属のミクロ組織
Microstructures of weld metals
A (Ti free) B (Ti bearing)
C (Ti, B bearing) 25μm
からTi, Mn についても同時に調査し，酸化物の位置と対
応させた。その結果，B はTi, Mn と同一の位置に存在す
ることが確認できた。このことから，ほとんどのB は酸
化物に取込まれている13）か，酸化物の周囲に析出また
は偏析14）しているものと考えられる。一般にB は旧γ
粒界に偏析することが知られているが，SIMS の結果か
らは旧γ粒界のB を検出できなかった。これは，SIMS
の空間分解能が1μm2 と大きいために，γ粒界でのB の
偏析がSIMS の検出限界以下となってしまったためと考
えられる。
2．5 連続冷却変態特性に及ぼすTi およびTi, B の影響
オーステナイト化温度1,350℃で5sec 保持後に測定し
た各溶接金属の連続冷却変態（Continuous Cooling
Transformation, 以下CCT という）線図を図6 に示す。ま
た，冷却速度25℃/s で冷却後の光学顕微鏡による組織を
図7 に示す。変態開始温度は10％変態終了温度とした。
図7 から，Ti 添加溶接金属（B）は針状の微細な組織，
溶接金属（A）とTi, B 添加溶接金属（C）はラス状の粗
大な組織となっていて，CCT 前と同様な組織となってい
る。このことから，25℃/s で冷却することにより溶接
金属の変態を再現できていると考えられる。
図6 から，Ms 点と考えられる90℃/s での変態開始温
20 KOBE STEEL ENGINEERING REPORTS/Vol. 58 No. 1（Apr. 2008）
図3 溶接金属のTEM 像および酸化物のEDX 結果
(a) 溶接金属A のTEM 像, (b) 溶接金属B のTEM 像, (c) 溶接金属C のTEM 像,
(d) 溶接金属A 中の酸化物のEDX 結果, (e) 溶接金属B 中の酸化物のEDX 結果, (f) 溶接金属C 中の酸化物のEDX 結果
TEM images of weld metals and EDX results of oxides in weld metals
(a) TEM image of weld metal A, (b) TEM image of weld metal B, (c) TEM image of weld metal C,
(d) EDX of the oxide in weld metal A, (e) EDX of the oxide in weld metal B, (f) EDX of the oxide in weld metal C
500nm
O
Si Mn Ti Mn
O
Mn
Ti
Mn
Si
Al
O Si
Mn
Ti
Si
Mn
Al Ti
S Ca Fe Cu Al Si S Fe Si S Fe
(d) A (Ti free) (e) B (Ti bearing) (f) C (Ti, B bearing)
(a) A (Ti free) (b) B (Ti bearing) (c) C (Ti, B bearing)
0.0 2.0 4.0 6.0 8.0 0.0 2.0 4.0 6.0 8.0 0.0 2.0 4.0 6.0 8.0
図4 溶接金属中の酸化物の構造に与えるB の影響（X 線回折測定結果）
Effect of B on structure of oxide in weld metal (result of X-ray analysis)
Mn2TiO4��
MnS��
(FeMn)2SiO4��
CaSiO3��
TiO
C (Ti, B bearing)
B (Ti bearing)
Intensity
10 20 30 40 50 60
2θ / degree
Total
boron (ppm)
Free
boron (ppm)
Boron as
Weld metal precipitation (ppm)
C (Ti, B bearing) 17 17 34
表4 溶接金属C における析出B 量
Boron content as precipitation in weld metal C
度はいずれの溶接金属も同一であるが，本研究の溶接条
件における冷却速度（18℃/s）では，それぞれの溶接金
属で変態温度が変化している。すなわち，溶接金属（A）
に対し，Ti 添加溶接金属（B）は約40℃ 変態開始温度が
高くなっている。また，Ti, B 添加溶接金属（C）はTi 添
加溶接金属（B）に対し，20℃ 程度変態開始温度が低下
している。このことから，Ti 添加は変態温度を上昇さ
せ，B 添加は変態温度を低下させているといえる。
3．考察
本研究の結果から，Ti 添加によりラス状組織から針状
で非常に微細な組織へと変化すること，また，Ti と同時
にB を添加した場合は，再度，ラス状の組織に変化する
ことが明らかとなった。これらの組織変化について考察
する。
ラス状組織から針状組織への変化は，Ti 添加によりSi-
Mn 系酸化物がTi-Mn-Si を主体とするTi 系酸化物に変化
することで，酸化物からのベイニティックフェライトの
核生成が促進されたことによるものと考えられる。フェ
ライト／パーライト組織が主体である590MPa 級以下の
溶接金属に関しては，Ti 添加による組織変化について多
く研究されてきており，フェライトの核生成サイトとな
るTi 系酸化物が形成されることで，粒内針状フェライト
の生成が促進されることが明らかとなっている8）～12）。
Si-Mn 系酸化物はフェライトの核生成能が低いため，粒
