(57)【要約】ＴｉＮ及びＣｕＳの微細な複合析出物を有する溶接構造用鋼材であって、重量％で、０．０３〜０．１７％のＣ、０．０１〜０．０５％のＳｉ、０．４〜２．０％のＭｎ、０．００５〜０．２％のＴｉ、０．０００５〜０．１％のＡｌ、０．００８〜０．０３０％のＮ、０．０００３〜０．０１％のＢ、０．００１〜０．２％のＷ、０．１〜１．５％のＣｕ、０．０３％以下のＰ、０．００３〜０．０５％のＳ、０．００５％以下のＯ、及び残部Ｆｅと不可避的不純物を含むと同時に１．２≦Ｔｉ／Ｎ≦２．５、１０≦Ｎ／Ｂ≦４０、２．５≦Ａｌ／Ｎ≦７、６．５≦（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎ≦１４、及び１０≦Ｃｕ／Ｓ≦９０の条件を満たし、２０μｍ以下の粒径を有するフェライト及びパーライトの複合構造から本質的になる微細構造を有することを特徴とする溶接構造用鋼材が供給されることが開示される。【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＴｉＮ及びＣｕＳの微細な複合析出物を有する溶接構造用鋼材であって、重量％で、０．０３〜０．１７％のＣ、０．０１〜０．５％のＳｉ、０．４〜２．０％のＭｎ、０．００５〜０．２％のＴｉ、０．０００５〜０．１％のＡｌ、０．００８〜０．０３０％のＮ、０．０００３〜０．０１％のＢ、０．００１〜０．２％のＷ、０．１〜１．５％のＣｕ、０．０３％以下のＰ、０．００３〜０．０５％のＳ、０．００５％以下のＯ、及び残部Ｆｅと不可避的不純物を含むと同時に１．２≦Ｔｉ／Ｎ≦２．５、１０≦Ｎ／Ｂ≦４０、２．５≦Ａｌ／Ｎ≦７、６．５≦（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎ≦１４、及び１０≦Ｃｕ／Ｓ≦９０の条件を満たし、２０μｍ以下の粒径を有するフェライト及びパーライトの複合構造から本質的になる微細構造を有することを特徴とする溶接構造用鋼材。
【請求項２】
さらに０．０１〜０．２％のＶを含むと同時に０．３≦Ｖ／Ｎ≦９及び７≦（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ＋Ｖ）／Ｎ≦１７の条件を満たすことを特徴とする請求項１に記載の溶接構造用鋼材。
【請求項３】
さらにＮｉ：０．１〜３．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％及びＣｒ：０．０５〜１．０％からなる群から選択される１以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の溶接構造用鋼材。
【請求項４】
さらにＣａ：０．０００５〜０．００５％及びＲＥＭ：０．００５〜０．０５％の一つまたは両方を含むことを特徴とする請求項１に記載の溶接構造用鋼材。
【請求項５】
０．０１〜０．１μｍの粒径を有するＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物が、１．０×１０７／ｍｍ２以上の密度及び０．５μｍ以下の間隔で分散されていることを特徴とする請求項１に記載の溶接構造用鋼材。
【請求項６】
鋼材を１４００℃以上の温度まで加熱した後、８００℃から５００℃までの冷却範囲間を６０秒以内で冷却したときに示す鋼材と熱影響部との靱性の差が±４０Ｊの範囲内であり、鋼材を１４００℃以上の温度まで加熱した後、８００℃から５００℃までの冷却範囲間を１２０〜１８０秒内で冷却したときに示す鋼材と熱影響部との靱性の差が±１００Ｊの範囲内であることを特徴とする請求項１に記載の溶接構造用鋼材。
【請求項７】
ＴｉＮ及びＣｕＳの微細な複合析出物を有する溶接構造用鋼材を製造するための方法であって：
重量％で、０．０３〜０．１７％のＣ、０．０１〜０．５％のＳｉ、０．４〜２．０％のＭｎ、０．００５〜０．２％のＴｉ、０．０００５〜０．１％のＡｌ、０．００８〜０．０３０％のＮ、０．０００３〜０．０１％のＢ、０．００１〜０．２％のＷ、０．１〜１．５％のＣｕ、０．０３％以下のＰ、０．００３〜０．０５％のＳ、０．００５％以下のＯ、及び残部Ｆｅと不可避的不純物を含むと同時に１．２≦Ｔｉ／Ｎ≦２．５、１０≦Ｎ／Ｂ≦４０、２．５≦Ａｌ／Ｎ≦７、６．５≦（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎ≦１４、及び１０≦Ｃｕ／Ｓ≦９０の条件を満たす鋼スラブを作製し；
該鋼スラブを１１００℃〜１２５０℃の範囲の温度で６０〜１８０分間加熱し；
該加熱した鋼スラブをオーステナイト再結晶化領域において４０％以上の厚さ減少率で熱間圧延し；
該熱間圧延した鋼スラブをフェライト変態終了温度から±１０℃に相当する温度まで１℃／ｍｉｎの速度で冷却する
工程を含むことを特徴とする溶接構造用鋼材の製造方法。
【請求項８】
スラブが、さらに０．０１〜０．２％のＶを含むと同時に０．３≦Ｖ／Ｎ≦９及び７≦（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ＋Ｖ）／Ｎ≦１７の条件を満たすことを特徴とする請求項７に記載の方法。
【請求項９】
スラブが、さらにＮｉ：０．１〜３．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％及びＣｒ：０．０５〜１．０％からなる群から選択される１以上を含むことを特徴とする請求項７に記載の方法。
【請求項１０】
スラブが、さらにＣａ：０．０００５〜０．００５％及びＲＥＭ：０．００５〜０．０５％の一つまたは両方を含むことを特徴とする請求項１に記載の方法。
【請求項１１】
スラブの作製が、溶鋼に、Ｔｉよりも高い脱酸効果を有する脱酸元素を添加して、それによって、溶鋼が３０ｐｐｍ以下の溶存酸素量を有するように制御し、Ｔｉを０．００５〜０．２％の含有量を有するように１０分以内に添加し、そして、得られたスラブを鋳造することによって行われることを特徴とする請求項７に記載の方法。
【請求項１２】
脱酸が、Ｍｎ、Ｓｉ、及びＡｌの順で行われることを特徴とする請求項１１に記載の方法。
【請求項１３】
溶鋼が連続鋳造工程により０．９〜１．１ｍ／ｍｉｎの速度で鋳造されるとともに２次冷却帯で０．３〜０．３５ｌ／ｋｇの散水量で弱冷却されることを特徴とする請求項１１に記載の方法。
【請求項１４】
ＴｉＮ及びＣｕＳの微細な複合析出物を有する溶接構造用鋼材を製造するための方法であって：
重量％で、０．０３〜０．１７％のＣ、０．０１〜０．５％のＳｉ、０．４〜２．０％のＭｎ、０．００５〜０．２％のＴｉ、０．０００５〜０．１％のＡｌ、０．００５以下のＮ、０．０００３〜０．０１％のＢ、０．００１〜０．２％のＷ、０．１〜１．５％のＣｕ、０．０３％以下のＰ、０．００３〜０．０５％のＳ、０．００５％以下のＯ、及び残部Ｆｅと不可避的不純物を含むと同時に１０≦Ｃｕ／Ｓ≦９０の条件を満たす鋼スラブを作製し；
該鋼スラブを１０００℃〜１２５０℃の範囲の温度で６０〜１８０分間加熱すると同時に該鋼スラブのＮ含有量が０．００８〜０．０３％となるように制御するために、及び１．２≦Ｔｉ／Ｎ≦２．５、１０≦Ｎ／Ｂ≦４０、２．５≦Ａｌ／Ｎ≦７、及び６．５≦（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎ≦１４の条件を満たすために、該鋼スラブを窒素化合させ；
該窒素化合させた鋼スラブをオーステナイト再結晶化領域において４０％以上の厚さ減少率で熱間圧延し；
該熱間圧延した鋼スラブをフェライト変態終了温度から±１０℃に相当する温度まで１℃／ｍｉｎの速度で冷却する
工程を含むことを特徴とする溶接構造用鋼材の製造方法。
【請求項１５】
スラブが、さらに０．０１〜０．２％のＶを含むと同時に０．３≦Ｖ／Ｎ≦９及び７≦（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ＋Ｖ）／Ｎ≦１７の条件を満たすことを特徴とする請求項１４に記載の方法。
【請求項１６】
スラブが、さらにＮｉ：０．１〜３．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％及びＣｒ：０．０５〜１．０％からなる群から選択される１以上を含むことを特徴とする請求項１４に記載の方法。
【請求項１７】
スラブが、さらにＣａ：０．０００５〜０．００５％及びＲＥＭ：０．００５〜０．０５％の一つまたは両方を含むことを特徴とする請求項１４に記載の方法。
【請求項１８】
スラブの作製が、溶鋼に、Ｔｉよりも高い脱酸効果を有する脱酸元素を添加して、それによって、溶鋼が３０ｐｐｍ以下の溶存酸素量を有するように制御し、Ｔｉを０．００５〜０．０２％の含有量を有するように１０分以内に添加し、そして、得られたスラブを鋳造することによって行われることを特徴とする請求項１４に記載の方法。
