JP2009127104A

JP2009127104A - 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法

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Publication number: JP2009127104A
Application number: JP2007305283A
Authority: JP
Inventors: Ryuji Uemori; 龍治植森; Yoshiyuki Watabe; 義之渡部; Yoshihide Nagai; 嘉秀長井; Akihiko Kojima; 明彦児島; Rikio Chijiiwa; 力雄千々岩
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-11-27
Filing date: 2007-11-27
Publication date: 2009-06-11
Anticipated expiration: 2027-11-27
Also published as: JP4949210B2

Abstract

【課題】溶接熱影響部の靭性が優れた鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｃｕ：０．２５〜０．５０、Ｎｉ：０．５〜１．５０、Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３、Ｏ：０．００１０〜０．００４５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、不純物としての混入量がＮｂ：≦０．０１０％、Ｖ：≦０．０２０％であり、（Ａ）式で表されるＣｅＨが０．０５以下の範囲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。
ＣｅＨ＝Ｃ＋１／４Ｓｉ−１／２４Ｍｎ＋１／４８Ｃｕ＋１／３２Ｎｉ＋１／０．４Ｎｂ＋１／２Ｖ・・・（Ａ）
但し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ鋼成分（質量％）を示す。
【選択図】図１

Description

本発明は小入熱溶接から中入熱溶接における溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に優れた鋼およびその製造法に関し、特に、高強度で溶接時に最も靱性が劣化する溶接溶け込み線（ＦＬ）部のＣＴＯＤ（ＣｒａｃｋＴｉｐＯｐｅｎｉｎｇＤｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）特性が極めて良好で優れた靱性を示す溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法に関する。

低合金鋼のＨＡＺ靱性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ＊）、上部ベイナイト（Ｂｕ）およびフェライトサイドプレート（ＦＳＰ）などの硬化相の分散状態、（３）析出硬化状態、（４）粒界脆化の有無、（５）元素のミクロ偏析など種々の要因に支配される。これらの要因は靱性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ靱性を改善するために多くの技術が実用化されている。

このような靭性阻害要因は添加元素によって引き起こされるといってもあながち間違いではなく、合金元素含有量の低減により靭性は向上する。しかしながら、構造用鋼には、常に高強度化が求められており、そのためには合金元素の添加が必要である。すなわち、強度と靭性の要求は合金元素含有量の観点から相反するものであり、合金元素によらない靭性向上技術が求められてきた。

特に優れている技術として、Ａｌを実質的に含まない鋼でＴｉ酸化物を用いてミクロ組織を微細化し、これに加えＴｉ、Ｏ、Ｎのバランスを適正化してＴｉＣの析出を抑制して析出硬化を低減し、靱性を向上させることが知られている（例えば、特許文献１参照）。この場合、溶接熱影響部の靭性はミクロ組織の影響と高炭素マルテンサイト（以下、Ｍ＊と称する）を含む硬化層の影響のバランスによりきまることになり、従来の技術ではＮｉ等による母材マトリックスの靭性向上により解決が図られていた。しかしながら、本技術においては、より低温でのＨＡＺ靱性を向上させるために不可欠なＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ等の合金添加元素の最適化が必ずしもなされていないため、−４０℃以下のような極低温におけるＣＴＯＤ特性が優れた高強度鋼を製造するための指針が得られていなかった。

この発明にかかる鋼の、Ａｌ、Ｎｂを実質的に含まない点は、本願発明にも活用されている。しかし、この発明においては、Ｃ含有量が高いため、ＣｕやＮｉ以外の添加元素として有益なＭｎの含有量を増加した場合の靭性低下という課題が解決されていない。また、不純物としてのＮｂ、Ｖが靭性に悪影響を及ぼすことが懸念されていた。

また、特許文献１の思想を踏襲し、Ｔｉ酸化物を用いつつ、Ｎｂを添加し、かつＭｎ含有量を高める発明が提案されている（例えば、特許文献２参照）。この発明ではそのことにより、オーステナイト−フェライト変態開始温度を低下させて硬化相の生成を抑え、同時に適正なミクロ組織を得て、−１０℃のＣＴＯＤ特性を満足するものである。しかしながら、更に厳しいレベルとなる−４０℃以下での溶接継手の要求ＣＴＯＤ特性を十分満足するものではなかった。

