(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：０．０１〜０．２％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、を夫々含有すると共に、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、Ｌａおよび／またはＣｅ：合計で０．００１〜０．１％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Ｌａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量が５５％以上であり、且つ、前記平均組成に占めるＬａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量とＳｉＯ2の質量比［（Ｌａ2Ｏ3＋Ｃｅ2Ｏ3）／ＳｉＯ2］が、５．０〜１０５である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０１〜０．２％（「質量％」の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、
Ｎ  ：０．００２〜０．０１％、を夫々含有すると共に、
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、Ｌａおよび／またはＣｅ：合計で０．００１〜０．１％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Ｌａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量が５５％以上であり、且つ、
前記平均組成に占めるＬａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量とＳｉＯ2の質量比［（Ｌａ2Ｏ3＋Ｃｅ2Ｏ3）／ＳｉＯ2］が、５．０〜１０５であ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】
前記鋼材が、更に他の元素として、
Ｃｕ：０．０５〜２％、
Ｎｉ：０．０５〜３．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１％、および、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００５％、
のいずれか１種以上を含むものである請求項１に記載の鋼材。
【請求項３】
前記鋼材が、更に他の元素として、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含むと共に、
前記平均組成に占めるＣａＯ量が１０％以下である請求項１または２に記載の鋼材。
【請求項４】
請求項１または２に記載の鋼材を製造する方法であって、
溶存酸素量を０．００２０〜０．０１０％の範囲に調整した溶鋼に、Ｌａおよび／またはＣｅを添加した後、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。
【請求項５】
請求項３に記載の鋼材を製造する方法であって、
溶存酸素量を０．００２〜０．０１０％の範囲に調整した溶鋼に、
Ｌａおよび／またはＣｅ、並びにＣａを添加した後、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、とりわけ良好な靭性が求められている。これらの鋼材は、一般的に溶接接合されることが多いが、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、溶接時の入熱量が大きくなるほど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うえでは、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が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、結晶粒を微細化すること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補うと共に、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Ｔｉ酸化物は、鋼材を製造する際に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、鋼の材質向上対策として、溶鋼中で凝集し難いＭｎＯ・ＳｉＯ2系の複合酸化物を分散させる技術が示されている。同文献では、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ることによって組織を微細化し、靭性の向上を図っている。しかしこの技術ではＭｎやＳｉの脱酸力が弱いため溶鋼中へ多量添加しなければならず、そのためＭｎＯ・ＳｉＯ2系の複合酸化物が粗大化してしまい、ＨＡＺ靭性を却って劣化させる。
【０００７】
さらに特許文献５には、ＨＡＺ靭性を改善する技術として、希土類元素の酸化物や硫化物をオーステナイト粒の粗大化を抑制するためのピンニング粒子として利用し、ＨＡＺ組織を微細化して靭性を改善することが記載されている。しかし希土類元素の酸化物や硫化物は上記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。またこの技術では、希土類元素を添加する前にＡｌやＳｉを添加しているため、酸化物が溶鋼中で凝集し易かった。
【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3-287711号公報（［特許請求の範囲］、第2頁参照）
【特許文献５】特開2002-363687号公報（［特許請求の範囲］、［0009］、［0019］〜［0020］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、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００２〜０．０１％、を夫々含有すると共に、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、Ｌａおよび／またはＣｅ：合計で０．００１〜０．１％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Ｌａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量が５５％以上であり、且つ、前記平均組成に占めるＬａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量とＳｉＯ2の質量比［（Ｌａ2Ｏ3＋Ｃｅ2Ｏ3）／ＳｉＯ2］が、５．０〜１０５である点に要旨を有する。前記鋼材中には、更に他の元素として、Ｃｕ：０．０５〜２％、Ｎｉ：０．０５〜３．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｖ：０．００５〜０．１％、および、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、のいずれか１種以上を含むものであれば鋼材の強度を一層高めることができるので好ましい。また、前記鋼材中には、更に他の元素として、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含むものが好ましいが、この場合は前記平均組成に占めるＣａＯ量を１０％以下に抑制すべきである。
