(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％を含有し、さらに、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後、最終のＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加する際の溶存酸素量が０．１〜５０ppmになるように、Ｔｉ添加後、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加するか、あるいはＴｉ添加とＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上とを同時に添加し、さらに平衡状態になった状態で再度Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加するというサイクルを２重ないしは３重に繰り返して溶製し、連続鋳造して得られた鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延した後、自然冷却し、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上と、Ｏ、Ｓの一方もしくは両方を含み、粒子径０．００５〜０．５μmである粒子が、１mm２当たり１００００個以上分散している鋼を得ることを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項２】
質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜５％、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１％、
Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００５％のうち１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項１に記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項３】
鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、自然冷却することを特徴とする請求項１または２に記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項４】
鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で６００℃以下まで冷却することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項５】
鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で６００℃以下まで冷却し、引き続いて３００℃〜Ａｃ１点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、橋梁、造船、海洋構造物、ラインパイプ、建設機械などの溶接構造物として広く利用可能な、４９０ＭＰａ級をはじめとする溶接構造物用鋼に関わり、さらに詳しくは母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた溶接構造物用鋼及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築、橋梁、造船、海洋構造物など溶接構造物の脆性破壊防止の観点から、母材の靭性だけでなく、溶接部からの脆性破壊の発生抑制すなわち、使用される鋼板のＨＡＺ靱性の向上に関する研究が数多く報告されてきた。一般に、母材靭性の確保のためには最終のフェライト粒径を小さくすることが肝要であり、必要靭性レベルにより普通圧延、制御圧延、さらには制御圧延＋加速冷却が利用されてきた。その基本はＡｌＮやＴｉＮなどの高温で安定な窒化物を用いて、母材の加熱γ粒径を微細化した上で、さらに圧延によりオーステナイト中にフェライトの核生成サイトを多数導入し、最終フェライト粒径を微細にすることにある。したがって、このような母材の製造方法では、当然ながら窒化物の種類により熱間圧延前の再加熱温度を変える必要が生じたり、加熱γ粒径の変動から最終のフェライト粒径にも変化が生じ、結果的に、母材靭性にバラツキが生じることがしばしば起こる。
【０００３】
一方、溶接部ＨＡＺ靭性も加熱γ粒径が入熱量によって異なることから、要求靭性値が高いほどその値を小さくする必要があるにも関わらず、近年では加熱γ粒径が大きくなる条件、すなわち溶接施工能率の向上の観点から、大入熱溶接（およそ２０kJ／mm以下）や超大入熱溶接（２０〜１５０kJ／mm）が実施される場合が増加している。大入熱溶接と超大入熱溶接の鋼板への影響の差異は、高温での滞留時間の差異に起因しており、特に超大入熱溶接ではその時間が極めて長時間であるために、結晶粒径が著しく粗大化する領域が広く、靱性の低下が著しくなる。
【０００４】
以上のような母材靭性のバラツキと溶接部ＨＡＺ靭性の入熱依存性の問題点を回避する抜本的な方法として、母材組織および溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径を同一のピニング粒子によって制御し、両者の高温での粒成長を顕著に抑制することが考えられる。これが実現できた場合は、母材靭性の安定性はもとより入熱が大きくなった場合にも溶接部ＨＡＺ靱性を十分に向上させることができる。また、母材の加熱γ粒径が著しく微細になる場合には、従来の制御圧延や加速冷却を用いることなく普通圧延でも同程度のフェライト粒径と母材靭性を付与できる可能性が出てくることから、本技術の確立は工業的価値が高い。
【０００５】
加熱γ粒径のピニング効果が最も期待できる粒子として、高温でも溶解しにくい酸化物や硫化物が考えられる。例えば、酸化物の導入方法としては鋼の溶製工程においてＴｉなどの脱酸元素を単独に添加する方法があるが、多くの場合に溶鋼保持中に酸化物の凝集合体がおこり粗大な酸化物の生成をもたらすことによりかえって鋼の清浄度を損ない靱性を低下させてしまうことが知られている。そのため、複合脱酸法などさまざまな工夫がなされているが、従来知られている方法では、高温での母材の加熱γ粒径、さらには溶接入熱が大きい場合の結晶粒粗大化を完全に阻止しうるほどの微細な酸化物を分散させることはできていない。また、硫化物についても同様である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、以上のような問題を解決し、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼およびその製造方法を提供することを課題とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、従来以上に酸化物や硫化物を微細分散させることを鋭意検討し、母材の加熱γ粒径を微細化し、同時に大入熱あるいは超大入熱溶接においても溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径も微細化し、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼を製造できることを見出し本発明に至ったもので、その要旨とするところは、以下の通りである。
