(57)【要約】【課題】  溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製法を提供する。【解決手段】  Ｃ：０．０２〜０．２％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、を夫々含有し、且つ、Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｓ：０．００８％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む）、に夫々抑制した鋼材において、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材であって、鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＣａＯとＳｉＯ2が、ＣａＯ：１０％以上、および、ＳｉＯ2：１０％以上、を夫々満足する鋼材である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０２〜０．２％（「質量％」の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、
Ｎ  ：０．００２〜０．０１％、を夫々含有し、且つ、
Ｐ  ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ｓ  ：０．００８％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む）、
に夫々抑制した鋼材において、
更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材であって、
鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＣａＯとＳｉＯ2が、ＣａＯ：１０％以上、および、ＳｉＯ2：１０％以上、を夫々満足することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
【請求項２】
前記ＣａＯとＳｉＯ2の質量比［ＣａＯ／ＳｉＯ2］が、０．１〜３である請求項１に記載の鋼材。
【請求項３】
前記平均組成に占めるＡｌ2Ｏ3，ＭｎＯまたはＴｉＯ2が、
Ａｌ2Ｏ3  ：４０％以下（０％を含む）、
ＭｎＯ    ：５０％以下（０％を含む）、
ＴｉＯ2   ：４０％以下（０％を含む）、
のいずれかを満足するものである請求項１または２に記載の鋼材。
【請求項４】
前記鋼材中に、更に他の元素として、
Ｃｕ：０．０５〜２％、
Ｎｉ：０．０５〜３．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１％、および、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％、
のいずれか１種以上を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、溶鋼中の溶存酸素量を２０〜１００ｐｐｍの範囲に調整した後、Ｃａを添加し、次いでＳｉを添加することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などに使用される鋼材を溶接する際に、熱影響を受ける部位（以下、「溶接熱影響部」または「ＨＡＺ」と称する）での靭性を改善した鋼材およびその製法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
橋梁や高層建造物、船舶などに使用される鋼材に要求される特性は、近年益々厳しくなっており、良好な靭性が求められている。こうした鋼材は、一般的に溶接して接合されるが、特にＨＡＺは溶接時に熱影響を受けて靭性が劣化しやすいという問題がある。この靭性劣化は、溶接時の入熱が大きくなるほどＨＡＺの冷却速度が遅くなり、焼入性が低下して粗大な島状マルテンサイトを生成することが原因であると考えられている。従ってＨＡＺ靭性を改善するには、溶接時の入熱量を抑えればよい。他方、溶接作業効率を高めるには、例えば、エレクトロガスアーク溶接法やフラックス銅バッキング溶接法などの大入熱溶接法の採用が望まれる。
【０００３】
そこで、大入熱溶接法を採用した場合でもＨＡＺ靭性の劣化を抑制し得る鋼材も既に幾つか提案されている。例えば特許文献１には、鋼材中に微細なＴｉＮを分散再析出させることで、大入熱溶接を行なったときのＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えた鋼材が提案されている。しかし本発明者らが検討したところ、溶接金属が1400℃以上の高温になると、ＨＡＺのうち特に溶接金属に近接した部位（以下、「ボンド部」と称する場合がある）では、溶接時に受ける熱によってＴｉＮが固溶消失してしまい、母材の靭性を維持できないことが分かった。