【請求項１９】
脱酸が、Ｍｎ、Ｓｉ、及びＡｌの順で行われることを特徴とする請求項１８に記載の方法。
【請求項２０】
請求項１ないし請求項６のいずれか一項に記載の溶接構造用鋼材を用いて製造された優れた熱影響部靱性を有する溶接構造物。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は、建造物、橋梁、船舶建造物、海洋構造物、鋼管、ラインパイプ等の使用に適した構造用鋼材に関する。より具体的に述べると、本発明は、ＴｉＮ及びＣｕＳの微細な複合析出物を使用して製造され、それによって、熱影響部において向上した靱性及び強度を同時に示すことのできる溶接構造用鋼材に関する。また、本発明は、その溶接構造用鋼材を製造するための方法及びその溶接構造用鋼材を使用した溶接建造物に関するものである。
【０００２】
近年、ビルやその他の構造物の高さまたは大きさが大きくなるにつれ、大きなサイズを有する鋼材がますます用いられてきている。すなわち、厚い鋼材がますます用いられてきている。そのような厚い鋼材を溶接するために、高効率の溶接工程を用いることが必要である。厚い鋼材のための溶接技術として、ワンパス溶接ができる入熱サブマージ溶接工程及びエレクトロ溶接工程が広く用いられている。また、ワンパス溶接ができる入熱溶接工程は、２５ｍｍ以上の厚さを有する鋼板の溶接を必要とする船舶建造物や橋梁にも適用される。一般に、より大きな入熱量とすることで溶接される金属の量が増加するため、溶接パスの数を減少させることができる。したがって、入熱溶接工程が適用できる場合には、溶接効率の点において利点がある。すなわち、大きな入熱を用いる溶接工程の場合は、その用途を広げることができる。一般的に、溶接工程で用いられる入熱は、１００〜２００ｋＪ／ｃｍの範囲である。さらに５０ｍｍ以上の厚さまで厚くした鋼板を溶接するためには、２００ｋＪ／ｃｍから５００ｋＪ／ｃｍまでの範囲の超大入熱を用いることが必要である。
【０００３】
大入熱が鋼材に適用される場合、熱影響部、特にその溶融境界付近に配列した部分は、溶接入熱によって鋼材の融点に近い温度に加熱される。その結果、熱影響部で粒子の成長が生じ、粗大化した粒子構造が形成される。さらに、鋼材に冷却工程が施されると、ベイナイトやマルテンサイトのような低下した靱性を有する微細な構造が形成される。このように、熱影響部は低下した靱性を示すサイトである。
【０００４】
そのような溶接構造から所望の安定性を確保するため、溶接構造で微細な構造を維持できるように、熱影響部でのオーステナイト粒子の成長を抑制することが必要である。この要件を満足させる方法として知られているのは、溶接工程中に熱影響部での粒子の成長を遅らせるために、高温で安定な酸化物またはＴｉベースの窒化炭素を鋼中に適切に分散させる技術である。そのような技術は、特開平１２−２２６６３３号、特開平１１−１４０５８２号、特開平１０−２９８７０８号、特開平１０−２９８７０６号、特開平９−１９４９９０号、特開平９−３２４２３８号、特開平８−６０２９２号、特開昭６０−２４５７６８号、特開平５−１８６８４８号、特開昭５８−３１０６５号、特開昭６１−７９７４５６号、特開昭６４−１５３２０号の公報、及びＪｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｊａｐａｎｅｓｅ　Ｗｅｌｄｉｎｇ　Ｓｏｃｉｅｔｙ，Ｖｏｌ．５２，Ｎｏ．２，ｐｐ４９に開示されている。
【０００５】
特開平１１−１４０５８２号公報に開示されている技術は、ＴｉＮの析出物を用いる技術の代表的な一つである。この技術は、０℃で約２００Ｊの衝撃靱性を示す構造用鋼を提案している（母材の場合、約３００Ｊ）。この技術によれば、０．０５μｍ以下の粒径を有するＴｉＮ析出物を５．８×１０３／ｍｍ２〜８．１×１０４／ｍｍ２の密度で形成すると同時に、０．０３〜０．２μｍの粒径を有するＴｉＮ析出物を３．９×１０３／ｍｍ２〜６．２×１０４／ｍｍ２の密度で形成できるように、Ｔｉ／Ｎの比は４〜１２となるように制御され、それによって、溶接サイトで所望の靱性を確保できる。しかしながら、この技術によれば、入熱溶接工程が適用される場合には、母材及び熱影響部の両方で実質的に低い靱性を示す。例えば、母材及び熱影響部は、０℃で、３２０Ｊ及び２００Ｊの衝撃靱性を示す。さらに、母材と熱影響部とには約１００Ｊ程度の大きな靱性の差があるため、厚い鋼材に超大入熱を用いる溶接工程を施すことによって得られる鋼建造物に対して、所望の信頼性を確保することが困難である。その上、所望のＴｉＮ析出物を得るために、この技術は、１０５０℃以上の温度でスラブを加熱し、その加熱したスラブを焼入れし、その焼入れしたスラブをその後の熱間圧延工程のために再び加熱する工程を含む。そのような二重の熱処理によって、製造コストの増加が生じる。
【０００６】
一般に、Ｔｉベースの析出物は、１２００〜１３００℃の温度範囲でオーステナイト粒子の成長を抑制する役割を果たす。しかしながら、そのようなＴｉベースの析出物が１４００℃以上の温度で長時間保持される場合、多量のＴｉＮ析出物が再び溶解される。したがって、熱影響部での所望の靱性を確保できるように、ＴｉＮ析出物の溶解を防ぐことが重要である。しかしながら、Ｔｉベースの析出物が１３５０℃の高温で長時間保持される超大入熱溶接工程でも、熱影響部で靱性の顕著な向上を達成できる技術に関連する開示はない。特に、熱影響部が母材と同等の靱性を示すような技術はほとんどなかった。もし上述の問題が解決されるならば、厚い鋼材に超大入熱溶接工程を実現することが可能となる。したがって、この場合、高い溶接効率を達成すると同時に鋼構造物の高さを高くすることが可能となり、またそれらの鋼建造物の所望の信頼性を確保することが可能となる。
【０００７】
したがって、本発明の目的は、溶接構造用鋼材であって、中間入熱から超大入熱までの溶接入熱範囲内で高温安定性を示すＴｉＮ及びＣｕＳの微細な複合析出物が均一に分散され、それによって、母材及び熱影響部の両方の靱性及び強度（または硬さ）を向上させると同時に母材と熱影響部との靱性の差を最小限にすることのできる溶接構造用鋼材、その溶接構造用鋼材を製造するための方法、及びその溶接構造用鋼材を用いた溶接構造物を提供することにある。
【０００８】
一つの態様によれば、本発明は、ＴｉＮ及びＣｕＳの微細な複合析出物を有する溶接構造用鋼材であって、重量％で、０．０３〜０．１７％のＣ、０．０１〜０．５％のＳｉ、０．４〜２．０％のＭｎ、０．００５〜０．２％のＴｉ、０．０００５〜０．１％のＡｌ、０．００８〜０．０３０％のＮ、０．０００３〜０．０１％のＢ、０．００１〜０．２％のＷ、０．１〜１．５％のＣｕ、０．０３％以下のＰ、０．００３〜０．０５％のＳ、０．００５％以下のＯ、及び残部Ｆｅと不可避的不純物を含むと同時に１．２≦Ｔｉ／Ｎ≦２．５、１０≦Ｎ／Ｂ≦４０、２．５≦Ａｌ／Ｎ≦７、６．５≦（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎ≦１４、及び１０≦Ｃｕ／Ｓ≦９０の条件を満たし、２０μｍ以下の粒径を有するフェライト及びパーライトの複合構造から本質的になる微細構造を有することを特徴とする溶接構造用鋼材を提供する。
【０００９】
別の態様によれば、本発明は、ＴｉＮ及びＣｕＳの微細な複合析出物を有する溶接構造用鋼材を製造するための方法であって：
重量％で、０．０３〜０．１７％のＣ、０．０１〜０．５％のＳｉ、０．４〜２．０％のＭｎ、０．００５〜０．２％のＴｉ、０．０００５〜０．１％のＡｌ、０．００８〜０．０３０％のＮ、０．０００３〜０．０１％のＢ、０．００１〜０．２％のＷ、０．１〜１．５％のＣｕ、０．０３％以下のＰ、０．００３〜０．０５％のＳ、０．００５％以下のＯ、及び残部Ｆｅと不可避的不純物を含むと同時に１．２≦Ｔｉ／Ｎ≦２．５、１０≦Ｎ／Ｂ≦４０、２．５≦Ａｌ／Ｎ≦７、６．５≦（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎ≦１４、及び１０≦Ｃｕ／Ｓ≦９０の条件を満たす鋼スラブを作製し；
該鋼スラブを１１００℃〜１２５０℃の範囲の温度で６０〜１８０分間加熱し；
該加熱した鋼スラブをオーステナイト再結晶化領域において４０％以上の厚さ減少率で熱間圧延し；
該熱間圧延した鋼スラブをフェライト変態終了温度から±１０℃に相当する温度まで１℃／ｍｉｎの速度で冷却する
工程を含むことを特徴とする溶接構造用鋼材の製造方法を提供する。
【００１０】
別の態様によれば、本発明は、ＴｉＮ及びＣｕＳの微細な複合析出物を有する溶接構造用鋼材を製造するための方法であって：