特開平５−２４７５３１号公報特開２００３−１４７４８４号公報

本発明は、小入熱溶接から中入熱溶接における溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に優れた鋼およびその製造法を提供することを目的とし、溶接熱影響部靭性のうち、特に、小〜中入熱の多層溶接部のＣＴＯＤ特性が極めて良好である溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に優れた鋼およびその製造法を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、小〜中入熱（板厚５０ｍｍで１．５〜６．０ｋＪ／ｍｍ）溶接時のＨＡＺのＣＴＯＤ特性（−４０℃以下の温度に於けるＣＴＯＤ特性）について鋭意研究し、その結果、極めて局部的な領域の靱性（シャルピー試験による破壊性能指標）が支配的であり、この部分のミクロ組織の制御と脆化元素の低減、さらには応力集中源となり靭性を低下させる介在物の制御をすることによって、ＣＴＯＤ特性が極めて良好となることを知見した。
すなわち、
１）小〜中入熱ＨＡＺでは、一般に溶接後の冷却時間がおよそ６０ｓ以内である。このような冷却条件では、Ｃ含有量が十分低ければ、その他の脆化元素を適切に制御することにより、Ｍｎを２．０％程度まで添加しても、靭性に悪影響を及ぼすＭ＊が生成しなくなること、
２）Ａｌを実質的に含まない鋼でＴｉ酸化物を用いてミクロ組織を微細化する技術に代
えて、ＭｇとＣａによる複合脱酸技術を用いて結晶粒を微細化させることにより、鋼の焼入れ性を低く抑えることが可能となり、鋼成分をより適正化できること、
３）更に、鋼中に不純物として存在するＮｂ、Ｖを一定限界以下に、制限することによ
り予期せぬ靭性低下を除去できること、を見出して本発明を完成した。
本発明の要旨は、次の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
Ｍｎ：１．５０〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．５０〜１．５０％、
Ｐ：≦０．０１５％、
Ｓ：≦０．０１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００３％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、
Ｏ：０．００１０〜０．００４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、不純物としての混入量がＮｂ：≦０．０１０％、Ｖ：≦０．０２０％であり、下記（Ａ）式で表されるＣｅＨが０．０５以下の範囲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。
ＣｅＨ＝Ｃ＋１／４Ｓｉ−１／２４Ｍｎ＋１／４８Ｃｕ＋１／３２Ｎｉ＋１／０．４Ｎｂ＋１／２Ｖ・・・（Ａ）
但し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ鋼成分量（質量％）を示す。

（２）ＣｅＨが０．０２以下の範囲であることを特徴とする前記（１）記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼。

（３）ＭｇとＣａの合計量が０．００５％以下であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼。

（４）前記（１）〜（３）記載の鋼成分とＣｅＨとを満足する鋼片を１１００℃以下の温度に加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼の製造方法。

本発明によれば、小入熱溶接から中入熱溶接における溶接熱影響部の靭性に優れた鋼を提供することができ、特に、高強度で溶接時に最も靱性が劣化するＦＬ部のＣＴＯＤ特性が極めて良好で優れた靱性を示す溶接熱影響部の靭性に優れた鋼を提供することができる。これにより、海洋構造物、耐震性建築物等の厳しい環境で使用される高強度の鋼材を得ることを可能とすることができるという顕著な効果を奏するものである。

以下本発明を詳細に説明する。
本発明者らの研究によれば、小〜中入熱（板厚５０ｍｍで１．５〜６．０ｋＪ／ｍｍ）溶接時のＨＡＺのＣＴＯＤ特性（−４０℃以下の温度に於けるＣＴＯＤ特性）に対しては、極めて局部的な領域の靱性（シャルピー試験による破壊性能指標）が支配的であり、この部分のミクロ組織の制御と脆化元素の低減、さらには応力集中源となり靭性を低下させる介在物の制御が重要となる。換言すれば、ＣＴＯＤ特性は、材料の平均的特性ではなく局所的な脆化域や介在物の存在に支配され、鋼材中にごく一部分でも脆化をもたらす領域があれば、鋼板のＣＴＯＤ特性は著しく損なわれる。

具体的には、ＣＴＯＤ特性に最も大きな影響を及ぼす局所的な領域はＭ＊、フェライトサイドプレート（ＦＳＰ）などの硬化相である。このような硬化相の生成を抑えるため、従来は、鋼の焼入れ性を低く抑える必要があり、高強度化の阻害要因となっていた。

本発明は、次の１）〜３）のことを見出し、ＨＡＺ靭性の高い鋼を具現化したものである。すなわち、

１）小〜中入熱ＨＡＺでは、一般に溶接後の冷却時間がおよそ６０ｓ以内である。このような冷却条件では、Ｃ含有量が十分低ければ、その他の脆化元素を適切に制御することにより、Ｍｎを２．０％程度まで添加しても、靭性に悪影響を及ぼすＭ＊が生成しなくなることを見出した。特に、−４０℃以下のような極低温のＣＴＯＤ特性を高いレベルで安定して得るためにはＣｕとＮｉをそれぞれＣｕ：０．２５〜０．５％、Ｎｉ：０．５〜１．５％に制御することが極めて有効である。これについては後述する。この結果、従来靭性を劣化させることから多量の添加はできないと考えられていたＭｎの含有量を高めることが可能となった。