【００１０】
上記鋼材を確実に製造できる本発明に係る方法とは、溶存酸素量を０．００２０〜０．０１０％の範囲に調整した溶鋼に、Ｌａおよび／またはＣｅを添加した後、Ｓｉを添加する点に要旨を有する。但し、Ｃａを添加する場合は、溶存酸素量を０．００２０〜０．０１０％の範囲に調整した溶鋼に、Ｌａおよび／またはＣｅ、並びにＣａを添加した後、Ｓｉを添加する必要がある。
【発明の効果】
【００１１】
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た。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
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。
【００１３】
そこで本発明者らは、鋼材を製造する際に、溶鋼中で凝集し難く、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Ｌａ2Ｏ3および／またはＣｅ2Ｏ3の合計量が所定量以上であると共に、該平均組成におけるＬａ2Ｏ3および／またはＣｅ2Ｏ3の合計量とＳｉＯ2の質量比［（Ｌａ2Ｏ3＋Ｃｅ2Ｏ3）／ＳｉＯ2］が適切な範囲内にある鋼材は、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。
【００１４】
本発明の鋼材は、該鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＬａ2Ｏ3および／またはＣｅ2Ｏ3の合計量が55％以上であると共に、前記平均組成に占めるＬａ2Ｏ3および／またはＣｅ2Ｏ3の合計量とＳｉＯ2の質量比が5.0〜105であることが重要である。
【００１５】
本発明者らは、鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＬａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量と、該平均組成に占めるＬａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量とＳｉＯ2との質量比が夫々上記範囲を満足する場合は、Ｌａ2Ｏ3やＣｅ2Ｏ3，ＳｉＯ2の存在に由来して鋼材中に低融点のＬａ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物等が生成し、これらの複合酸化物がＨＡＺ靭性の向上に顕著な効果を及ぼすと考えている。
【００１６】
即ち、鋼材中に分散している酸化物系介在物の平均組成と該平均組成における組成比が好適範囲を満たす場合は、鋼材中に分散している個々の酸化物系介在物の組成も上記平均組成に近似していると考えられ、この組成を有する個々の酸化物系介在物は、溶鋼中では液状で存在すると考えられる。
【００１７】
ここで、Ｌａ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物が、溶鋼中（溶製温度：約1500〜1600℃）で液状で存在していると考えられる理由は、後記の実施例から明らかな様に、Ｌａ，Ｃｅ，ＣａおよびＳｉを添加した溶鋼を採取し、これを急冷して試験片を得、この試験片中に存在しているＬａとＣｅを含む酸化物系介在物の形状を電子顕微鏡で観察したところ、図１に図面代用写真として示す様に、観察される酸化物系介在物は略球状であることが判明したからである。つまり、略球状の酸化物系介在物は、溶鋼中で液体状で存在することを示唆する典型的な形状であるからである。
【００１８】
そして本発明者らは、溶鋼中では液状で存在する複合酸化物は凝集し難く、鋼材中に酸化物系介在物として微細分散すると考えている。溶鋼中に存在する液状の酸化物は、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一般的に小さいため溶鋼中で凝集し難く、粗大化しにくいからである。
【００１９】
またＬａやＣｅは、酸素との親和力が極めて強いため添加後はすみやかに溶鋼中の酸素と結合し、しかも少量の添加で迅速に脱酸できる。その結果、酸化物自体が成長して粗大化することもない。
【００２０】
但し、Ｌａ2Ｏ3自体やＣｅ2Ｏ3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、これらの酸化物は前述したＡｌ2Ｏ3やＴｉＯ2等と同様に溶鋼中で凝集し易い。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ＬａやＣｅを添加し、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Ｌａ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物等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。そしてこの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。
【００２１】
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Ｌａ2Ｏ3および／またはＣｅ2Ｏ3の合計量が55％以上であることが重要である。合計量が55％未満では、溶鋼中に固体状で存在する酸化物系介在物が多くなり、この酸化物が溶鋼中で互いに凝集して粗大化するため、ＨＡＺ靭性を改善できない。好ましくは前記合計量を70％以上とするのがよい。なお、後述する様に、溶鋼にＬａまたはＣｅの何れか一方を添加する場合は、鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＬａ2Ｏ3またはＣｅ2Ｏ3の含量が55％以上であればよい。
【００２２】
本発明の鋼材では、酸化物系介在物の平均組成に占めるＬａ2Ｏ3および／またはＣｅ2Ｏ3の合計量とＳｉＯ2の質量比が、5.0〜105である必要がある。この質量比が5.0未満では、溶鋼中で凝集しやすいＳｉＯ2が多く生成していると考えられ、一方、この質量比が105を超えると融点の高いＬａ2Ｏ3単独の酸化物やＣｅ2Ｏ3単独の酸化物を多く生成していると考えられるからである。前記質量比のより好ましい下限値は10であり、上限値は85である。なお、Ｃｅ2Ｏ3を含まずＬａ2Ｏ3のみを含む場合は、Ｌａ2Ｏ3とＳｉＯ2の質量比が、Ｌａ2Ｏ3を含まずＣｅ2Ｏ3のみを含む場合は、Ｃｅ2Ｏ3とＳｉＯ2の質量比が、上記範囲を満足すればよい。