界のみしかフェライトが生成できないが，Ti 系酸化物は
粒界と同程度の核生成能があるため，粒内フェライトが
多く生成する。本研究の溶接金属は，ベイニティックフ
ェライト組織が主体であるが，ベイニティックフェライ
トの核生成頻度の支配因子は，α/γ界面エネルギー，
ひずみエネルギーおよびフェライトの核生成の駆動力で
あり15），基本的にはフェライトと同一である。このこと
から，核生成サイトになる要件もフェライトの場合と同
一と考えられ，Ti 系酸化物はベイニティックフェライト
の核生成も促進すると推察できる。粒内からの核生成が
促進されていることは，CCT の結果からも裏付けられ
る。図6 から，溶接金属（A）に対しTi 添加溶接金属
（B）では変態温度が40℃ 高まっている。一方，溶接金
神戸製鋼技報/Vol. 58 No. 1（Apr. 2008） 21
図5 溶接金属C におけるB, Ti, Mn の分散（SIMS 測定結果）
B, Ti and Mn distribution in weld metal C (result of SIMS analysis)
1,000
��bo��undary 100
Mn Ti
B
Optical microstructure
Secondary ion counts��
2,000��
1,000��
500
2,000��
1,000��
500
Secondary ion counts Secondary ion counts
30μm
図7 冷却速度25℃/s－連続冷却変態後の溶接金属のミクロ組織
Microstructures of weld metals after continuous cooling
transformation at cooling rate of 25℃/s
A (Ti free) B (Ti bearing)
C (Ti, B bearing)
25μm
図6 CCT 線図に与えるTi, B の影響（10％変態完了曲線）
Effect of Ti and B on CCT diagram (10％ transformation curve)
800��
700��
600��
500��
400
1 10 100 1,000
Temperature (℃)
Time from 800℃ (s)
A (Ti free)��
B (Ti bearing)��
C (Ti, B bearing)
18℃/s
属（A）は粒界から生成したベイニティックフェライトが
主体であるのに対し，Ti 添加溶接金属（B）は粒内から
核生成したベイニティックフェライトが主体であること
から，Ti 系酸化物から核生成したベイニティックフェラ
イトは，粒界から生成したベイニティックフェライトよ
りも高温で変態開始するといえる。すなわち，Ti 系酸化
物は粒界よりもベイニティックフェライトの核生成能が
高いと考えられる。
一方，B 添加によるマトリックス組織のラス状化に関
しては，フリーB が酸化物周囲に偏析することにより，
Ti 系酸化物のベイニティックフェライトの核生成能を
抑制したためと考えられる。B がマトリックス組織に与
える影響に関しては，（a）B が酸化物を変化させること
で与える影響，（b）B の析出物として与える影響，（c）
フリーB として与える影響，の3 つが考えられる。まず，
（a）酸化物を変化させることで与える影響について考
察する。B 添加により酸化物がMn2TiO4 からTiO に変化
しているが，ベイニティックフェライトの核生成能につ
いて森らは，TiO がα-Fe との結晶整合性がよいことか
ら，粒内針状フェライトの核生成を促進するとしてい
る8）が，濱田らは，M3O4 型のスピネル型酸化物がα-Fe
との結晶整合性がよく，粒内針状フェライトの核生成を
促進すると報告しており10），いずれも，核生成能として
は大きな差はないものと考えられる。このことから，酸
化物の変化によりマトリックス組織が変化したとは考え
難い。次に，（b）B が析出物として与える影響には，B
はBN, Fe2（3 CB）6 などを形成することが知られている
が，いずれもフェライトの核生成を促進すると報告され
ている16），17）。CCT の結果から，B 添加により変態が抑制
されていることから，B の析出物による影響とは考えら
れない。一方，（c） フリーB として与える影響に関して
は，フリーB はγ粒界に偏析し，界面エネルギーを低減
させることで拡散型変態を抑制することが知られてい
る。ベイニティックフェライトの変態に対しても，フリ
ーB が変態を抑制することが報告されている18）。また，
溶接金属中のB は，酸化物の周囲にフリーB として存在
することが報告されている14）。本研究においては，図5
からB はTi 系酸化物の周囲に存在すること，図6 のCCT
から変態を抑制していることが明らかとなった。これら
のことから，ベイナイト主体の溶接金属においては，B
添加によりフリーB がTi 系酸化物の周囲に偏析するこ
とでTi 系酸化物とγとの界面エネルギーを低下させ，粒
内ベイナイトの核生成を抑制していると推察できる。一
方，γ粒界においてもB の偏析によりベイニティックフ
ェライトの核生成が，ある程度は抑制されていると考え
られる。図5 のSIMS の結果からはγ粒界へのB の偏析
は認められなかったものの，SIMS で検出できない程度
のB の偏析は生じていると考えられる。しかし，Ti 系酸
化物の周囲に対してγ粒界に偏析するB の密度が低い，
あるいは，B による核生成の抑制量がTi 系酸化物の方が
大きいなどの理由により，γ粒界よりもTi 系酸化物のベ