重量％で、０．０３〜０．１７％のＣ、０．０１〜０．５％のＳｉ、０．４〜２．０％のＭｎ、０．００５〜０．２％のＴｉ、０．０００５〜０．１％のＡｌ、０．００５以下のＮ、０．０００３〜０．０１％のＢ、０．００１〜０．２％のＷ、０．１〜１．５％のＣｕ、０．０３％以下のＰ、０．００３〜０．０５％のＳ、０．００５％以下のＯ、及び残部Ｆｅと不可避的不純物を含むと同時に１０≦Ｃｕ／Ｓ≦９０の条件を満たす鋼スラブを作製し；
該鋼スラブを１０００℃〜１２５０℃の範囲の温度で６０〜１８０分間加熱すると同時に該鋼スラブのＮ含有量が０．００８〜０．０３％となるように制御するために、及び１．２≦Ｔｉ／Ｎ≦２．５、１０≦Ｎ／Ｂ≦４０、２．５≦Ａｌ／Ｎ≦７、及び６．５≦（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎ≦１４の条件を満たすために、該鋼スラブを窒素化合させ；
該窒素化合させた鋼スラブをオーステナイト再結晶化領域において４０％以上の厚さ減少率で熱間圧延し；
該熱間圧延した鋼スラブをフェライト変態終了温度から±１０℃に相当する温度まで１℃／ｍｉｎの速度で冷却する
工程を含むことを特徴とする溶接構造用鋼材の製造方法を提供する。
【００１１】
別の態様によれば、本発明は、請求項１ないし請求項６のいずれか一項に記載の溶接構造用鋼材を用いて製造された優れた熱影響部靱性を有する溶接構造物を提供する。
【００１２】
以下に、本発明を詳細に説明する。
本明細書において、“プライアオーステナイト（ｐｒｉｏｒ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）”とは、大入熱を用いる溶接工程が鋼材に適用されるときに、鋼材（母材）の熱影響部で形成されるオーステナイトを意味している。このオーステナイトは、製造手順（熱間圧延工程）で形成されるオーステナイトとは区別される。
【００１３】
大入熱を用いる溶接工程が鋼材に適用されるとき、冷却手順中に示される鋼材（母材）の熱影響部におけるプライアオーステナイトの成長挙動、及びプライアオーステナイトの相変態を注意深く観察した後、本発明者等は熱影響部がプライアオーステナイトの臨界粒径（約８０μｍ）に関連して靱性の変動を示すこと、及び熱影響部での靱性が微細なフェライトの増加した部分で大きくなることを発見した。
【００１４】
そのような観察に基づいて、本発明は、
（１）鋼材においてＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物を利用すること；
（２）熱影響部のプライアオーステナイトを約８０μｍ以下の粒径を有するように制御できるように、鋼材（母材）において初期のフェライトの粒径を臨界レベル以下に小さくすること；
（３）ＢＮ及びＡｌＮ析出物を効果的に形成するためにＴｉ／Ｎの比を減少させ、それによって、熱影響部でのフェライトの部分を増加させると同時に、フェライトを靱性の向上を達成するのに有効なアシキュラーまたはポリゴナル構造を有するように制御すること
を特徴とする。
【００１５】
本発明の上記の特徴（１）、（２）、（３）を詳細に説明する。
（１）ＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物
大入熱溶接が構造用鋼材に適用される場合には、溶融境界付近の熱影響部は約１４００℃以上の高温に加熱される。その結果、母材中のＴｉＮ析出物は溶接熱により部分的に溶解する。さもなければ、オストワルド熟成現象が生じる。すなわち、小さい粒径を有する析出物は溶解し、その結果、大きな粒径を有する析出物の形態で拡散される。オストワルド熟成現象によると、析出物の一部は粗大化する。その上、ＴｉＮ析出物の密度は著しく減少し、その結果、プライアオーステナイト粒子の成長抑制の効果がなくなる。
【００１６】
Ｔｉ／Ｎの比に応じたＴｉＮ析出物の特徴の変動を観察すると同時に、上記現象が、母材に分散したＴｉＮ析出物が溶接熱によって溶解する際に生じるＴｉ原子の拡散によって引き起こされることを考慮し、その後、本発明者等は、高窒素濃度の条件下（すなわち、低Ｔｉ／Ｎ比）では、溶存Ｔｉ原子の濃度及び拡散速度は低下し、ＴｉＮ析出物の向上した高温安定性が得られるという新しい事実を発見した。すなわち、ＴｉとＮの比（Ｔｉ／Ｎ）が１．２〜２．５の範囲にあるとき、溶存Ｔｉの量は非常に減少し、それによって、ＴｉＮ析出物は大きな高温安定性を有するようになる。その結果、微細なＴｉＮ析出物は高密度で均一に分散する。そのような驚くべき効果は、ＴｉＮ析出物の高温安定性を表す溶解度積が、窒素含有量の減少で減少するという事実に基づいて推定されるもので、なぜならば、Ｔｉ含有量が一定の条件下で窒素含有量が増加するとき、全溶存Ｔｉ原子は窒素原子と容易に結合し、高窒素濃度条件下では溶存Ｔｉの量が減少するためである。
【００１７】
また、本発明者等は、溶融境界付近の熱影響部に分布したＴｉＮの再溶解が、ＴｉＮ析出物が微細であると同時に均一に分散されているときでも防止できれば、プライアオーステナイト粒子の成長を容易に抑制することが可能となることに気付いた。すなわち、本発明者等は、マトリックスでＴｉＮ析出物の再溶解を遅らせるための仕組みを研究した。この研究の結果、本発明者等は、ＣｕＳがＴｉＮ析出物を取り囲むようなＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物の形態でＴｉＮが熱影響部に分布している場合、ＴｉＮ析出物が１３５０℃の高温に加熱されたときでも、これらのＴｉＮ析出物のマトリックスへの再溶解は著しく遅れることを発見した。すなわち、選択的に再溶解するＣｕＳがＴｉＮを取り囲むため、ＣｕＳが母材へのＴｉＮの溶解及びＴｉＮの再溶解速度に影響を与える。その結果、ＴｉＮはプライアオーステナイト粒子の成長の抑制に効果的に寄与する。このように、熱影響部の靱性の著しい向上が達成される。また、ＣｕＳ析出物の密度は、熱影響部の強度（または硬さ）に影響を与える。
【００１８】
したがって、ＴｉＮ析出物の高温安定性を表す溶解度積を小さくすると同時にＴｉＮ及びＣｕＳの微細な複合析出物を均一に分散させることは重要なことである。ＴｉとＮの比（Ｔｉ／Ｎ）及びＣｕとＳの比（Ｃｕ／Ｓ）に応じたＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物の大きさ、量、密度における変動を観察した後、本発明者等は、０．０１〜０．１μｍの粒径を有するＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物は、Ｔｉ／Ｎの比が１．２〜２．５で、またＣｕ／Ｓの比が１０〜９０である条件下で、１．０×１０７／ｍｍ２以上の密度で析出することを発見した。すなわち、析出物は約０．５μｍの均一な間隔を有していた。
【００１９】
また、本発明者等は、興味のある事実を発見した。すなわち、鋼スラブから、スラブ表面の割れが発生する可能性が低い０．００５％以下の窒素含有量を有する低窒素鋼を作製し、この低窒素鋼にスラブ加熱炉で窒素化合処理を施すことによって高窒素鋼が製造された時でも、Ｔｉ／Ｎの比が１．２〜２．５となるように制御する限り、上記で規定したような所望のＴｉＮ析出物を得ることが可能となる。これは、窒素含有量の増加が、Ｔｉの含有量が一定の条件下で窒素化合処理によって為されるとき、全溶存Ｔｉ原子は容易に窒素原子と結合させられ、それによって、ＴｉＮ析出物の高温安定性を表すＴｉＮの溶解度積を小さくすることができるという事実に基づいて解析される。
【００２０】
本発明によれば、Ｔｉ／Ｎの比の制御に加えて、Ｎ／Ｂ、Ａｌ／Ｎ、及びＶ／Ｎのそれぞれの比、Ｎの含有量、及びＴｉ＋Ａｌ＋Ｂ＋（Ｖ）の総含有量が、通常、ＢＮ、ＡｌＮ及びＶＮの形態でＮを析出させるために制御されるが、その際、高窒素環境下での溶存Ｎの存在により時効が促進されることを考慮する。本発明によれば、上述のように、母材と熱影響部との靱性の差は、Ｔｉ／Ｎの比及びＴｉＮの溶解度積に応じてＴｉＮ析出物の密度を制御することだけではなく、ＣｕＳがＴｉＮ析出物を適切に取り囲むＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物の形態でＴｉＮを分散させることによっても、最小限にすることができる。この仕組みは、単にＴｉの含有量を大きくすることによってＴｉＮ析出物の量を増加させるような従来の析出制御の仕組み（特開平１１−１４０５８２号公報）とは大きく異なるものである。
【００２１】
（２）鋼（母材）のフェライト粒径の制御
研究後、本発明者らは、プライアオーステナイトを約８０μｍ以下の粒径を有するように制御するために、析出物の制御に加えて、フェライト及びパーライトの複合構造において微細なフェライト粒子を形成することが重要であること発見した。フェライト粒子の微細化は、熱間圧延工程によりオーステナイト粒子を微細化すること、または熱間圧延工程に続く冷却工程中に生じるフェライト粒子の成長を制御することによって達成することができる。この関係において、フェライト粒子の成長に効果的な炭化物（ＶＣ及びＷＣ）を所望の密度で適切に析出させることが非常に効果的であることも発見した。