【０００４】
他方、特許文献２には鋼成分を適正化すると共に、結晶粒の微細化によって高靭性化を達成する技術が提案されている。即ち、鋼中に適量のＣｕを含有させ、Ｃｕの析出硬化を利用することによって焼入性の劣化を抑制すると共に、Ｔｉ酸化物を核とする微細なアシキュラーフェライトの生成を促進し、その結果としてＨＡＺ組織を微細化して靭性を高めるものである。しかし鋼材を製造するに際し、Ｔｉ酸化物は溶鋼中で凝集し易いため、鋼材中に微細分散させるのが困難であり、そのためＨＡＺ靭性を充分に改善できない場合があった。
【０００５】
また特許文献３には、鋼材中にＡｌ−Ｍｎ系の酸化物粒子を分散させ、この酸化物粒子をＨＡＺでの粒内アシキュラーフェライトの核生成サイトとすることによってＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を高める技術が提案されている。しかしＡｌ−Ｍｎ系酸化物は溶鋼中で凝集しやすいため、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性に対しては充分に対応できる技術ではない。
【０００６】
ところで特許文献４には、小入熱溶接および中入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を改善する技術として、Ｃａ酸化物やＣａオキシサルファイドをアシキュラーフェライトの生成サイトとして利用することでＨＡＺ組織を微細化し、靭性を改善することが開示されている。しかしＣａ酸化物やＣａオキシサルファイドは、上記Ｔｉ酸化物と同様に溶鋼中で凝集し易いため、ＨＡＺ靭性を充分に向上できない場合があった。
【０００７】
さらに特許文献５には、鋼の材質向上対策として、溶鋼中での凝集性の低いＭｎＯ・ＳｉＯ2複合酸化物を分散させる技術が示されている。同文献によれば、この複合酸化物を核としてＭｎＳを析出させ、このＭｎＳをフェライト変態核としてオーステナイト粒内に微細なフェライトを生成させて組織を微細化し、靭性を高める技術が提案されている。しかしこの技術ではＭｎやＳｉは脱酸力が弱いため溶鋼中へ多量添加する必要があり、そのためＭｎＯ・ＳｉＯ2複合酸化物自体が粗大化してしまい、ＨＡＺ靭性を却って劣化させる。
【特許文献１】特公昭55-26164号公報（［特許請求の範囲］、第3頁参照）
【特許文献２】特公平7-57886号公報（［特許請求の範囲］、第3頁参照）
【特許文献３】特開平7-278736号公報（［特許請求の範囲］、［0023］〜［0029］参照）
【特許文献４】特開平5-287374号公報（［特許請求の範囲］、［0004］、［0006］参照）
【特許文献５】特開平3-287711号公報（［特許請求の範囲］、第2頁参照）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決することのできた溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材とは、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、を夫々含有し、且つ、Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｓ：０．００８％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む）、に夫々抑制した鋼材において、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材であって、鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＣａＯとＳｉＯ2が、ＣａＯ：１０％以上、および、ＳｉＯ2：１０％以上、を夫々満足する点に要旨を有する。
【００１０】
前記ＣａＯとＳｉＯ2の質量比［ＣａＯ／ＳｉＯ2］は、０．１〜３であることが好ましい。さらに、前記平均組成に占めるＡｌ2Ｏ3，ＭｎＯまたはＴｉＯ2は、Ａｌ2Ｏ3：４０％以下（０％を含む）、ＭｎＯ：５０％以下（０％を含む）、ＴｉＯ2：４０％以下（０％を含む）、のいずれかを満足することが好ましい。
【００１１】
前記鋼材中に、更に他の元素として、Ｃｕ：０．０５〜２％、Ｎｉ：０．０５〜３．５％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｖ：０．００５〜０．１％、および、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、のいずれか１種以上を含むものであれば鋼材の強度を高めることができるので一層好ましい。