イニティックフェライトの核生成が大きく抑制されたた
め，γ粒界から核生成したベイニティックフェライト主
体の組織となったものと考えられる。
590MPa 級以下の溶接金属に関しては，B はTi との組
合わせにより，粒内フェライトの生成を促進することが
知られており11），本研究の粒内ベイナイトにおける場合
とは異なる。これは，590MPa 級以下においては粒内フ
ェライトよりも変態温度の高い粒界フェライトをフリー
B が抑制することで粒内フェライトの生成を促進してい
るのに対し，ベイナイト主体の溶接金属では，粒内ベイ
ナイトが最も変態温度が高いために，フリーB は粒内ベ
イナイトの変態を抑制するものと考えられる。
上記の溶接金属組織に及ぼすTi およびB の影響のメ
カニズムの考察を図8 に示した。ベイナイト／マルテン
サイト組織主体の溶接金属においては，Ti フリーの場合
はγ粒界からラス状のベイナイト組織が形成されるが，
Ti 添加によりTi 系酸化物が生成し，Ti 系酸化物がベイナ
イトの核生成サイトとなることで粒内ベイナイトが多数
生成し，微細な組織となる。また，Ti 添加溶接金属にさ
らにB を添加すると，Ti 系酸化物の周囲にフリーB が偏
析し，界面エネルギーを低下させることでTi 系酸化物か
らのベイナイトの生成が抑制され，γ粒界からラス状ベ
イナイトが再度形成されるようになると考えられた。
むすび＝ベイナイト／マルテンサイト組織を主体とする
780MPa 級高強度鋼溶接金属の組織に及ぼすTi, B の影響
について調査し，フェライト／パーライト組織が主体で
ある590MPa 級以下の溶接金属の場合と比較した。Ti 添
加は780MPa 級鋼においても粒内ベイナイトの生成によ
る組織微細化を促進するが，B は逆に組織を粗大化させ
ることが明らかとなった。これらのTi, B の組織形成に
与える影響は，Ti 系酸化物によるフェライト，ベイナイ
トの核生成促進効果とフリーB による核生成抑制効果か
ら説明することができた。これらの結果は，ベイナイト
／マルテンサイト組織を主体とする高強度溶接金属にお
ける組織微細化指針に対する基礎的な知見となるだけで
なく，フェライト／ パーライト組織が主体である
22 KOBE STEEL ENGINEERING REPORTS/Vol. 58 No. 1（Apr. 2008）
図8 Ti, B による組織変化のメカニズムを説明した模式図
Schematic illustration showing microstructure change
mechanism by Ti and B bearing
S i-Mn oxide
Ti oxide
Ti oxide
Ti free Ti bearing
Ti, B bearing
free B
590MPa 級以下の溶接金属における一層の組織微細化，
高靭化に対しても貢献できるものと考えられる。本研究
結果が溶接金属の高靭化のための基礎的知見となり，鋼
構造物のパフォーマンスを一層高めることに貢献できる
ことを切に願う。
参 考 文 献
1 ） 日本鋼構造協会編：高張力鋼（780N/mm2 級鋼）の建築構
造物への適用（1998）, p.48.
2 ） 日本鋼構造協会編：高張力鋼（780N/mm2 級鋼）の建築構
造物への適用（1998）, p.26.
3 ） 日本鋼構造協会編：高張力鋼（780N/mm2 級鋼）の建築構
造物への適用（1998）, p.167.
4 ） H. Hatano：Tetsu-to-hagane, 90（2004）,271.
5 ） Y. Okamura, et al.：Steel Constr. Eng., 1（1994）, 53.
6 ） H. Honma et al.：J. Jpn. Weld. Soc., 52（1983）, 218.
7 ） N. Hara：Expected Materials for the Future, 2（2002）, 36.
8 ） N. Mori et al.：J. Jpn. Weld. Soc., 50（1981）, 174.
9 ） N. Mori et al.：J. Jpn. Weld. Soc., 50（1981）, 786.
10） M. Hamada et al.：Preprints of the National Meeting of J. W.
S., 59（1996）, 408.
11） Z. Si, Z. WANG, P. Liu, D. Yu and L. Liu：Chin. J. Met. Sci.
Technol., 8（1992）, 294.
12） G. M. Evans：Weld. J., 72（1993）, 123.S.
13） K. Yamamoto et al.：Tetsu-to-hagane, 79（1993）, 1169.
14） K. Yamashita et al.：Proc. of 7th Int. Symp. JWS 2001 Kobe
（2001）, 737.
15） H. K. D. H. Bhadeshia：BAINITE IN STEELS Ⅱ，IOM
Communications LTD, London,（2001）, 135.
16） T. Funakoshi et al.：Tetsu-to-hagane, 63（1977）, 303.
17） Y. Ohno, et al.：Tetsu-to-hagane, 73（1987）, 1010.
18） H. Hatano：Tetsu-to-hagane, 89（2003）, 362.
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