【００２２】
（３）熱影響部の微細構造
また、本発明者等は、熱影響部の靱性は、プライアオーステナイト粒子の大きさだけでなく、母材を１，４００℃の温度に加熱したときのプライアオーステナイトの粒界に析出したフェライトの量や形状によっても著しく影響を受けることも発見した。特に、オーステナイト粒子においてポリゴナルフェライトまたはアシキュラーフェライトの変態を発生させることが好ましい。この変態に関して、本発明によれば、ＡｌＮ及びＢＮ析出物が利用される。
【００２３】
以下に、製造される鋼材のそれぞれの成分、及びその鋼材の製造方法に関して本発明を説明する。
（溶接構造用鋼材）
先ず、本発明による溶接構造用鋼材の組成を説明する。
本発明によれば、炭素（Ｃ）の含有量は０．０３〜０．１７重量％（以下、単に“％”と記す）の範囲に制限される。
炭素（Ｃ）の含有量が０．０３％より小さい場合、構造用鋼として十分な強度を確保することができない。一方、Ｃ含有量が０．１７％を越える場合、冷却工程中に上部ベイナイト、マルテンサイト、及び変質したパーライトのような弱い靱性の微細構造の変態が生じ、それによって、構造用鋼材が低い低温衝撃靱性を示すようになる。また、溶接サイトの硬さまたは強度が増加し、それによって靱性の悪化と溶接割れの発生を引き起こす。
【００２４】
シリコン（Ｓｉ）の含有量は０．０１〜０．５％の範囲に制限される。
０．０１％より小さいシリコン含有量のとき、鋼製造工程において溶鋼の十分な脱酸効果を得ることができない。この場合、鋼材も低い耐食性を示す。一方、シリコン含有量が０．５％を超える場合、飽和した脱酸効果を示す。また、圧延工程に続く冷却工程中に生じる焼入性の増大により、島状マルテンサイトの変態が促進される。その結果、低温衝撃靱性の悪化が生じる。
【００２５】
マンガン（Ｍｎ）の含有量は０．４〜２．０％の範囲に制限される。
Ｍｎは、脱酸効果、溶接性、熱間加工性、鋼の強度を向上させるための効果的な機能を有する。この元素は、Ｔｉベースの酸化物の周りにＭｎＳの形態で析出され、その結果、熱影響部の靱性を向上させるのに効果的なアシキュラー及びポリゴナルフェライトの発生を促進する。Ｍｎ元素は、マトリックスにおいて置換型固溶体を形成し、それによって、マトリックスを固溶強化させて所望の強度及び靱性を確保する。そのような効果を得るために、Ｍｎが０．４％以上の含有量の組成で含まれることが望ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、固溶強化の効果が増大しない。むしろ、Ｍｎの偏析が発生し、それが、熱影響部の靱性に悪影響を及ぼす構造の不均一性を引き起こす。また、鋼の固化手順における偏析のメカニズムにより、巨視的な偏析及び微視的な偏析が生じ、それによって、圧延工程における母材の中心偏析帯の形成を促進する。そのような中心偏析帯は、母材の中心低温変態構造を形成する原因となる。
【００２６】
チタン（Ｔｉ）の含有量は０．００５〜０．２％の範囲に制限される。
Ｔｉは、本発明において極めて重要な元素であり、なぜなら、高温で安定な微細なＴｉＮ析出物を形成するためにＮと結び付くからである。そのような微細なＴｉＮ粒子を析出する効果を得るために、Ｔｉを０．００５％以上の量で添加することが望ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．２％を超えると、ＴｉＮ析出物及びＴｉ酸化物が溶鋼中に形成されることがある。この場合、熱影響部におけるプライアオーステナイト粒子の成長を抑制することができない。
【００２７】
アルミニウム（Ａｌ）の含有量は０．０００５〜０．１％の範囲に制限される。
Ａｌは、脱酸素剤として必ず用いられるだけでなく、鋼中に微細なＡｌＮ析出物を形成する役目も果たす。また、Ａｌは酸素と反応してＡｌ酸化物を形成し、それによって、Ｔｉが酸素と反応することを防ぐ。このように、ＡｌはＴｉが微細なＴｉＮ析出物を形成するのを助ける。そのような機能のため、Ａｌは０．０００５％以上の量で添加されることが好ましい。しかしながら、Ａｌの含有量が０．１％を超えると、ＡｌＮの析出後に残存している溶存Ａｌが、冷却工程において、熱影響部で弱い靱性を示すウィドマンステッテンフェライト及び島状マルテンサイトの形成を促進する。その結果、大入熱溶接工程が適用される場合に、熱影響部の靱性の悪化が生じる。
【００２８】
窒素（Ｎ）の含有量は０．００８〜０．０３％の範囲に制限される。
窒素は、ＴｉＮ、ＡｌＮ、ＢＮ、ＶＮ、ＮｂＮ等を形成するために本質的に必要になる元素である。Ｎは、大入熱溶接工程が行われるときに、熱影響部のプライアオーステナイト粒子の成長をできる限り抑制すると同時に、ＴｉＮ、ＡｌＮ、ＢＮ、ＶＮ、ＮｂＮ等のような析出物の量を増加させる役目を果たす。Ｎ含有量の下限値は０．００８％に定められ、なぜなら、Ｎは、ＴｉＮ及びＡｌＮ析出物の粒径、間隔及び密度や、酸化物とともに複合析出物を形成するこれらの析出物の頻度、及びこれらの析出物の高温安定性に大きく影響するためである。しかしながら、Ｎ含有量が０．０３％を超えると、そのような効果が飽和する。この場合、熱影響部での溶存窒素の量の増加により、靱性の悪化が生じる。その上、過剰のＮが、溶接工程で生じる希釈により溶接金属中に含まれ、それによって、溶接金属の靱性の悪化を引き起こす。
【００２９】
一方、本発明により用いられるスラブは、その後に窒素化合処理を施して高窒素鋼を形成可能な低窒素鋼でも良い。この場合、スラブは、スラブ表面割れの発生の可能性を低くするために、０．０００５％のＮ含有量を有する。その後、スラブは、０．００８〜０．０３％のＮ含有量を有する高窒素鋼を製造するために、窒素化合処理を含む再加熱工程が施される。
【００３０】
ボロン（Ｂ）の含有量は０．０００３〜０．０１％の範囲に制限される。
Ｂは、優れた靱性を示すアシキュラーフェライトを粒界に形成すると同時にポリゴナルフェライトを粒界に形成するために非常に有効な元素である。ＢはＢＮ析出物を形成し、それによってプライアオーステナイト粒子の成長を抑制する。また、Ｂは粒界及び粒内にＦｅ炭化ホウ素を形成し、それによって優れた靱性を示すアシキュラー及びポリゴナルフェライトへの変態を促進する。Ｂ含有量が０．０００３％より小さいとき、そのような効果を期待することができない。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、焼入性の増大が生じて望ましくなく、その結果熱影響部を硬化させたり、低温割れを発生させる可能性がある。
【００３１】
タングステン（Ｗ）の含有量は０．００１〜０．２％の範囲に制限される。
タングステンに熱間圧延が施されると、タングステンは母材に炭化タングステン（ＷＣ）の形態で均一に析出され、それによって、フェライト変態後のフェライト粒子の成長を効果的に抑制できる。また、タングステンは、熱影響部に対して、加熱工程の初期段階でプライアオーステナイト粒子の成長を抑制する役目も果たす。タングステン含有量が０．００１％より小さい場合、熱間圧延工程後の冷却工程中に、フェライト粒子の成長を抑制する役目を果たす炭化タングステンが不十分な密度で分散される。一方、タングステン含有量が０．２％を超える場合、タングステンの効果が飽和する。
【００３２】
銅（Ｃｕ）の含有量は０．１〜１．５％の範囲に制限される。
Ｃｕは、熱影響部の強度を向上させるための元素である。０．１％より小さいＣｕ含有量では、ＣｕＳ析出物を十分な量で形成して強度の向上を達成することができなく、また十分な固溶強化効果を期待することもできない。Ｃｕ含有量が１．５％を超えると、Ｃｕの効果が飽和する。むしろ、熱影響部の焼入性が増大し、それによって靱性の悪化を引き起こす。その上、過剰なＣｕが、溶接工程で生じる希釈により溶接金属中に含まれて望ましくなく、それによって、溶接金属の靱性の悪化を引き起こす。
【００３３】
リン（Ｐ）の含有量は０．０３０％以下に制限される。
Ｐは圧延工程で中心偏析、及び溶接工程で高温割れの形成を引き起こす不純物であるため、Ｐの含有量をできる限り低く制御することが望ましい。熱影響部の靱性の向上、及び中心偏析の減少を達成するために、Ｐ含有量を０．０３０％以下にすることが望ましい。
【００３４】
硫黄（Ｓ）の含有量は０．００３〜０．００５％の範囲に制限される。
Ｓは、熱影響部の強度を向上させるための元素である。この元素はＣｕと反応してＣｕＳを形成し、それによって強度（または硬さ）の向上を達成する。また、Ｓは複合析出物の形態でＴｉＮ析出物中に析出され、それによって、ＴｉＮ析出物の高温安定性を向上させる。そのような効果のために、Ｓは０．００３％以上の量で添加されることが好ましい。しかしながら、Ｓの含有量が０．０５％を超えると、Ｓの効果が飽和する。連続鋳造工程において、スラブの表面下のスラブに割れが形成されることがある。溶接工程において、高温溶接割れを促進する可能性を有するＦｅＳのような低融点化合物が形成される。したがって、Ｓ含有量は０．０５％より大きくしない。