【００１２】
上記鋼材を確実に製造できる本発明に係る方法とは、溶鋼中の溶存酸素量を２０〜１００ｐｐｍの範囲に調整した後、Ｃａを添加し、次いでＳｉを添加する点に要旨を有する。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製法を提供することができる。特に本発明の鋼材は、小〜中入熱溶接に限らず、大入熱溶接する際にも好適に用いることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
前述した様に、Ｔｉ酸化物等は溶鋼中で凝集し易く、そのためＨＡＺ靭性を改善できない場合があった。またＴｉＮを分散再析出させた鋼材では、溶接金属が1400℃以上の高温になるとボンド部に分散しているＴｉＮが固溶消失してしまい、ＨＡＺ靭性を改善できないことがあった。
【００１５】
そこで本発明者らは、鋼材を製造するに当たり、溶鋼中において凝集し難く、しかも溶接時に熱影響を受けて加熱された場合でも固溶消失しない酸化物系介在物を鋼材中に分散させてやれば、上記問題を解消できるのではないかと考え、様々な角度から検討してきた。その結果、鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＣａＯとＳｉＯ2が、ＣａＯ：10％以上、および、ＳｉＯ2：10％以上、を夫々満足するものは、上記課題を見事に解決し得ることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の作用効果について説明する。
【００１６】
本発明者らは、酸化物系介在物の平均組成に占めるＣａＯとＳｉＯ2が、ＣａＯ：10％以上、および、ＳｉＯ2：10％以上、を夫々満足する場合には、これらＣａＯとＳｉＯ2の存在に由来して低融点のＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物が生成し、これがＨＡＺ靭性の向上に顕著な効果を及ぼしているものと考えている。
【００１７】
即ち、酸化物系介在物の平均組成が好適な範囲を満たすものは、個々の酸化物系介在物の組成も上記好適な平均組成のものに近似したものとなり、溶鋼中では液状で存在する酸化物系介在物が大部分を占め、鋼材中に好適な酸化物系介在物が微細分散することが確認された。
【００１８】
つまり、本発明者らは、溶鋼中で凝集し難い酸化物系介在物としてＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物に注目した。そして、ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物のなかでも、ＣａＯ：10％以上とＳｉＯ2：10％以上を夫々含むものは、溶鋼中（溶製温度：約1500〜1600℃）では液状で存在し、凝集し難いことが判明した。一般に溶鋼中で液状の酸化物は、固体状の酸化物に比べて溶鋼と酸化物の間の界面エネルギーが小さいため、溶鋼中で凝集し難く粗大化しにくい。またＣａは、酸素との親和力が極めて強いため、少量の添加でしかも添加後はすみやかに溶鋼中の酸素と結合するため、酸化物自体が成長して粗大化することもない。ところが、ＣａＯ自体の融点は溶製温度より格段に高く、溶鋼中では固体状で存在するためＡｌ2Ｏ3やＴｉＯ2等と同様に溶鋼中で凝集し易い。
【００１９】
そこで本発明の鋼材を製造する際には、後述する様に、溶鋼へＣａを添加した後、次いでＳｉを添加することによって、溶鋼中では液状を呈するＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物を溶鋼中に生成させ、これを冷却することで微細な酸化物系介在物が分散した鋼材を得る。そして前記ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物を含む溶鋼を冷却すると、この酸化物は凝集することなく鋼材中に微細分散し、また酸化物は溶接時に加熱されても酸化物が鋼材中へ固溶消失することはないので、ＨＡＺに加えてボンド部における靭性劣化も防止できる。
【００２０】
本発明の鋼材では、鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＣａＯとＳｉＯ2が、ＣａＯ：10％以上、および、ＳｉＯ2：10％以上、を夫々満足することが重要である。ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物を溶鋼中で液状で存在させるには、ＣａＯ：10％以上、および、ＳｉＯ2：10％以上、を夫々含む必要があるからである。前記平均組成に占めるＣａＯが10％未満またはＳｉＯ2が10％未満では、ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物が溶鋼中で固体として存在し、酸化物が凝集して粗大化する。その結果、ＨＡＺ靭性を改善できない。好ましくは前記平均組成に占める比率を、ＣａＯ：15％以上、ＳｉＯ2：15％以上とするのがよい。