【０００８】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後、最終のＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加する際の溶存酸素量が０．１〜５０ppmになるように、Ｔｉ添加後、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加するか、あるいはＴｉ添加とＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上とを同時に添加し、さらに平衡状態になった状態で再度Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加するというサイクルを２重ないしは３重に繰り返して溶製し、連続鋳造して得られた鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延した後、自然冷却し、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上と、Ｏ、Ｓの一方もしくは両方を含み、粒子径０．００５〜０．５μm である粒子が、１mm２当たり１００００個以上分散している鋼を得ることを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（２）質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜５％、Ｃｒ：０．０２〜１．５％、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％のうち１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする前記（１）に記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【０００９】
（３）鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、自然冷却することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（４）鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で６００℃以下まで冷却することを特徴とする前記（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（５）鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で６００℃以下まで冷却し、引き続いて３００℃〜Ａｃ１点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする前記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、従来から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることで、溶接熱影響部の靱性を向上させることが知られている。しかしながら、これら元素を含有する酸化物の分散を制御して、母材靭性および溶接部ＨＡＺ靱性を向上させる技術として用いた例はこれまで報告されていない。特開平１１−２９３３８２号公報に記載されているＭｇ添加方法は溶接部ＨＡＺ靭性向上策として溶接部ＨＡＺ組織微細化への適用のみを示している。
本発明者らは、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの強脱酸剤あるいは強力な硫化物生成能に着目し、これら元素の添加順序および量を制御することで、母材およびＨＡＺ組織の加熱γ粒径の微細化に効果を有する酸化物や硫化物の微細分散が期待できる余地があると考えた。
【００１１】
以下、本発明に関して詳細に説明する。
本発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶鋼中にＭｇを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調べた。その結果、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、Ｍｇ添加の順に添加した場合に、あるいはＴｉ添加とＭｇ添加を同時に行い、さらに平衡状態になった状態で再度Ｍｇを添加するというサイクルを２重ないしは３重に繰り返すことで、Ｍｇの酸化物や硫化物が極めて微細に、かつ高密度に生成されることを見出した。このＭｇ添加の効果はＣａやＲＥＭをＭｇの代わりに用いても同様に得られ、いずれの元素を添加した場合も添加元素を含む酸化物や硫化物が生成され、その粒子径は０．００５〜０．５μm 、粒子数は鋼中に１mm2 当たり１００００個以上であり、強力なピニング力を有していることが確認された。
【００１２】
ここにいう酸化物や硫化物は、酸化物あるいは硫化物として単独に存在するものばかりでなく、混合凝集したものや化合して酸硫化物として観察されるものも含めるものとし、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上と、Ｏ、Ｓの一方もしくは両方が検出され、上記粒径条件が満たされれば本発明も粒子とする。この粒子の観察は、粒径が大きなものではＥＰＭＡによっても可能であるが元素分析機能の付いた透過型電子顕微鏡の利用が好ましい。
【００１３】
本発明は上記の介在物の存在状態によって達成される母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性に優れた鋼材に関するものであり、加熱γ粒径の変化を極力抑えた画期的な技術である。
すなわち、本発明の特徴は、母材の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が再加熱温度によらず１００μm 以下であり、さらに溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が溶接入熱によらず１０〜２００μm であり、これらのミクロ組織を反映して、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼を提供できる点にある。しかも、本技術を用いれば再加熱温度によらず最終フェライト粒径が１〜５０μm に安定して作り込むことができる。
【００１４】