【００３５】
酸素（Ｏ）の含有量は０．００５％以下に制限される。
Ｏの含有量が０．００５％を超える場合、Ｔｉは溶鋼中にＴｉ酸化物を形成し、その結果、ＴｉＮ析出物を形成できない。したがって、Ｏ含有量を０．００５％より大きくすることは望ましくない。その上、母材の靱性に望ましくない影響を与える粗大なＦｅ酸化物及びＡｌ酸化物のような介在物が形成されることがある。
【００３６】
本発明によれば、Ｔｉ／Ｎの比は１．２〜２．５の範囲に制限される。
Ｔｉ／Ｎの比が上記の所望の範囲に制限されると、以下の二つの利点がある。
第一に、ＴｉＮ析出物の密度を増加させると同時にそのＴｉＮ析出物を均一に分散させることができる。すなわち、Ｔｉ含有量が一定の条件下で窒素含有量が増加するときに、連続鋳造工程において（高窒素スラブの場合）、または窒素化合処理後の冷却工程において（低窒素スラブの場合）、全溶存Ｔｉ原子が容易に窒素原子と結合し、その結果、微細なＴｉＮ析出物が形成されると同時に高密度で分散される。
【００３７】
第二に、ＴｉＮ析出物の高温安定性を表すＴｉＮの溶解度積を減少させ、それによって、Ｔｉの再溶解を防止する。すなわち、Ｔｉは、溶解特性以上に、高窒素環境下でのＮとの結合の特性を優勢に示す。したがって、ＴｉＮ析出物は高温で安定している。
【００３８】
したがって、本発明によれば、Ｔｉ／Ｎの比は１．２〜２．５となるように制御される。Ｔｉ／Ｎ比が１．２より小さいとき、母材に溶解される窒素の量が増加し、それによって、熱影響部の靱性を低下させる。一方、Ｔｉ／Ｎ比が２．５より大きいとき、粗大なＴｉＮ粒子が形成される。この場合、ＴｉＮの均一な分散を得ることが困難である。その上、ＴｉＮの形態で析出されることなく残存している過剰なＴｉは溶解した状態で存在し、その結果、熱影響部の靱性に悪影響を及ぼすことがある。
【００３９】
Ｎ／Ｂの比は１０〜４０の範囲に制限される。
Ｎ／Ｂの比が１０より小さいとき、プライアオーステナイトの粒界でポリゴナルフェライトへの変態を促進する役目を果たすＢＮは、溶接工程後の冷却工程において、不十分な量で析出される。一方、Ｎ／Ｂ比が４０を超えるとき、ＢＮの効果が飽和する。この場合、溶存窒素の量の増加が生じ、それによって、熱影響部の靱性を低下させる。
【００４０】
Ａｌ／Ｎの比は２．５〜７の範囲に制限される。
Ａｌ／Ｎの比が２．５より小さい場合、アシキュラーフェライトへの変態を引き起こすためのＡｌＮ析出物は、不十分な密度で分散される。その上、熱影響部において溶存窒素の量の増加が生じ、それによって溶接割れの形成を引き起こすかもしれない。一方、Ａｌ／Ｎ比が７を超える場合、Ａｌ／Ｎ比を制御することによって得られる効果が飽和する。
【００４１】
（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎの比は６．５〜１４の範囲に制限される。
（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎの比が６．５より小さい場合、ＴｉＮ、ＡｌＮ、ＢＮ、及びＶＮ析出物の粒径及び密度は不十分であり、その結果、熱影響部におけるプライアオーステナイト粒子の成長の抑制、粒界での微細なポリゴナルフェライトの形成、溶存窒素の量の制御、粒内でのアシキュラーフェライト及びポリゴナルフェライトの形成、及び構造部分の制御を達成することができない。一方、（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎの比が１４を超えるとき、（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎの比を制御することによって得られる効果は飽和する。Ｖが添加される場合、（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ＋Ｖ）／Ｎの比を７〜１７の範囲にすることが好ましい。
【００４２】
Ｃｕ／Ｓの比は１０〜９０の範囲に制限される。
本発明によれば、ＣｕＳだけの析出物またはＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物は、ＴｉＮ析出物と母材間の境界に形成される。従って、これらの析出物が高温に加熱されるとき、それらは再び母材に選択的に溶解され、それによって、ＴｉＮ析出物のみで分散したときに比べて、再溶解温度を高くできるか、または再溶解に必要な時間を遅らせられる。熱影響部でのオーステナイト粒子の成長の所望の制御のためＣｕＳ析出物及びＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物の適切な密度及び粒径を得るために、またＴｉＮ析出物を取り囲むために十分な量のＣｕＳを確保するために、Ｃｕ／Ｓの比は１０以上となるべきである。しかしながら、Ｃｕ／Ｓの比が９０を超えるとＴｉＮ析出物を囲むＣｕＳ析出物が粗大化し、その結果、Ｃｕ／Ｓの比を制御することによって得られる効果が飽和する。その上、熱影響部の焼入性の増大が生じることがあり、それによって、靱性の悪化を引き起こすと同時に溶接金属に高温割れの形成を促進する。
【００４３】
本発明によれば、Ｖもまた上記で規定した鋼組成に選択的に添加しても良い。
Ｖは、Ｎと結合してＶＮを形成し、それによって、熱影響部にフェライトの形成を促進させる。ＶＮは単独で析出されるか、またはＴｉＮ析出物中に析出され、その結果、フェライト変態を促進する。また、ＶはＣと結合して、炭化物、すなわちＶＣを形成する。このＶＣは、フェライト変態後、フェライト粒子の成長を抑制する役割を果たす。
【００４４】
このようにして、Ｖは、母材の靱性及び熱影響部の靱性を更に向上させる。本発明によれば、Ｖの含有量は０．０１〜０．２％の範囲に制限されることが好ましい。Ｖの含有量が０．０１％より小さい場合、析出されるＶＮの量が、熱影響部でフェライト変態を促進させる効果を得るには不十分である。一方、Ｖの含有量が０．２％を超える場合、母材の靱性及び熱影響部の靱性が両方とも低下する。この場合、溶接焼入性の増加が生じる。したがって、望ましくない低温溶接割れが形成される可能性がある。
【００４５】
Ｖが添加される場合、Ｖ／Ｎの比は０．３〜９に制御されることが好ましい。
Ｖ／Ｎの比が０．３より小さいとき、熱影響部の靱性の向上のためにＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物の粒界で分散するＶＮ析出物の適切な密度及び粒径を確保することが困難となることがある。一方、Ｖ／Ｎの比が９を超えるとき、ＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物の粒界で分散するＶＮ析出物が粗大化されることがあり、それによって、ＶＮ析出物の密度を減少させる。その結果、熱影響部の靱性を向上させる役目を効果的に果たすフェライトの部分が減少することがある。
【００４６】
さらに機械的な特性を向上させるために、本発明によれば、上記で規定した組成を有する鋼は、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＣｒからなる群から選択される１以上の元素が添加されても良い。
【００４７】
Ｎｉの含有量は０．１〜３．０％の範囲に制限されることが好ましい。
Ｎｉは、固溶強化による母材の強度及び靱性を向上させるのに有効な元素である。そのような効果を得るために、Ｎｉ含有量は０．１％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が３．０％を超えるとき、焼入性の増加が生じ、それによって、熱影響部の靱性を低下させる。その上、熱影響部及び母材の両方に高温割れが形成される可能性がある。
【００４８】
Ｎｂの含有量は０．０１〜０．１０％の範囲に制限されることが好ましい。
Ｎｂは、母材の所望の強度を確保するのに有効な元素である。そのような効果のため、Ｎｂは０．０１％以上の量で添加される。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１％を超えるとき、粗大なＮｂＣが単独で析出されることがあり、母材の靱性に悪影響を及ぼす。
【００４９】
クロム（Ｃｒ）の含有量は０．０５〜１．０％の範囲に制限されることが好ましい。
Ｃｒは、焼入性を増加させると同時に強度を向上させる役目を果たす。０．０５％より小さいＣｒ含有量のときは、所望の強度を得ることができない。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えるとき、母材及び熱影響部の両方において靱性の悪化が生じる。