【００２１】
なお、前記平均組成に占めるＣａＯ量とＳｉＯ2量の上限は、ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物が溶鋼中で液状で存在する範囲であれば特に限定されないが、ＣａＯ含量が90％を超えるか、またはＳｉＯ2含量が90％を超えると、融点が高くなって溶鋼中で固体として存在するので、ＣａＯ含量は90％以下（より好ましくは70％以下、さらに好ましくは50％以下）、ＳｉＯ2含量は90％以下（より好ましくは70％以下、さらに好ましくは50％以下）に夫々抑えるのがよい。
【００２２】
酸化物系介在物の平均組成におけるＣａＯとＳｉＯ2の質量比［ＣａＯ／ＳｉＯ2］は、0.1〜3であるのが好ましい。ＣａＯとＳｉＯ2の質量比が0.1未満では、溶鋼中で凝集しやすいＳｉＯ2を生成し易く、一方、3を超えると融点の高いＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物の生成領域となるからである。ＣａＯとＳｉＯ2との比のより好ましい下限値は0.100であり、さらに好ましい下限値は0.7である。一方、ＣａＯとＳｉＯ2との比のより好ましい上限値は3.000であり、さらに好ましい上限値は2である。
【００２３】
上述した様に本発明の鋼材は、鋼材に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＣａＯとＳｉＯ2を、ＣａＯ：10％以上で、且つＳｉＯ2：10％以上とし、これによってＨＡＺ靭性を向上させているが、酸化物系介在物としては、ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物の他に、ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系酸化物やＣａＯ−ＳｉＯ2−ＭｎＯ系酸化物、ＣａＯ−ＳｉＯ2−ＴｉＯ2系酸化物などを鋼材中に含んでも良い。
【００２４】
即ち、本発明で対象とする鋼材の組成としては、ＭｎやＴｉ、必要によりＡｌなどを含んでいるので、溶鋼中ではＣａＯやＳｉＯ2以外にＭｎやＴｉ，Ａｌなどの酸化物も生成する。そのため、これらの酸化物もＣａＯやＳｉＯ2と結合する場合がある。このとき、ＣａＯおよびＳｉＯ2とＡｌ2Ｏ3が結合するとＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系酸化物、ＣａＯおよびＳｉＯ2とＭｎＯが結合するとＣａＯ−ＳｉＯ2−ＭｎＯ系酸化物、ＣａＯおよびＳｉＯ2とＴｉＯ2が結合するとＣａＯ−ＳｉＯ2−ＴｉＯ2系酸化物、が夫々生成する。
【００２５】
そして本発明の鋼材では、前記平均組成に占めるＡｌ2Ｏ3，ＭｎＯまたはＴｉＯ2が、Ａｌ2Ｏ3：40％以下（0％を含む）、ＭｎＯ：50％以下（0％を含む）、ＴｉＯ2：40％以下（0％を含む）、のいずれかを満足することが好ましい。
【００２６】
即ち、ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系酸化物に含まれるＡｌ2Ｏ3量を40％以下（0％を含む），ＣａＯ−ＳｉＯ2−ＭｎＯ系酸化物に含まれるＭｎＯ量を50％以下（0％を含む），ＣａＯ−ＳｉＯ2−ＴｉＯ2系酸化物に含まれるＴｉＯ2量を40％以下（0％を含む）とすることによって、酸化物系介在物の融点を低くでき、溶鋼中で液状で存在するからである。Ａｌ2Ｏ3含量のより好ましい上限は30％，ＭｎＯ含量のより好ましい上限は40％，ＴｉＯ2含量のより好ましい上限は30％である。
【００２７】
なお、例えば、ＣａＯおよびＳｉＯ2とＡｌ2Ｏ3およびＭｎＯが結合すると、ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ系酸化物となるが、このとき夫々の酸化物含量は、上記各範囲を満足すべきである。
【００２８】
鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成は、鋼材の断面をＥＰＭＡで観察して定量分析すればよい。ＥＰＭＡとは、電子線マイクロプローブＸ線分析計（Electron Probe X-ray Micro Analysis）である。ＥＰＭＡの観察条件は、例えば、加速電圧：20ｋＶ，試料電流：0.01μＡ，観察視野面積：1〜5ｃｍ2とし、特性Ｘ線の波長分散分光により介在物の中央部での組成を定量分析する。分析対象とする介在物の大きさは、最大径が5μｍ以上のものとし、分析個数は少なくとも100個とする。最大径が5μｍ未満の介在物は小さ過ぎ、正確な組成定量ができないため分析対象から除いた。