【００２３】
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Ｌａ2Ｏ3やＣｅ2Ｏ3，ＳｉＯ2以外にＭｎやＴｉ，Ａｌなどの酸化物も生成するが、これらの酸化物が若干生成していても上記要件を満足していれば、本発明の効果を損なわないことを本発明者らは確認している。
【００２４】
次に、本発明の鋼材における成分組成について説明する。
【００２５】
本発明の鋼材は、必須成分として、Ｃ：0.01〜0.2％、Ｓｉ：0.05〜0.5％、Ｍｎ：0.5〜2.5％、Ｔｉ：0.005〜0.06％およびＮ：0.002〜0.01％、を夫々含有し、且つ、Ｌａおよび／またはＣｅ：合計で0.001〜0.1％を含有し、さらに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。
【００２６】
Ｃ：0.01〜0.2％
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、0.01％以上含有させる必要があり、好ましくは0.02％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に生成する島状マルテンサイトの量が多くなり、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。
【００２７】
Ｓｉ：0.05〜0.5％
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Ｌａ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物等を生成させるために不可欠な元素である。こうした効果を発揮させるには、0.05％以上含有させるべきであり、好ましくは0.07％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。
【００２８】
Ｍｎ：0.5〜2.5％
Ｍｎは、鋼材の強度向上に寄与する元素であるが、含量が0.5％未満では充分な強度が得られないので、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2.5％を超えると鋼材の溶接性を劣化させるので、2.5％以下に抑える必要がある。好ましくは2.0％以下とすることが望ましい。
【００２９】
Ｔｉ：0.005〜0.06％
Ｔｉは、鋼材組織中にＴｉＮを析出することにより、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。こうした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。
【００３０】
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。
【００３１】
Ｌａおよび／またはＣｅ：合計で0.001〜0.1％
ＬａとＣｅは、ＨＡＺ靭性の向上に必須となるＬａ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物等を生成させるために不可欠な元素であり、夫々単独で、または併用できる。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｌａおよび／またはＣｅを合計で0.001％以上含有させるべきであり、好ましくは合計で0.002％以上とするのがよい。しかしＬａとＣｅの合計量が0.1％を超えると、溶鋼中で固体状として存在する酸化物（即ち、Ｌａ2Ｏ3やＣｅ2Ｏ3の単独酸化物）が生成し易くなるので、合計で0.1％以下に抑制する必要がある。好ましくは合計で0.05％以下とすることが推奨される。
【００３２】
Ｐ：0.02％以下（0％を含む）
Ｐは、偏析し易い元素であり、特に鋼材中の結晶粒界に偏析して靭性を劣化させる。そのため、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。
【００３３】
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、鋼材の靭性や板厚方向の延性を劣化させる有害な元素である。またＳは、ＬａやＣｅと結合してＬａＳやＣｅＳを生成し、所望のＬａ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−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。
【００３４】
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、過剰に添加するとＳｉＯ2を還元して所望の酸化物が生成し難くなる。そのため、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。
【００３５】
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：0.01〜1.5％、Ｍｏ：0.01〜1％、Ｎｂ：0.005〜0.06％、Ｖ：0.005〜0.1％、および、Ｂ：0.0003〜0.005％、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。
【００３６】
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1.5％以下とすることが推奨される。
【００３７】
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％以下とすることが望ましい。
【００３８】
Ｃｒ：0.01〜1.5％
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1.5％を超えると溶接性が劣化するので、Ｃｒ含量は1.5％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは1.2％以下に抑制することが望ましい。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
Ｂ：0.0003〜0.005％
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0.005％を超えると靭性を劣化させるので、Ｂ含量は0.005％以下とするのが好ましい。より好ましくは0.003％以下に抑制するのが望ましい。
【００４３】
また、本発明の鋼材は、更に他の元素として、Ｃａ：0.0005〜0.005％を含むことも有効であり、この場合は前記平均組成に占めるＣａＯ量を10％以下に抑制すべきである。これらの範囲を定めた理由は次の通りである。
【００４４】
Ｃａ：0.0005〜0.005％