【００５０】
モリブデン（Ｍｏ）の含有量は０．０５〜１．０％の範囲に制限されることが好ましい。
Ｍｏは、焼入性を増加させると同時に強度を向上させる元素である。所望の強度を確保するために、０．０５％以上の量でＭｏを添加することが必要である。しかしながら、Ｍｏ含有量の上限は、熱影響部の焼入性及び低温溶接割れの形成を抑制するために、Ｃｒと同様、０．１％に定められる。
【００５１】
本発明によれば、Ｃａ及びＲＥＭの１つまたは両方も、加熱工程でプライアオーステナイト粒子の成長を抑制するために、添加されても良い。
Ｃａ及びＲＥＭは優れた高温安定性を示す酸化物を形成する役目をし、それによって、加熱工程中に母材のプライアオーステナイト粒子の成長を抑制すると同時に熱影響部の靱性を向上させる。また、Ｃａは、鋼製造工程において粗大なＭｎＳの形状を制御する効果を有する。そのような効果のため、Ｃａは０．０００５％以上の量で添加されることが好ましいが、ＲＥＭは０．００５％以上の量で添加されることが好ましい。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、またはＲＥＭ含有量が０．０５％を超えると、大きなサイズの介在物及びクラスターが形成され、それによって、鋼の清浄性が低下する。ＲＥＭとして、Ｃｅ，Ｌａ，Ｙ及びＨｆの１以上のものが用いられる。
【００５２】
以下に、本発明による溶接構造用鋼材の微細構造を説明する。
本発明による溶接構造用鋼材の微細構造は、フェライトとパーライトの複合構造であることが好ましい。また、フェライトは、２０μｍ以下の粒径を有することが好ましい。フェライト粒子が２０μｍより大きい粒径を有する場合、熱影響部のプライアオーステナイト粒子は、大入熱溶接工程が適用されるときに、８０μｍ以上の粒径を有するようになり、それによって、熱影響部の靱性を低下させる。
【００５３】
フェライトとパーライトの複合構造においてフェライトの部分が増加する場合、母材の靱性及び伸びも同様に増大する。したがって、フェライトの部分は２０％以上に、好ましくは７０％以上に定められる。
【００５４】
０．０１〜０．１μｍの粒径を有するＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物は、本発明の溶接構造用鋼材に１．０×１０７／ｍｍ２の密度で分散されることが望ましい。このことをより詳細に説明する。析出物が０．０１μｍより小さい粒径を有する場合、それらは再び溶接工程において母材に容易に溶解することがあり、その結果、オーステナイト粒子の成長を効果的に抑制することができない。一方、析出物が０．１μｍより大きい粒径を有する場合、それらはオーステナイト粒子に不十分なピンニング効果（粒子の成長の抑制）を示し、また粗大な非金属介在物のように作用し、それによって、機械的な特性に悪影響を及ぼす。
【００５５】
微細な析出物の密度が１．０×１０７／ｍｍ２より小さい場合、大入熱を用いる溶接工程が適用されると、熱影響部の臨界オーステナイト粒径を８０μｍ以下に制御することが困難である。析出物が均一に分散される場合、析出物の粗大化を引き起こすオストワルド熟成現象をより効果的に抑制することができる。したがって、ＴｉＮ析出物を０．５μｍの間隔を有するように制御することが望ましい。
【００５６】
（溶接構造用鋼材を製造するための方法）
本発明によれば、上記で規定した組成を有する鋼スラブが先ず作製される。
本発明の鋼スラブは、従来の精錬及び脱酸工程によって処理された溶鋼を、鋳造工程により従来のように加工することによって、製造することができる。しかしながら、本発明はそのような工程に限定されない。
【００５７】
本発明によれば、溶鋼は第一に転炉で精錬され、そして、第二の精錬工程として“精錬外部炉（ｒｅｆｉｎｉｎｇ　ｏｕｔｓｉｄｅ　ｆｕｒｎａｃｅ）”工程が施されるように、取鍋に引き出される。溶接構造用鋼材のような厚い鋼材の場合、”精錬外部炉”工程後に、脱ガス処理（ルールスタヒ　エレオス（Ｒｕｈｒｓｔａｈｉ　Ｈｅｒｅａｕｓ（ＲＨ））工程）を行うことが望ましい。一般的に、脱酸は第一と第二の精錬工程間に行われる。
【００５８】
脱酸工程において、溶存酸素の量が本発明による適切なレベルより大きくならないように制御された条件下で、Ｔｉが添加されることが最も望ましい。これは、大部分のＴｉを、酸化物を全く形成せずに、溶鋼に溶解させるためである。この場合、Ｔｉよりも高い脱酸効果を有する元素が、Ｔｉの添加より先に添加されることが好ましい。
【００５９】
これついて、詳細に説明する。溶存酸素の量は、酸化物生成挙動に大きく依存する。より高い酸素親和力を有する脱酸剤の場合、溶鋼において酸素と結合する速度がより高い。したがって、Ｔｉの添加より先に、Ｔｉよりも高い脱酸効果を有する元素を用いて脱酸が行われる場合、Ｔｉが酸化物を形成することを可能な限り防ぐことができる。もちろん、脱酸は、Ｔｉよりも高い脱酸効果を有する元素、例えばＡｌの添加より先に、鋼の５元素に属するＭｎ、Ｓｉ等が添加される条件下で行われても良い。脱酸後、Ａｌを用いて第二の脱酸が行われる。この場合、添加される脱酸剤の量を減らすことができるという利点がある。それぞれの脱酸剤の脱酸効果を以下に示す：
Ｃｒ＜Ｍｎ＜Ｓｉ＜Ｔｉ＜Ａｌ＜ＲＥＭ＜Ｚｒ＜Ｃａ≒Ｍｇ
【００６０】
上記記載から明らかなように、本発明によれば、Ｔｉの添加より先にＴｉよりも高い脱酸効果を有する元素を添加することによって、溶存酸素の量をできる限り低く制御することができる。溶存酸素の量は３０ｐｐｍ以下に制御されることが好ましい。溶存酸素の量が３０ｐｐｍを超えると、Ｔｉが溶鋼に存在する酸素と結合することがあり、それによってＴｉ酸化物を形成する。その結果、溶存Ｔｉの量が減少する。
【００６１】
溶存酸素量の制御後、Ｔｉの添加は、Ｔｉ含有量が０．００５〜０．２％の範囲となる条件下で、１０分以内に終えることが好ましい。これは、Ｔｉの添加後のＴｉ酸化物の生成により、時間の経過とともに溶存Ｔｉの量が減少するためである。
【００６２】
本発明によれば、Ｔｉの添加は、真空脱ガス処理前または処理後のいつ行われても良い。
本発明によれば、鋼スラブは、上述のように作製された溶鋼を用いて製造される。作製した鋼スラブが（窒素化合処理を必要とする）低窒素鋼である場合、鋳造速度を問わない、すなわち低鋳造速度または高鋳造速度を問わない連続鋳造工程を行うことができる。しかしながら、溶融鋼が高窒素鋼である場合、高窒素鋼はスラブ表面割れの形成の可能性が高いということを考慮して、生産性向上の点から、溶鋼を低鋳造速度で鋳造するとともに２次冷却帯において弱い冷却条件で維持することが望ましい。
【００６３】
連続鋳造工程の鋳造速度は、一般的な鋳造速度、すなわち約１．２ｍ／ｍｉｎよりも遅い１．１ｍ／ｍｉｎであることが好ましい。さらに、鋳造速度は約０．９〜１．１ｍ／ｍｉｎに制御されることが好ましい。０．９ｍ／ｍｉｎより遅い鋳造速度では、スラブ表面割れの減少の点で利点があるものの生産性の悪化が生じる。一方、鋳造速度が１．１ｍ／ｍｉｎより速い場合、スラブ表面割れの形成の可能性が増加する。低窒素鋼の場合でも、鋼が０．９〜１．２ｍ／ｍｉｎの低速度で鋳造されるときに、良好な内部品質を得ることができる。
【００６４】
一方で、２次冷却帯での冷却条件を制御することが望ましく、なぜなら、冷却条件はＴｉＮ析出物の微細さと均一な分散に影響を与えるためである。
高窒素溶鋼に関しては、２次冷却帯での散水量は、弱冷却のため０．３〜０．３５ｌ／ｋｇに定められる。散水量が０．３ｌ／ｋｇより少ないと、ＴｉＮ析出物の粗大化が生じる。その結果、本発明による所望の効果を得るために、ＴｉＮ析出物の粒径および密度を制御することが困難となるであろう。一方、散水量が０．３５ｌ／ｋｇより多いとき、ＴｉＮ析出物の形成の頻度が非常に低く、その結果、本発明による所望の効果を得るために、ＴｉＮ析出物の粒径および密度を制御することが困難となる。
【００６５】
その後、本発明によれば、上述のように作製した鋼スラブが加熱される。
０．００８〜０．０３０％の窒素含有量を有する高窒素鋼スラブの場合、１１００〜１２５０℃の温度で６０〜１８０分間加熱される。スラブ加熱温度が１１００℃より低いとき、本発明による所望の効果を得るのに適切となるＣｕＳの析出物及びＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物の粒径及び密度を得ることが困難である。一方、スラブ加熱温度が１２５０℃より高いとき、ＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物の粒径及び密度が飽和する。また、加熱工程中に、オーステナイト粒子が成長する。その結果、その後の圧延工程で行われる再結晶化に影響を与えるオーステナイト粒子が過度に粗大化され、その結果、フェライトを微細化する効果の減少を示し、それによって、最終鋼材の機械的な特性を低下させる。一方で、スラブ加熱時間が６０分より短い場合、固化偏析は減少する。また、その与えられた時間では、ＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物を分散させるには不十分である。スラブ加熱時間が１８０分を超えるとき、加熱工程によって得られる効果が飽和する。この場合、製造コストが増加する。その上、スラブでオーステナイト粒子の成長が生じ、その後の圧延工程に悪影響を及ぼす。