【００２９】
分析対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃａ，ＴｉおよびＯとし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておく。次いで、分析対象とする介在物から得られたＸ線強度と前記検量線から介在物に含まれる元素濃度を定量する。
【００３０】
分析対象とする介在物には、ＣａＯやＳｉＯ2などの単独酸化物も含まれるが、単独酸化物の生成量は複合酸化物（例えば、ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物等）の生成量に比べて少なく、これら単独酸化物が多少存在していても本発明の効果は損なわれないと考えている。なお、本発明の鋼材では、酸素含量が15％以上の介在物を酸化物系介在物とする。また鋼材に含まれる窒化物（例えば、ＴｉＮなど）や硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）などの介在物も分析対象となるが、酸素と結合していない介在物は、本発明の作用を発揮しないと考えられるので、平均組成の算出から除外する。
【００３１】
こうして個々の酸化物系介在物について得られた定量結果を平均したものを酸化物系介在物の平均組成として算出する。
【００３２】
次に、本発明の鋼材における成分組成について説明する。
【００３３】
本発明の鋼材は、必須成分として、Ｃ：0.02〜0.2％、Ｓｉ：0.02〜0.50％、Ｍｎ：0.5〜2％、Ｔｉ：0.005〜0.06％、Ｎ：0.002〜0.01％およびＣａ：0.0005〜0.005％、を夫々含有し、且つ、Ｐ：0.02％以下（0％を含む）、Ｓ：0.008％以下（0％を含む）およびＡｌ：0.01％以下（0％を含む）、に夫々抑制したものである。以下、これらの範囲を定めた理由を説明する。
【００３４】
Ｃ：0.02〜0.2％
Ｃは、鋼材の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、この効果を有効に発揮させるには、0.02％以上含有させる必要があり、好ましくは0.03％以上含有させるのがよい。しかし、Ｃ含量が0.2％を超えるとＨＡＺに島状マルテンサイトを多く生成し、ＨＡＺ靭性の劣化を招くばかりでなく、溶接性にも悪影響を及ぼすため0.2％以下に抑える必要がある。好ましくは0.15％以下とすることがより推奨される。
【００３５】
Ｓｉ：0.02〜0.5％
Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に鋼材の強度向上に寄与し、さらにＨＡＺ靭性の向上に必須となるＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物等を生成させるのに不可欠な元素である。これらの効果を発揮させるには、0.02％以上含有させるべきであり、好ましくは0.04％以上とするのがよい。しかし、Ｓｉ含量が0.5％を超えると、鋼材の溶接性や靭性が劣化するので、0.5％以下に抑える必要があり、好ましくは0.4％以下とするのがよい。
【００３６】
Ｍｎ：0.5〜2％
Ｍｎは、鋼材の強度向上に寄与する他、ＣａＯ−ＳｉＯ2−ＭｎＯ系酸化物を生成させてＨＡＺ靭性を向上させるうえでも重要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、0.5％以上含有させる必要があり、好ましくは0.7％以上含有させるのがよい。しかし、Ｍｎ含量が2％を超えると鋼材の溶接性を劣化させるので、2％以下に抑える必要がある。好ましくは1.8％以下とするのが望ましい。
【００３７】
Ｔｉ：0.005〜0.06％
Ｔｉは、鋼材組織中にＴｉＮとして析出することで、溶接時の加熱によって生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性を向上させる有用な元素である。また、ＣａＯ−ＳｉＯ2−ＴｉＯ2系酸化物を生成することによってもＨＡＺ靭性の向上に寄与する。これらの効果を有効に発揮させるには、0.005％以上含有させねばならない。好ましくは0.007％以上含有させるのがよい。しかしＴｉ含量が0.06％を超えるとＴｉＣが析出して鋼材の靭性を劣化させるので、Ｔｉ含量は0.06％以下に抑えるべきである。好ましくは0.05％以下とするのがよい。
【００３８】
Ｎ：0.002〜0.01％