Ｃａは、溶鋼中で液状で存在するＬａ2Ｏ3−ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物等を生成し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。この効果を有効に発揮させるためには、0.0005％以上含有させることが好ましく、0.0008％以上とするのがより好ましい。しかしＣａ含量が0.005％を超えると、溶鋼中で固体状で存在する酸化物（即ち、ＣａＯ単独の酸化物）が生成し易くなるので、Ｃａ含有量は0.005％以下に抑えることが好ましく、0.004％以下に抑制することがより好ましい。
【００４５】
ＣａＯ量：10％以下
鋼材中にＣａを含む場合は、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量を10％以下に抑制する必要がある。ＣａＯ量が10％を超えると、Ｌａ2Ｏ3−ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物等の酸化物系介在物に含まれるＣａＯ量が多くなり、これらの酸化物系介在物は溶鋼中に固体状で存在して、凝集してしまうからである。そのため、ＨＡＺ靭性の向上を阻害することとなる。従って、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量は10％以下とする必要があり、より好ましくは8％以下とすることがよい。
【００４６】
ＣａＯの生成量を制御する手段としては、溶鋼へ添加するＣａ量を調整する方法の他、Ｌａおよび／またはＣｅ添加量をＣａ添加量の少なくとも2倍以上とする方法などが挙げられる。
【００４７】
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。
【００４８】
分析対象元素は、Ｌａ，Ｃｅ，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。
【００４９】
分析対象とする介在物には、Ｌａ2Ｏ3やＣｅ2Ｏ3，ＳｉＯ2，ＣａＯなどの単独酸化物も含まれるが、こうした単独酸化物の生成量は複合酸化物（例えば、Ｌａ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物、またはこれらの酸化物にＣａＯを含むもの等）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やＬａＳ，ＣｅＳ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。
【００５０】
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。
【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】
鋼材中に含まれる酸化物系介在物の平均組成に占めるＬａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量と、該平均組成に占めるＬａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量とＳｉＯ2との質量比が、上記範囲を満足する様に制御するには、溶存酸素量を0.0020〜0.010％の範囲に調整した溶鋼に、Ｌａおよび／またはＣｅ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、Ｌａおよび／またはＣｅ添加前の溶鋼中における溶存酸素量が0.0020％未満では、所定量のＬａ2Ｏ3やＣｅ2Ｏ3の酸化物が生成せず、ＬａＳやＣｅＳなどの硫化物の生成割合が高くなってしまうので、溶存酸素量を0.0020％以上とした溶鋼へＬａおよび／またはＣｅを添加すべきである。好ましくは溶存酸素量を0.0025％以上に調整した溶鋼へＬａおよび／またはＣｅを添加するのが望ましい。しかしＬａおよび／またはＣｅ添加前の溶存酸素量が0.010％超えていると、溶鋼とＬａおよび／またはＣｅ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Ｌａ2Ｏ3やＣｅ2Ｏ3の酸化物が生成するので、Ｌａおよび／またはＣｅ添加時の溶存酸素量は0.010％以下に抑えるべきである。好ましくは溶存酸素量を0.008％以下に調整した溶鋼へＬａおよび／またはＣｅ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Ｌａおよび／またはＣｅを添加する理由は、Ｌａおよび／またはＣｅ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ＴｉＯxなどを生成するので、これらの酸化物が生成した溶鋼中へＬａおよび／またはＣｅを添加すると、Ｌａ2Ｏ3−Ａｌ2Ｏ3やＣｅ2Ｏ3−Ａｌ2Ｏ3，Ｌａ2Ｏ3−ＴｉＯx，Ｃｅ2Ｏ3−ＴｉＯxなどを生成して本発明で意図する複合酸化物は形成されないからである。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Ｌａおよび／またはＣｅを添加し、Ｌａ2Ｏ3やＣｅ2Ｏ3の酸化物を生成させることが重要である。但し、ＬａとＣｅを併用する場合の添加順序は特に限定されず、ＬａとＣｅを同時に添加してもよいし、ＬａとＣｅを任意の順番で添加してもよい。ＬａとＣｅを任意の順番で添加する場合は、ＬａとＣｅを交互に複数回添加しても構わない。勿論、ＬａとＣｅを同時に添加する場合であっても複数回に分けて添加してもよい。
【００５５】
次に、Ｌａ2Ｏ3やＣｅ2Ｏ3の酸化物を生成させた溶鋼中へＳｉを添加することでＬａ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物等が形成される。なぜなら、溶鋼中へＳｉを添加した後、ＬａやＣｅを添加すると、ＳｉＯ2が先に生成して凝集・粗大化し、この後にＬａやＣｅを添加しても所定成分比を有する上記複合酸化物は形成されないからである。
【００５６】
そして次に、これらの複合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よい。
【００５７】
一方、鋼材中にＣａを添加する場合は、溶存酸素量を0.0020〜0.010％の範囲に調整した溶鋼に、Ｌａおよび／またはＣｅ、並びにＣａを添加した後、Ｓｉを添加することが重要である。即ち、溶鋼へＬａやＣｅを添加した後にＳｉを添加する理由は上述した通りであるが、ＣａもＬａやＣｅと同様にＳｉを添加した後に添加すると、所定成分比を有するＬａ2Ｏ3−ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＣａＯ−ＳｉＯ2系酸化物等の複合酸化物を形成しないからである。但し、Ｌａおよび／またはＣｅ、並びにＣａを添加する順序は特に限定されず、これらの元素を同時に添加してもよいし、任意の順番で添加してもよい。ＬａとＣｅは夫々単独で使用してもよいし、勿論併用してもよい。
【００５８】