【００６６】
０．００５％の量で窒素を含有する低窒素鋼スラブに対して、本発明によれば、高窒素鋼スラブを得ると同時にＴｉとＮの比を調節するために、スラブ加熱炉で窒素化合処理が行われる。
【００６７】
本発明によれば、低窒素鋼スラブは、スラブの窒素濃度を好ましくは０．００８〜０．０３％に制御するために、その窒素化合処理のため、１０００〜１２５０℃の温度で６０〜１８０分間加熱される。スラブで適切な量のＴｉＮ析出物を確保するために、窒素含有量は０．００８％以上にするべきである。しかしながら、窒素含有量が０．０３％を超えるとき、窒素はスラブ中に拡散され、それによって、スラブの表面での窒素の量が、微細なＴｉＮの形態で析出される窒素の量より多くなる。その結果、スラブはその表面で硬化され、それによって、その後の圧延工程に悪影響を及ぼす。
【００６８】
スラブの加熱温度が１０００℃より低いとき、窒素が十分に拡散できなく、それによって、微細なＴｉＮ析出物が低い密度を有するようになる。ＴｉＮ析出物の密度を加熱時間を長くすることによって増加させることはできるが、これは製造コストを増加させる。一方、加熱温度が１２５０℃より高いとき、オーステナイト粒子の成長が加熱工程中にスラブ内で生じ、その後の圧延工程で行われる再結晶化に悪影響を及ぼす。スラブ加熱時間が６０分より短い場合、所望の窒素化合効果を得ることができない。一方、スラブ加熱時間が１８０分より長い場合、製造コストが増加する。その上、オーステナイト粒子の成長がスラブで生じ、その後の圧延工程に悪影響を及ぼす。
【００６９】
窒素化合処理は、スラブにおいて、Ｔｉ／Ｎの比が１．２〜２．５に、Ｎ／Ｂの比が１０〜４０に、Ａｌ／Ｎの比が２．５〜７に、（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ）／Ｎの比が６．５〜１４に、Ｖ／Ｎの比が０．３〜９に、及び（Ｔｉ＋２Ａｌ＋４Ｂ＋Ｖ）／Ｎの比が７〜１７に制御されるように行われることが好ましい。
【００７０】
その後、加熱した鋼スラブは、オーステナイト再結晶化温度領域において４０％以上の厚さ減少率で熱間圧延されることが好ましい。オーステナイト再結晶化温度領域は、鋼の組成及び先の厚さ減少率に依存する。本発明によれば、オーステナイト再結晶化温度領域は、一般的な厚さ減少率を考慮すると、約８５０〜１０５０℃に定められる。
【００７１】
熱間圧延温度が８５０℃より低い場合、熱間圧延温度が再結晶温度領域内ではないため、構造が圧延工程において伸びたオーステナイトに変化する。したがって、その後の冷却工程で微細なフェライトを確保することが困難である。一方、熱間圧延温度が１０５０℃より高い場合、再結晶化により形成された再結晶化したオーステナイトの粒子は成長し、粗大化する。その結果、冷却工程で微細なフェライト粒子を得ることが困難である。また、圧延工程における累積または単独の厚さ減少率が４０％より小さいとき、オーステナイト粒子内のフェライト核の形成のためのサイトが不十分である。その結果、オーステナイトの再結晶化によるフェライト粒子を十分に微細化する効果を得ることができない。その上、溶接工程における熱影響部の靱性に有利に影響する析出物の挙動に悪影響がある。
【００７２】
その後、圧延した鋼スラブは、フェライト変態終了温度から±１０℃の範囲の温度まで１℃／ｍｉｎの速度で冷却される。圧延した鋼スラブは、フェライト変態終了温度まで１℃／ｍｉｎの速度で冷却され、その後大気中で冷却される。
【００７３】
もちろん、圧延した鋼スラブが常温まで１℃／ｍｉｎの速度で冷却されるときでも、フェライトの微細化に関する問題はない。しかしながら、これは、非経済的であるため、望ましくない。圧延した鋼スラブは、フェライト変態終了温度から±１０℃の範囲の温度まで１℃／ｍｉｎの速度で冷却されるが、フェライト粒子の成長を防止することができる。冷却速度が１℃／ｍｉｎより小さいとき、再結晶化した微細なフェライト粒子の成長が生じる。この場合、２０μｍ以下のフェライト粒径を確保することが困難である。
【００７４】
上記記載から明らかなように、脱酸及び鋳造条件を制御すると同時に元素の含有量比、特にＴｉ／Ｎの比を調節することによって、微細構造としてフェライトとパーライトの複合構造を有すると同時に優れた熱影響部靱性を示す鋼材を得ることができる。また、０．０１〜０．１μｍの粒径を有するＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物が１．０×１０７／ｍｍ２以上の密度で析出すると同時に０．５μｍの間隔を有する鋼材を効果的に製造することができる。
【００７５】
一方で、スラブは、鋼鋳造工程として連続鋳造工程または鋳型鋳造工程を用いて製造することができる。高冷却速度が用いられる場合、析出物を微細に分散させることが容易である。したがって、連続鋳造工程を用いることが望ましい。同じ理由から、スラブは薄い厚さを有することが有利である。そのようなスラブの熱間圧延工程として、熱チャージ圧延工程または直接圧延工程が用いられても良い。また、周知の制御圧延工程や制御した冷却工程のような様々な技術を用いることもできる。本発明により製造された熱間圧延したプレートの機械的な特性を向上させるために、熱処理が適用されても良い。そのような周知の技術が本発明に適用されるが、そのような適用は本発明の範囲内であることに注意しなければならない。
【００７６】
（溶接構造物）
また、本発明は、上述の溶接構造用鋼材を用いて製造される溶接構造物に関する。したがって、本発明に含まれるものは、本発明による上記で規定した組成、約２０μｍ以下の粒径を有するフェライト及びパーライトの複合構造に相当する微細構造、または０．０１〜０．１μｍの粒径を有すると同時に１．０×１０７／ｍｍ２以上の密度と０．５μｍ以下の間隔で分散されるＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物を有する溶接構造用鋼材を用いて製造される溶接構造物である。
【００７７】
大入熱溶接工程が上述の溶接構造用鋼材に適用される場合、８０μｍ以下の粒径を有するプライアオーステナイトが形成される。プライアオーステナイトの粒径が８０μｍより大きい場合、焼入性の増加が生じ、それによって、低温構造（マルテンサイトまたは上部ベイナイト）の形成が容易に引き起こされる。その上、異なる核形成サイトを有するフェライトがオーステナイトの粒界で形成されるが、それらは粒子の成長が生じるときにまとめられ、それによって靱性に悪影響を引き起こす。
【００７８】
鋼材が大入熱溶接工程への適用により焼入れされるとき、熱影響部の微細構造は２０μｍ以下の粒径を有するフェライトを７０％以上の体積部分で含む。フェライトの粒径が２０μｍより大きい場合、熱影響部の靱性に悪影響を及ぼす側板または他形のフェライトの部分が増加する。靱性の向上を達成するために、フェライトの体積部分は７０％以上に制御されることが望ましい。本発明のフェライトがポリゴナルフェライトまたはアシキュラーフェライトの特徴を有するとき、靱性の向上が期待される。本発明によれば、ＢＮ及びＡｌＮ析出物が、粒界及び粒内で靱性を向上させるための重要な働きを行う。
【００７９】
大入熱溶接工程が溶接構造用鋼材（母材）に適用されるとき、８０μｍ以下の粒径を有するプライアオーステナイトが熱影響部で形成される。その後の焼入れ工程により、熱影響部の微細構造は、２０μｍ以下の粒径を有するフェライトを７０％以上の体積部分で含む。
【００８０】
１００ｋＪ／ｃｍ以下の入熱を用いる溶接工程が本発明の溶接構造用鋼材に適用される場合（表５における“Δｔ８００−５００＝６０秒”の場合）、母材と熱影響部との靱性の違いは、±４０Ｊの範囲内である。また、２５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱を用いる溶接工程の場合（表５における“Δｔ８００−５００＝１８０秒”）、母材と熱影響部との靱性の違いは、±１００Ｊの範囲内である。そのような結果は、以下の実施例から理解することができる。
【００８１】
（実施例）