Ｎは、Ｔｉと結合して鋼材中にＴｉＮを析出し、溶接時にＨＡＺに生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性を向上させる元素である。この効果を有効に発揮させるには、0.002％以上含有させねばならない。Ｎ含量が多いほどオーステナイト粒の微細化は促進され、靭性向上に有効であるが、0.01％を超えると、固溶Ｎ量の増大により却って靭性が劣化する。従って、Ｎ含量は0.01％以下に抑える必要がある。好ましい下限値は0.003％であり、好ましい上限値は0.008％である。
【００３９】
Ｃａ：0.0005〜0.005％
Ｃａは、ＨＡＺ靭性の向上に必須となるＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物等を生成させるのに不可欠な元素である。この効果を有効に発揮させるには、0.0005％以上含有させるべきであり、好ましくは0.0008％以上とするのが望ましい。しかし、Ｃａ含量が0.005％を超えると溶鋼中で固体として存在する酸化物が生成し易くなり。従って、Ｃａ含有量は0.005％以下に抑える必要があり、好ましくは0.004％以下とするのがよい。
【００４０】
Ｐ：0.02％以下（0％を含む）
Ｐは、鋼材中の結晶粒界に偏析しやすい元素であり、この偏析により靭性を劣化させる。従って、Ｐ含量は0.02％以下に抑制する必要があり、好ましくは0.015％以下とすることが推奨される。
【００４１】
Ｓ：0.008％以下（0％を含む）
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物を生成し、鋼材の靭性や延性を劣化させる有害な元素である。またＳは、Ｃａと結合してＣａＳを生成し、所望のＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物等の生成を阻害する。そのため、Ｓ含量は0.008％以下に抑えるべきであり、好ましくは0.006％以下とする。
【００４２】
Ａｌ：0.01％以下（0％を含む）
Ａｌは、Ｓｉより脱酸力の強い元素であり、過剰に含有させるとＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系酸化物量が増大し、ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物、ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系酸化物、ＣａＯ−ＳｉＯ2−ＴｉＯ2系酸化物あるいはＣａＯ−ＳｉＯ2−ＭｎＯ系酸化物等の生成が阻害される。従って、Ａｌ含量は0.01％以下に抑える必要がある。好ましくは0.007％以下とするのがよい。
【００４３】
本発明の鋼材は、上記元素を必須成分として含有するもので、残部はＦｅおよび不可避不純物（例えば、ＭｇやＺｒ，Ａｓ，Ｓｅなど）であるが、更に他の元素として、鋼材の強度を高めるために、Ｃｕ：0.05〜2％、Ｎｉ：0.05〜3.5％、Ｃｒ：0.01〜1％、Ｍｏ：0.01〜1％、Ｎｂ：0.005〜0.06％、Ｖ：0.005〜0.1％、および、Ｂ：0.0003〜0.003％、のいずれか1種以上を含むことも有効であり、これらの範囲を定めた理由は次の通りである。
【００４４】
Ｃｕ：0.05〜2％
Ｃｕは、0.05％以上含有させることによって鋼材を固溶強化させることができる。また、0.6％以上含有させると時効析出強化も発揮し、大幅な強度向上が可能となる。しかし、2％を超えて含有させると、靭性を低下させる原因となる。そのためＣｕ含量は2％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは1.50％以下とすることが推奨される。
【００４５】
Ｎｉ：0.05〜3.5％
Ｎｉは、鋼材の強度を高めると共に、鋼材の靭性を向上させるのに有効な元素であり、この作用を有効に発揮させるには、0.05％以上含有させるのが好ましい。Ｎｉ含量は多いほど好ましいが、高価な元素であるため経済的観点から3.5％以下に抑えることを推奨する。より好ましくは3.0％以下とするのが望ましい。
【００４６】
Ｃｒ：0.01〜1％
強度を高めるにはＣｒを0.01％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは0.02％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｃｒ含量が1％を超えると溶接性が劣化するので、Ｃｒ含量は1％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは0.8％以下に抑制するのが望ましい。
【００４７】
Ｍｏ：0.01〜1％
強度を高めるにはＭｏを0.01％以上含有させるのが望ましい。より好ましくは0.02％以上含有させるのが推奨される。但し、含量が1％を超えると溶接性を悪化させるので、Ｍｏ含量は1％以下とするのが好ましい。より好ましくは0.8％以下に抑えるのが推奨される。