本発明におけるＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの添加方法であるが、既に述べたように、最初に、Ｓｉ、Ｍｎを添加後、まず、Ｔｉを添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、少量のＭｇ（Ｃａ，ＲＥＭでも同様、以下同じ）を徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＭｇを同時に添加した後に、最終段階で再度Ｍｇを添加する。最適なＭｇの添加量は、Ｔｉ添加後、溶鋼中に存在する酸素量などに依存するが、実験では、その時の酸素濃度はＴｉ添加量とＭｇ添加までの時間に依存し、ＴｉとＭｇ添加量を適正な範囲で制御すれば良い。なお、繰り返しの最終的なＭｇ添加時の溶存酸素量は０．１〜５０ppm 程度が適量である。最小の０．１ppm は微細なＭｇの酸化物や硫化物ができる最小の量であり、５０ppm を超えると粗大なＭｇ酸化物ができるようになり、ピニング力が弱くなることからこれを限度とした。
以下、本発明の成分の限定理由について述べる。
【００１５】
Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な下限として０．０１％以上の添加が必要であるが、０．２％を超える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の低下を招くので、その上限を０．２％とした。
【００１６】
Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％を超えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそれを上限とする。
【００１７】
Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性の確保に必要な元素であるが、２％を超えるとＨＡＺ靱性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２％とする。
【００１８】
Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０３％を超えて含有すると鋼材の母材だけでなくＨＡＺの靱性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０３％とした。
【００１９】
Ｓ：Ｓは０．０３％を超えて過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を阻害するが、その含有量が０．０００１％未満になると、粒内フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物生成量が著しく低下するために、０．０００１〜０．０３％をその範囲とする。
【００２０】
Ａｌ：Ａｌは通常脱酸剤として添加されるが、本発明においては、０．０５％超えて添加されるとＭｇ、Ｃａ，ＲＥＭの添加の効果を阻害するために、これを上限とする。また、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの酸化物を安定に生成するためには０．０００５％は必要であり、これを下限とした。
【００２１】
Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸剤として、さらには窒化物形成元素としてし結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５％にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．００３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜０．０５％とする。
【００２２】
Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であり、主に脱酸剤あるいは硫化物生成元素として添加されるが、０．０１％を超えて添加されると、粗大な酸化物や硫化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたらす。しかしながら、０．０００１％未満の添加では、ピニング粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待できなくなるため、その添加範囲を０．０００１〜０．０１％と限定する。
【００２３】
Ｃａ、ＲＥＭ：ＣａおよびＲＥＭは硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。さらに両元素はＭｇと同様な効果を有していることから、本発明の重要な元素群である。Ｃａ、ＲＥＭはともに０．０００１％未満では、以上の効果が得られないので下限値を０．０００１％にした。逆に、Ｃａの場合には０．０１％を、ＲＥＭの場合には０．０５％を超えるとＣａとＲＥＭの粗大酸化物個数が増加し、超微細な酸化物や硫化物の個数が低下するため、その上限をそれぞれ０．０１％と０．０５％とする。
【００２４】
なお、本発明においては、強度および靱性を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中で、１種または２種以上の元素を添加することができる。
【００２５】
Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果がなく、１．５％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を０．０５〜１．５％以下とする。
【００２６】
Ｎｉ：Ｎｉは、靱性および強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であるが、５％以上の添加では溶接性が低下するために、その上限を５％とする。
【００２７】
Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるために、０．０２％以上の添加が有効であるが、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、靱性を低下させる。従って、その上限を１．５％とする。
【００２８】
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要になるが、１．５％を超えた多量の添加は必要以上の強化とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その範囲を０．０２〜１．５％以下とする。
【００２９】
Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０１％以下の添加ではその効果がなく、０．１％を超える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．１％以下とする。
【００３０】
Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、０．２％を超える添加では、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．２％以下とする。
【００３１】
Ｚｒ、Ｔａ：ＺｒとＴａもＮｂと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、０．０５％を超える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．０５％以下とする。
【００３２】
Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の添加は、靱性の低下を招くために、その上限を０．００５％とする。
【００３３】
上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造などを経て再加熱、圧延、冷却処理を施される。この場合、以下の点を限定した。
熱間圧延・制御圧延ともに、鋼塊をオーステナイト化するためにＡｃ3 点以上の温度に加熱する必要がある。しかし、１３５０℃を超えて加熱すると、熱源コストの増大が生じることから、加熱温度は１３５０℃以下とした。
【００３４】
次いで、熱間圧延・制御圧延ともに、再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒径を小さくすることが必要である。また、制御圧延を用いて、強度上昇と靭性向上を図る場合には、さらに未再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒内に変形帯を導入し、フェライト変態核を導入することが有効である。未再結晶域での累積圧下率が４０％未満では変形帯が十分に形成されないので、未再結晶域で累積圧下率の下限値を４０％とした。しかし、累積圧下率が９０％を超えると、母材シャルピー試験の吸収エネルギーの低下が著しくなるために、上限を９０％にした。
【００３５】
自然放冷よりさらに強度を上昇させるためには加速冷却が必要である。しかしながら、冷却速度が１℃/sec未満では、十分な強度を得ることができない。逆に、冷却速度が６０℃/sec超ではベイナイト主体組織が生成するため母材の靭性が低下する。したがって、冷却速度を１〜６０℃/secに限定した。本発明においては、母材の強度を得るために変態が終了するまで加速冷却を継続する必要がある。このため、冷却停止温度の上限を６００℃とした。６００℃超の停止温度では変態が終了しないために、十分な強度が得られない。冷却停止温度の下限は、加速冷却の効果の点からは特に定めないが、室温を下回るような温度まで冷却する必要はない。
【００３６】
加速冷却後の焼戻し熱処理は回復による母材組織の靭性向上を目的としたものであるから、加熱温度は逆変態が生じない温度域であるＡｃ1 点以下でなければならない。回復は転位の消滅・合体により格子欠陥密度を減少させるものであり、これを実現するためには３００℃以上に加熱することが必要である。このため、加熱温度の下限を３００℃とした。上限は変態点以下であるため、Ａｃ1 を上限とした。
【００３７】
【実施例】
次に、本発明の実施例について述べる。
表１の化学成分を有する鋼塊を表２に示す熱間圧延および熱処理を行い鋼板とした後、母材靭性と溶接入熱が５０kJ／mmの超大入熱溶接を付与し、旧γ粒径を測定するとともに、ＨＡＺ靭性を評価した。靭性はそれぞれ母材が−８０℃、溶接部ＨＡＺ靭性が−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーにより評価した。
【００３８】
鋼１〜２２は本発明の例を示す。表２から明らかなように、本発明の鋼板は化学成分、製造条件、粒子数の各要件を満足しており、最終のフェライト粒径が５０μm 以下の微細組織を呈しており、これを反映して母材靭性は２００Ｊ以上ときわめて良好な値となっている。さらに、５０kJ／mmの超大入熱ＨＡＺ靭性もＨＡＺの加熱γ粒径が２００μm 以下となっていることから、ほぼ母材並みの高靭性を有していることがわかる。
【００３９】
それに対し、鋼２３〜３５は本発明方法から逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼２３、２４、２５、２６、２７、２９、３０、３３、３４、３５は基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の要件を超えて添加されている例であり（表１の下線を引いた成分が本発明の範囲を逸脱しているものである）、本発明の重要な部分である酸化物や硫化物の粒子数の要件は満たしているものの、靱性劣化要因となる元素が過剰に添加された事により、母材靭性の劣化および超大入熱ＨＡＺ靱性の劣化がいずれも助長されている。鋼２８、３１ではＡｌとＴｉが下限値より小さい場合に相当し、加熱γ粒径が母材、ＨＡＺで共に粗大化している。また、鋼３２はＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭが無添加であり、超大入熱のＨＡＺ靭性の劣化が大きい。以上の比較例ではいずれも母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性は低いレベルにあり、特にＨＡＺ靭性の劣化代が大きい。この点は入熱量が小さい場合も同様であった。なお、比較鋼の３３と３４に示すように、微細な酸化物が多く存在していることから粒径が小さいにも関わらず靱性劣化が大きくなっているのは過剰のＭｇあるいは不純物の酸素が多量に含まれていた事に起因しており、５μm 以上の粗大な粒子が増大したためである。
【００４０】
なお、表２における比較例３６と３７は本発明の１と２と化学成分が同じであるが、最終のＭｇ量を添加する際の溶存酸素が５０ppm を超えていた例であり、超微細な酸化物が生成されていないことから旧γ粒径の粗大化と顕著な靱性劣化が起きている。
【００４１】
【表１】
0004762450.tif 000002
【００４２】
【表２】
0004762450.tif 000003
【００４３】
【表３】
0004762450.tif 000004
【００４４】
【発明の効果】
本発明の化学成分および製造方法に限定し、Ｔｉ添加後にＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭを適切に添加、あるいはＴｉとＭｇの同時添加後にＭｇを適切に添加することで、母材の加熱γ粒径を微細化することができ、さらに溶接入熱に関わらずＨＡＺの加熱γ粒径も微細化することができ、この二つの効果により母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性の両者に優れた高強度溶接構造用鋼の製造が可能となる。その結果、建築、橋梁、造船、海洋構造物、ラインパイプ、建設機械などの溶接構造物のぜい性破壊に対する安全性が大幅に向上し、産業上の価値は極めて高いといえる。