ところで、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0.010％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などの脱酸性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。
【００５９】
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等の脱酸性元素を添加する方法を採用すれば良い。Ｓｉ等の脱酸性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性元素を添加しても構わない。
【００６０】
溶鋼へ添加するＬａやＣｅ，Ｃａは特に限定されず、例えば、純Ｌａ，純Ｃｅ，純Ｃａ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金，Ｆｅ−Ｃａ合金，Ｎｉ−Ｃａ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、セリウム族希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを40〜50％程度，Ｌａを20〜40％程度含有している。但し、ミッシュメタルには不純物としてＣａを含むことが多いので、Ｃａを含む場合は本発明で規定する範囲を満足する必要がある。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。
【００６１】
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】
【００６２】
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。
【００６３】
溶銑を240トン転炉で一次精錬した後、該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。
【００６４】
［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、Ｌａおよび／またはＣｅ，並びに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、Ｌａおよび／またはＣｅ，並びにＣａ以外の元素について成分調整した後、溶鋼中の溶存酸素量を計測し、次いでＬａおよび／またはＣｅ，並びに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、まず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。
【００６５】
表１に成分調整の手順、脱酸方法、Ｌａおよび／またはＣｅ，並びにＣａを添加する直前の溶存酸素量を夫々示す。また表２には、成分調整後の鋼材の成分組成を示す。なお、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。
【００６６】
【表１】
2005048265.tif 000002
【００６７】
【表２】
2005048265.tif 000003
【００６８】
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、走査型電子顕微鏡で10000倍で観察して撮影した介在物の一例を図面代用写真として図１に示す。なお、図１は表２に示したNo.3の鋼材の断面に観察された介在物の写真である。
【００６９】
また、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、Ｌａ，Ｃｅ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃａ，ＴｉおよびＯとし、既知物質を用いて各元素の電子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電子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。具体的に、前記図１中に示したａの部分における電子線強度の結果を図２の（ａ）に、ｂの部分における電子線強度の結果を図２の（ｂ）に夫々示す。
【００７０】
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Ｌａ2Ｏ3とＣｅ2Ｏ3の合計量とＳｉＯ2の質量比［（Ｌａ2Ｏ3＋Ｃｅ2Ｏ3）／ＳｉＯ2］を算出して下記表３に併せて示す。
【００７１】
なお、平均組成を算出した個々の酸化物系介在物は、Ｌａ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物，Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物、またはこれらの酸化物にＣａＯを含むものが大半あったが、Ｌａ2Ｏ3やＣｅ2Ｏ3，ＣａＯ，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。
【００７２】
また、検出濃度が1％未満の成分（但し、ＳｉＯ2を除く）についてはその合計量を、表３中に「その他」として示した。
【００７３】
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。
【００７４】
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。
【００７５】
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。
【００７６】
【表３】
2005048265.tif 000004
【００７７】
図１から明らかな様に、No.3の鋼材の断面には略球状の介在物が観察される。また、図２から明らかな様に、この介在物はＬａ，Ｃｅ，Ｓｉ，Ｓ，ＦｅおよびＯの存在を示すピークが認められるａの部分と、Ｌａ，Ｃｅ，ＦｅおよびＳの存在を示すピークが認められるｂの部分が混在した酸化物系介在物であることがわかり、ａの部分はそのピーク比からＬａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物、ｂの部分はそのピーク比からＬａＳとＣｅＳの複合硫化物であると考えられる。そして、この酸化物系介在物の形状から、溶鋼中では液体状であると考えられる。
【００７８】
また、表２〜３から次のように考察できる。No.1〜10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.11〜17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。
【図面の簡単な説明】
【００７９】
【図１】鋼材断面を走査型電子顕微鏡で10000倍で撮影した図面代用写真である。
【図２】電子線強度の結果を示すチャート図である。
【図１】
2005048265.tif 000005
【図２】
2005048265.tif 000006