【００４８】
Ｎｂ：0.005〜0.06％
強度を高めるにはＮｂを0.005％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは0.006％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｎｂ含量が0.06％を超えるとＮｂＣが析出して母材の靭性を劣化させるので、Ｎｂ含量は0.06％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは0.05％以下に抑制するのが望ましい。
【００４９】
Ｖ：0.005〜0.1％
強度を高めるにはＶを0.005％以上含有させるのが望ましい。より好ましくは0.006％以上含有させるのが推奨される。しかし、Ｖ含量が0.1％を超えると溶接性を悪化させると共に、鋼材の靭性を劣化させるので、Ｖ含量は0.1％以下とするのが好ましい。より好ましくは0.08％以下に抑えるのが推奨される。
【００５０】
Ｂ：0.0003〜0.003％
Ｂは、鋼材の強度を高めると共に、溶接時に加熱されたＨＡＺが冷却される過程でＮと結合してＢＮを析出し、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進させる。これらの効果を有効に発揮させるには、0.0003％以上含有させるのが好ましい。しかし、含量が0.003％を超えると靭性を劣化させるので、Ｂ含量は0.003％以下とするのが好ましい。より好ましくは0.002％以下に抑制するのが望ましい。
【００５１】
次に、上記鋼材を確実に製造できる方法について説明する。
【００５２】
鋼材に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＣａＯとＳｉＯ2が、上記範囲を満足する様に制御するには、溶存酸素量を20〜100ｐｐｍの範囲に調整した溶鋼に、Ｃａを添加した後、次いでＳｉを添加することが重要である。
【００５３】
即ち、Ｃａ添加前の溶鋼中における溶存酸素量が20ｐｐｍ未満では、所定量のＣａＯ酸化物が生成しないので、溶存酸素量を20ｐｐｍ以上とした溶鋼へＣａを添加すべきである。好ましくは溶存酸素量を25ｐｐｍ以上に調整した溶鋼へＣａを添加するのが望ましい。しかし、Ｃａ添加前の溶存酸素量が100ｐｐｍを超えていると、溶鋼とＣａの反応が激しくなり、溶製作業上好ましくないばかりか、粗大なＣａＯが生成するので、Ｃａ添加時の溶存酸素量は100ｐｐｍ以下に調整する必要がある。好ましくは溶存酸素量を80ｐｐｍ以下に調整した溶鋼へＣａを添加することが推奨される。
【００５４】
溶存酸素量を上記範囲に調整した溶鋼へＣａを添加する理由は、Ｃａの脱酸力が、ＡｌやＴｉより劣るからである。即ち、上記範囲に溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＣａよりもＡｌやＴｉを先に添加すると、溶鋼中の酸素とＡｌやＴｉが結合してＡｌ2Ｏ3やＴｉＯ2などを生成する。ところが、これらの酸化物は結合力が強いので、これらの酸化物が生成した溶鋼中へＣａを添加しても複合酸化物は形成されない。そこで、本発明の鋼材を製造するに際しては、溶存酸素量を調整した溶鋼へ先ずＣａを添加し、ＣａＯを生成させる。
【００５５】
次に、ＣａＯを生成させた溶鋼中へＳｉを添加することでＣａＯ−ＳｉＯ2酸化物が形成される。そして、ＣａＯ−ＳｉＯ2酸化物が生成した溶鋼へＭｎやＴｉ，Ａｌなどを添加して成分調整してやれば、ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物の他に、ＣａＯ−ＳｉＯ2−ＭｎＯ系酸化物なども形成されるのである。
【００５６】
転炉や電気炉で一次精錬された溶鋼中の溶存酸素量は、通常100ｐｐｍを超えている。そこで、本発明の製法では、Ｃａを添加する前に、公知の方法を採用して溶鋼中の溶存酸素量を上記範囲に調整する必要がある。溶存酸素量を調整する方法としては、例えば、ＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて真空Ｃ脱酸する方法や、ＳｉやＴｉ，Ａｌなどの脱酸元素を添加する方法などが挙げられる。勿論これらの方法を組み合わせて溶存酸素量を調整しても良い。
【００５７】
また、ＲＨ式脱ガス精錬装置の代わりに、取鍋加熱式精錬装置や簡易式溶鋼処理設備などを用いて二次精錬しても良い。この場合、真空Ｃ脱酸による溶存酸素量の調整はできないので、溶存酸素量の調整にはＳｉ等の脱酸元素を添加する方法を採用すれば良い。Ｓｉ等の脱酸元素を添加する方法を採用するときは、転炉から取鍋へ出鋼する際に脱酸元素を添加しても構わない。