２）Ａｌを実質的に含まない鋼でＴｉ酸化物を用いてミクロ組織を微細化する技術に代
えて、ＭｇとＣａによる複合脱酸技術を用いて結晶粒を微細化させることにより、鋼の焼入れ性を低く抑えることが可能となり、鋼成分をより適正化できることを知見した。これにより、Ｍ＊以外の硬化相（ＢｕやＦＳＰなど）の生成も抑制することが可能となり、ＨＡＺ靱性劣化の要因を取り除くことができる。このとき、介在物の制御〔個数の低減〕の観点から、ＭｇとＣａのそれぞれの上限を０．００３％にすることが良好なＣＴＯＤ特性を得る上で不可欠である。なお、以上に示した１）の高Ｍｎ化と、２）のＭｇとＣａの複合脱酸を用いた細粒化技術の組合せにとよるＣＴＯＤ向上技術は従来全く報告されていない。

３）更に、鋼中に不純物として存在するＮｂ、Ｖを一定限界以下に、制限することによ
り予期せぬ靭性低下を除去した。これら元素は硬化相の生成を促進する効果を有することから、含有量を制限することで靭性を向上させることが可能となる。

以上の３点を組み合せることにより、これまで達成できなかった小〜中入熱溶接ＨＡＺにおける−４０℃以下の厳しい温度条件下での良好なＣＴＯＤ特性を実現することが可能となる。特に、Ｍ＊の生成が極めて少ない場合であっても、脆化元素であるＣ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ等の制御が必須である。

具体的には、脆化に影響する合金元素のパラメータ（ＣｅＨ）としてのＣ＋１／４Ｓｉ−１／２４Ｍｎ＋１／４８Ｃｕ＋１／３２Ｎｉ＋１／０．４Ｎｂ＋１／２Ｖの値（ＣｅＨ）を所定の範囲に制御することが重要である。この脆化元素パラメータの式は、各脆化元素の脆化に寄与する割合に応じた値を合算したものである。本発明者らは種々の条件にて溶接部のＣＴＯＤ試験を実施し、各試験温度で３本のＣＴＯＤ試験の最低値が０．１ｍｍを示す温度である、Ｔδｃ（ＣＴＯＤ特性）とＣｅＨの値には直線関係があり、Ｔδｃが良好となるＣｅＨの適正範囲を見出した。そのＴδｃ（ＣＴＯＤ特性）とＣｅＨの値との関係を図１に示した。

具体的には、Ｃｕ：０．２５〜０．５０％、Ｎｉ：０．５〜１．５０％の範囲では、ＣｅＨが０．０２程度のときに、Ｔδｃが−６０℃に達する。また、ＣｅＨが０．０５より小さい場合にはＴδｃが−４０℃を満足する。ＣｕとＮｉはＣＴＯＤ値の安定に不可欠であり、他の合金添加量の制御（ＣｅＨ）との組合せによりＣＴＯＤ値を向上させる。本発明では、前述したように２）の効果とこのＣｕとＮｉ量の適正化によりＣｅＨの増加の悪影響を小さくすることができる。

以上のように、本発明鋼の要件を満たし、ＣｅＨを制御することにより、所望のＣＴＯＤ特性が得られる。本発明鋼では、ＣｅＨの値を、要求されるＣＴＯＤ特性に応じて制御することが発明の特徴の一つである。ＣｅＨの値の制御に加え、その他の合金元素の含有量を適正化することが、高強度と優れたＣＴＯＤ特性を兼ね備えた鋼の具現化に必要である。以下に鋼成分の限定範囲と理由を述べる。なお、ここで記載の％は、質量％を意味する。

Ｃ：０．０１〜０．０７％、
Ｃは強度を得るため０．０１％以上は必要であるが、０．０７％超では溶接ＨＡＺの靭性を劣化させ、良好なＣＴＯＤ特性を満足できないため０．０７％を上限とする。

Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、
ＳｉはＨＡＺ靱性を阻害するため、良好なＨＡＺ靭性を得るためには少ない方が好ましい。しかし、発明鋼ではＡｌを添加してないため、脱酸のため０．０５％以上の添加が必要である。しかしながら、含有量が０．２０％を超えるとＨＡＺ靱性を害するため、０．２０％を上限とする。

Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｍｎは本発明の主たる合金元素であり、ミクロ組織を適正化する効果が大きく、しかも他の元素に比べて安価であることが特徴である。特に、前出のＣｅＨを低下させることができるため、小〜中入熱のＨＡＺ靭性を害することなく、高強度化のために多量の添加を行なうことが可能となる。しかし、２．０％超ではスラブの偏析を助長し、靭性に有害なＢｕを生成し易くするため、含有量は２．０％を上限とした。また、１．５％未満では効果が少ないので下限を１．５％とした。

Ｃｕ：０．２５〜０．５、Ｎｉ：０．５〜１．５％、
Ｃｕ、Ｎｉは添加によるＨＡＺ靭性の劣化が少なく、前述したように、高Ｍｎ鋼においても極低温のＣＴＯＤ特性を改善させると共に、良好な値を安定して得ることができるため、本発明の重要な合金元素である。また、母材の強度を向上させる効果があり、特性のさらなる向上にＣｕ：０．２５以上、Ｎｉ：０．５以上とすることが有効であるが、それぞれの含有量がＣｕ：０．５％、Ｎｉ：１．５％を超えると焼入れ性の増大から靱性が劣化する傾向となるため、これらの値を上限とした。したがって、Ｃｕ：０．２５〜０．５、Ｎｉ：０．５〜１．５％とした。

Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．０１０％、
Ｐ、Ｓは、不可避的不純物として含有される元素であり、母材靱性、ＨＡＺ靱性の観点から少ない方が良いが、その低減には工業生産的な制約もあり、それぞれ０．０１５％、０．０１０％を上限としたが、それぞれ０．００８％、０．００５％を上限とすることが望ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｔｉは０．００５％以上含有することで、Ｔｉ窒化物を生成させミクロ組織を微細化させることにより靭性向上に大きく寄与するが、含有量が０．０１５％を超え多すぎるとＴｉＣを生成し、これがＨＡＺ靭性を著しく劣化させるため、０．００５〜０．０１５％が適正範囲である。

Ｍｇ：０．０００３〜０．００３％、
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、０．００３％を越えて添加されると、粗大な酸化物あるいは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、０．０００３％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０．０００３〜０．００３％と限定する。

Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、
Ｃａ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、Ｃａ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である。Ｃａは０．０００３％未満では、十分な効果が得られないので下限値を０．０００３％にした。逆に、Ｃａが０．００３％を超えるとＣａの粗大酸化物個数が増加し、超微細な酸化物あるいは硫化物の個数が低下するため、その上限を０．００３％とする。

以上のＭｇとＣａは同時に添加され、いずれも強力な脱酸元素であることから、粗大な介在物を生成する危険が大きく靭性が劣化するため、その合計量としては最大でも０．００５％が望ましい。

Ｏ：０．００１〜０．００４５％
Ｏは酸化物の生成に必要で、０．００１％未満では効果が少なく、一方、０．００４５％超では粗大な酸化物を生成し、靱性を極端に劣化させるため、含有範囲を０．００１〜０．００４５％とした。

Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｎは微細なＴｉ窒化物を形成して母材靭性やＨＡＺ靭性を改善するために必要であるが、０．００２％未満では効果が少なく、０．００６％超では鋼片製造時に表面疵が発生するため上限を０．００６％とした。

また、Ｎｂ、Ｖは、本質的に脆化元素であり、（Ａ）式における大きな係数が示すようにその存在によりＣｅＨを著しく高め、ＨＡＺ靭性を顕著に低下させるので、本発明では意図的に添加しない。不純物として鋼中に混入する場合も、靭性確保のためＮｂは０．０２％以下に制限する必要がある。また、Ｖは０．０３％以下、望ましくは０．０２％以下に制限する必要がある。

また、靭性確保のためには、脆化元素パラメータ（ＣｅＨ）としての下記（Ａ）式の値を所定の範囲に制御することが重要である。
ＣｅＨ＝Ｃ＋１／４Ｓｉ−１／２４Ｍｎ＋１／４８Ｃｕ＋１／３２Ｎｉ＋１／０．４Ｎｂ＋１／２Ｖ・・・・・（Ａ）
但し、上記式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ鋼成分量（質量％）を意味する。
本発明においては、ＣｅＨが０．０５より小さい場合にはＴδｃが−４０℃を満足し、ＣｅＨが０．０２以下のときに、Ｔδｃが−６０℃を満足させることができる。したがって、本発明ではＣｅＨを０．０５以下、又は、より低温靭性が要求されるものについては
ＣｅＨを０．０２以下と限定した。