以下に、本発明を様々な実施例と共に説明する。これらの実施例は例証となる目的のためだけに為されており、本発明はこれらの実施例に限定されるものとして解釈されるものではない。
【００８２】
（実施例１）
表１の異なる鋼組成を有するそれぞれの鋼材は転炉で溶解された。得られた溶鋼は、連続鋳造工程が施され、それによってスラブを製造した。次に、スラブは表３の条件下で熱間圧延され、それによって、熱間圧延したプレートを製造した。表２は各鋼材における合金元素の含有量比を記載している。
【００８３】
【表１】
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【００８４】
【表２】
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【００８５】
【表３】
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【００８６】
試験片は熱間圧延した鋼材からサンプリングされた。サンプリングは、各熱間圧延した鋼材の中心部で厚さ方向に行われた。特に、引張試験のための試験片は圧延方向でサンプリングされたが、シャルピー衝撃試験のための試験片は圧延方向と垂直方向でサンプリングされた。
【００８７】
上記のようにサンプリングされた鋼試験片を用いて、各鋼材（母材）の析出物の特徴、及びその鋼材の機械的特性が測定された。測定結果を表４に記載する。また、熱影響部の微細構造及び衝撃靱性も測定された。これらの測定は以下のように行われた。
【００８８】
引張試験片には、ＫＳ規格４号（ＫＳ　Ｂ　０８０１）の試験片が用いられた。引張試験は５ｍｍ／ｍｉｎのクロスヘッド速度で行われた。一方、衝撃試験片はＫＳ規格３号（ＫＳ　Ｂ　０８０９）の試験片に基づいて作製された。衝撃試験片には、ノッチが、母材の場合には側面（Ｌ−Ｔ）で圧延方向に機械加工され、一方、溶接材料の場合には溶接ライン方向に機械加工された。熱影響部の最大加熱温度でオーステナイト粒子の大きさを調べるために、各試験片は、再現性のある溶接シミュレータを用いて、１４０℃／ｓｅｃの加熱速度で１２００〜１４００℃の最大加熱温度に加熱され、１秒保持した後、Ｈｅガスを用いて焼入れされた。焼入れした試験片は研磨され、エロージョンされた後、得られた試験片の最大加熱温度条件でのオーステナイトの粒径が、ＫＳ規格（ＫＳ　Ｄ　０２０５）により測定された。
【００８９】
冷却工程後に得られる微細構造、及び熱影響部の靱性に大きく影響を与える析出物と酸化物の粒径、密度、間隔が、画像分析器及び電子顕微鏡を用いてポイントカウント方式により測定された。測定は、１００ｍｍ２の試験領域で行われた。各試験片の熱影響部の衝撃靱性は、試験片に約８０ｋＪ／ｃｍ、１５０ｋＪ／ｃｍ、２５０ｋＪ／ｃｍの溶接入熱に相当する溶接条件を施すことによって評価された。すなわち、１４００℃の最大加熱温度に加熱し、それぞれ、６０秒、１２０秒、１８０秒で冷却し、試験片の表面を研磨し、試験片を衝撃試験用に機械加工した後、−４０℃の温度で試験片にシャルピー衝撃試験を行うことを含む溶接サイクルである。
【００９０】
【表４】
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【００９１】
表４に示したように、本発明により製造された各熱間圧延した鋼材の析出物（ＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物）の密度は、１．０×１０８／ｍｍ２以上であるが、従来の各鋼材の析出物の密度は４．０７×１０５／ｍｍ２以下であることがわかる。すなわち、本発明の鋼材は、非常に小さな粒径を有していると同時に著しく高密度で分散された析出物で形成されている。
本発明の鋼材は、約４〜８μｍの粒径を有する微細なフェライトが８７％以上の高い部分を有する母材構造を有する。
【００９２】
【表５】
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【００９３】
表５に示したように、本発明の場合では、１４００℃の最大加熱温度条件下でのオーステナイト粒子の大きさは、熱影響部において、５２〜６５μｍの範囲内であるが、従来の鋼材におけるオーステナイト粒子は約１８０μｍの粒径を有するように非常に粗大である。このように、本発明の鋼材は、溶接工程において熱影響部でオーステナイト粒子の成長を抑制する優れた効果を有する。１００ｋＪ／ｃｍの入熱を用いる溶接工程が適用される場合、本発明の鋼材は約７０％以上のフェライト部分を有する。
【００９４】
溶接入熱が２５０ｋＪ／ｃｍである大入熱溶接条件下で（８００℃から５００℃までの冷却にかかる時間が１８０秒である）、本発明の鋼材は、熱影響部衝撃靱性として−４０℃で約２８０Ｊ以上の優れた靱性の値を示すと同時に変態温度として約−６０℃を示す。すなわち、本発明の鋼材は、大入熱溶接条件下で優れた熱影響部衝撃靱性を示す。
同じ大入熱溶接条件下で、従来の鋼材は、熱影響部衝撃靱性として０℃で約２００Ｊの靱性の値を示すと同時に変態温度として約−６０℃を示す。
【００９５】
実施例２−脱酸の制御：窒素化合処理
試料は、Ｔｉ以外の元素の含有量が本発明により関連づけた範囲内である本発明の鋼材を用いて作製された。各試料は転炉で溶融された。得られた溶鋼は、表７の条件下で精錬及び脱酸処理が施された後、鋳造され、それによって鋼スラブを形成した。そのスラブを用いて、２５〜４０ｍｍの厚さを有する厚い鋼板が、表９の条件下で製造された。表９において、窒素化合処理後に示した合金元素の含有量比が記載されている。
【００９６】
【表６】
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【００９７】
【表７】
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【００９８】
【表８】
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【００９９】
【表９】
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【０１００】
試験片は、上述のように製造された厚い鋼材からサンプリングされた。サンプリングは、各圧延した鋼材の中心部で厚さ方向に行われた。特に、引張試験のための試験片は圧延方向でサンプリングされたが、シャルピー衝撃試験のための試験片は圧延方向と垂直方向でサンプリングされた。
【０１０１】
上記のようにサンプリングされた鋼試験片を用いて、各鋼材（母材）の析出物の特徴、及びその鋼材の機械的特性が測定された。その結果を表１０に記載する。また、熱影響部の微細構造及び衝撃靱性も測定された。その結果を表１１に記載する。これらの測定は実施例１と同じ方式で行われた。
【０１０２】
【表１０】
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【０１０３】
表１０に示したように、本発明により製造された各熱間圧延した鋼材における析出物（ＴｉＮ及びＣｕＳの複合析出物）の密度は、１．０×１０８／ｍｍ２以上であるが、従来の各鋼材における析出物の密度は４．０７×１０５／ｍｍ２以下であることがわかる。すなわち、本発明の鋼材は、非常に小さな粒径を有していると同時に著しく高密度で分散された析出物で形成されている。
【０１０４】
【表１１】
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【０１０５】
表１１に示したように、本発明の場合では、１４００℃の最大加熱温度でのオーステナイト粒子の大きさは、熱影響部において、５２〜６５μｍの範囲内であるが、従来の鋼材のオーステナイト粒子は約１８０μｍの粒径を有するように非常に粗大である。このように、本発明の鋼材は、溶接工程において熱影響部でオーステナイト粒子の成長を抑制する優れた効果を有する。１００ｋＪ／ｃｍの入熱を用いる溶接工程が適用される場合、本発明の鋼材は約７０％以上のフェライト部分を有する。
【０１０６】
溶接入熱が２５０ｋＪ／ｃｍである大入熱溶接条件下で（８００℃から５００℃までの冷却にかかる時間が１８０秒である）、本発明の鋼材は、熱影響部衝撃靱性として−４０℃で約２８０Ｊ以上の優れた靱性の値を示すと同時に変態温度として約−６０℃を示す。すなわち、本発明の鋼材は、大入熱溶接条件下で優れた熱影響部衝撃靱性を示す。同じ大入熱溶接条件下で、従来の鋼材は、熱影響部衝撃靱性として０℃で約２００Ｊの靱性の値を示すと同時に変態温度として約−６０℃を示す。
【国際公開パンフレット】
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【国際調査報告】
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