【００５８】
溶鋼へ添加するＣａは特に限定されず、例えば、純ＣａやＦｅ−Ｃａ合金，Ｎｉ−Ｃａ合金などを添加すればよい。一方、溶鋼へ添加するＳｉも特に限定されず、ＳｉやＦｅ−Ｓｉ合金やＦｅ−Ｓｉ−Ｍｎ合金など添加すればよい。
【００５９】
本発明の鋼材は、橋梁や高層建造物、船舶などの構造物の材料として使用でき、小〜中入熱溶接はもとより、大入熱溶接する際にも好適に用いることができる。
【実施例】
【００６０】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００６１】
溶銑を240トン転炉で一次精錬した後、転炉から取鍋へ出鋼し、取鍋にてＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて二次精錬した。二次精錬では、次に示すＡ〜Ｃのいずれかの手順で成分調整を行なった。
【００６２】
［手順］
Ａ：表１に示す脱酸方法で表１に示す溶存酸素量に調整した溶鋼へ、Ｃａを添加した後、Ｓｉを添加し、その後、他の元素を添加して成分調整する
Ｂ：表１に示す脱酸方法で脱酸した溶鋼へ、Ｃａ以外の元素を添加して成分調整した後、溶鋼中の溶存酸素量を計測し、最後にＣａを添加する
Ｃ：取鍋にてＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて二次精錬した後、Ａｌを添加し、その後、他の元素を添加して成分調整する。但し、溶存酸素量の調整は行なわない。
【００６３】
下記表１に成分調整の手順、脱酸方法およびＣａを添加する直前の溶存酸素量を夫々示す。また、成分調整した鋼材の成分組成を下記表２に示す。なお、下記表２中「−」は元素を添加していないことを示し、「0.0003質量％未満」は元素を添加したが定量限界以下であったことを夫々示している。
【００６４】
【表１】
2004315963.tif 000002
【００６５】
【表２】
2004315963.tif 000003
【００６６】
成分調整後の溶鋼を連続鋳造機でスラブに鋳造した後、該スラブからサンプルを切り出した。切り出されたサンプルの断面を島津製作所製ＥＰＭＡ−8705で観察し、最大径が5μｍ以上の介在物について成分組成を定量分析した。観察条件は、加速電圧：20ｋＶ，試料電流：0.01μＡ，観察視野面積：1〜5ｃｍ2，分析個数：100個，とし、特性Ｘ線の波長分散分光により介在物中央部での成分組成を定量分析した。分析対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃａ，ＴｉおよびＯとし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、次いで、前記介在物から得られたＸ線強度と前記検量線からその介在物の元素濃度を定量した。得られた定量結果のうち酸素含量が15％以上の介在物を酸化物系介在物とし、定量結果を平均したものを酸化物系介在物の平均組成とする。この平均組成を下記表３に示す。また、酸化物系介在物の平均組成に占めるＣａＯとＳｉＯ2の質量比［ＣａＯ／ＳｉＯ2］を算出して下記表３に併せて示す。
【００６７】
なお、平均組成を算出した個々の酸化物系介在物は、ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物やＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3系酸化物などが大半あったが、ＣａＯやＡｌ2Ｏ3，ＳｉＯ2などの単独酸化物も若干含まれていた。しかし、上記平均組成を算出する際には、ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物等と単独酸化物を区別せずに定量結果を平均している。
【００６８】
次に、溶接時に熱影響を受けるＨＡＺの靭性を評価するために、大入熱溶接を模擬して下記に示す溶接再現試験を行なった。
【００６９】
スラブから切り出したサンプル全体が1400℃になるように加熱し、この温度で5秒間保持した後、冷却した。冷却速度は、800℃から500℃への冷却時間が300秒となるように調整した。
【００７０】
冷却後のサンプルの衝撃特性を、Ｖノッチシャルピー試験で0℃における吸収エネルギー（ｖＥ0）を測定して評価した。ｖＥ0が150Ｊ以上のものを合格（ＨＡＺ靭性良好）とする。測定結果を表３に示す。
【００７１】
【表３】
2004315963.tif 000004
【００７２】
表２〜３から次のように考察できる。即ち、No.1〜9は、本発明の要件を満足する例であり、溶接熱影響部の靭性が良好な鋼材が得られている。一方、No.10〜18は、本発明のいずれかの要件を外れる例であり、溶接熱影響部の靭性が劣っている。