次に、本発明鋼の製造方法について説明する。
本発明鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが望ましい。その理由は溶鋼の凝固冷却速度が速く、スラブ中に微細な酸化物とＴｉ窒化物を多量に生成することが可能なためである。スラブの圧延に際し、その再加熱温度は１１００℃以下とする必要がある。再加熱温度が１１００℃を超えるとＴｉ窒化物が粗大化して母材の靭性劣化やＨＡＺ靱性改善効果が期待できないためである。再加熱温度の下限は、加工熱処理が可能な温度あればよく、１０００℃とすることが好ましい。ついで、再加熱後の製造法は加工熱処理が必須である。その理由は、優れたＨＡＺ靱性が得られても、母材の靱性が劣っていると鋼材としては不十分なためである。加工熱処理の方法としては、１）制御圧延、２）制御圧延−加速冷却、３）圧延後直接焼入れ−焼戻しなどが挙げられるが、好ましい方法は制御圧延−加速冷却法および圧延後直接焼入れ−焼戻し法である。

なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｒ３変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特徴を損なうものでない。

また、上記の方法は本発明鋼の製造方法の一例であり、本発明鋼の製造方法は上記の方法に限定されるものではない。

以下発明例および比較例に基づいて本発明を具体的に説明する。
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の厚鋼板を製造し、母材強度や溶接継手のＣＴＯＤ試験を実施した。溶接は一般的に試験溶接として用いられている潜弧溶接（ＳＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になるようにＫ開先で溶接入熱は４．５〜５．０ｋＪ／ｍｍで実施した。ＣＴＯＤ試験はｔ（板厚）×２ｔのサイズでノッチは５０％疲労亀裂をＦＬ位置に導入して実施した。表１に本発明の実施例および比較例として、鋼の化学成分およびＣｅＨを示し、表２に製造条件、母材特性及び溶接継ぎ手靭性を示す。

表２に示すように、本発明で製造した鋼板（本発明鋼１〜２５）は降伏強度（ＹＳ）が４２０Ｎ／ｍｍ^２以上で、−４０℃、−６０℃のＣＴＯＤ値がいずれも０．３０ｍｍ以上の良好な破壊靭性を示した。

これに対し、比較鋼２６〜３３は、強度やＣＴＯＤ値が本発明鋼に比べて劣っており、厳しい環境下で使用される鋼板として必要な特性を有していない。比較鋼２６はＮｂが過剰に添加されたため、鋼板のＮｂ含有量が多すぎ、ＣｅＨの値も高くなり、ＣＴＯＤ値が低い値であった。比較鋼２７はＣ含有量が多すぎ、ＣｅＨの値も高すぎるため、ＣＴＯＤ値がやはり低い値となっている。比較鋼２８、２９はＣｅＨが低いものの、Ａｌ含有量が高すぎ、微細なＭｇ酸化物の生成が不十分であるため、ミクロ組織の微細化が不十分であった。比較鋼３０はＣｅＨが発明鋼と同程度であるが、Ｃが少なく、Ｏが多いために母材強度が低く、ＣＴＯＤ値も低い値であった。比較鋼３１〜３３はＭｇとＣａの添加量が少ない場合（比較鋼３１）、一方が多い場合（比較鋼３２）あるいは両者の合計が多い場合（比較鋼３３）に相当し、いずれもＣｅＨが低いにもかかわらず、ミクロ組織の微細化が十分ではないためにＣＴＯＤ値が低値となった。

Ｔδｃ（ＣＴＯＤ特性）とＣｅＨの値との関係を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｃｕ：０．２５〜０．５％、
Ｎｉ：０．５〜１．５％、
Ｐ：≦０．０１５％、
Ｓ：≦０．０１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００３％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、
Ｏ：０．００１〜０．００４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、不純物としての混入量がＮｂ：≦０．０１％、Ｖ：≦０．０２％であり、下記（Ａ）式で表されるＣｅＨが０．０５以下の範囲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。
ＣｅＨ＝Ｃ＋１／４Ｓｉ−１／２４Ｍｎ＋１／４８Ｃｕ＋１／３２Ｎｉ＋１／０．４Ｎｂ＋１／２Ｖ・・・（Ａ）
但し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ鋼成分（質量％）を示す。
ＣｅＨが０．０２以下の範囲であることを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼。
ＭｇとＣａの合計量が０．００５％以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼。
請求項１〜３のいずれかに記載の鋼成分とＣｅＨとを満足する鋼片を１１００℃以下の温度に加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼の製造方法。