JP4261968B2 - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称す。）の靭性に優れた溶接構造用鋼材およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などの大型構造物に使用される溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。さらに、そのような構造物を建造する際、溶接の効率化を促進するため、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表されるような大入熱溶接法の適用が希望されており、鋼材自身の靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。
【０００３】
従来から、大入熱溶接法が適用される鋼材のＨＡＺ靭性に注目した提案は、数多くなされてきた。例えば、特許文献１等に開示されるように、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法がある。また、特許文献２ではＴｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる方法が提案されている。さらに、特許文献３ではＴｉ窒化物とＢＮとの複合析出物を粒界フェライトの析出核として活用し、ＨＡＺ靭性を向上させる方法が提案されている。
【０００４】
しかしながら、このＴｉ窒化物は、ＨＡＺのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（以下、溶接ボンド部とも称する。）近傍ではほとんど固溶してしまうので、靭性向上効果が低下してしまうという問題がある。そのため、上記のようなＴｉ窒化物を利用した鋼材では、近年のＨＡＺ靭性に対する厳しい要求や、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の必要特性を達成することが困難である。
【０００５】
この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている。例えば、厚板分野では特許文献４や特許文献５に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効であり、高張力鋼への適用が有望である。この原理は、鋼の融点においても安定なＴｉ酸化物をサイトとして、溶接後の温度低下途中にＴｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらにそれらをサイトとして微細フェライトが生成し、その結果、靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制されて、靭性の劣化が防止できるというものである。
【０００６】
しかしながら、このようなＴｉ酸化物は、鋼中へ分散される個数をあまり多くすることができないという問題がある。その原因は、Ｔｉ酸化物の粗大化や凝集合体であり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまうためと考えられる。この５μｍ以上の介在物は、構造物の破壊の起点となったり、靭性の低下を引き起こしたりして、有害であるため回避すべきものである。そのため、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化物を活用する必要があった。
【０００７】
また、このようなＴｉ酸化物の鋼中への分散方法としては、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まない溶鋼中へのＴｉ添加によるものが多い。しかしながら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さらには、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御することも困難である。そのため、Ｔｉ脱酸のみによってＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ酸化物の個数が充分でなかったり、厚板の板厚方向の靭性変動を生じる等の問題があった。
【０００８】
さらに、上記特許文献４などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするために、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない量で制限している。そのため、鋼材中のＡｌ量が少ない場合、ＡｌＮ析出物量の不足などの原因により、母材の靭性が低下する場合があった。また、通常使用されている溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の靭性が低下する場合があった。
【０００９】
このような問題に対して、特許文献６や特許文献７において、Ｔｉ添加直後のＡｌ添加、あるいはＡｌ、Ｃａ複合添加で、生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物やＴｉ、Ａｌ、Ｃａの複合酸化物を活用する技術が提案されている。このような技術により、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を大幅に向上させることが可能となった。
【００１０】
【特許文献１】
特公昭５５−２６１６４号公報
【特許文献２】
特開平３−２６４６１４号公報
【特許文献３】
特開平４−１４３２４６号公報
【特許文献４】
特開昭６１−７９７４５号公報
【特許文献５】
特開昭６２−１０３３４４号公報
【特許文献６】
特開平６−２９３９３７号公報
【特許文献７】
特開平１０−１８３２９５号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、造船業界、建設業界においては、近年、２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接、大きいものでは１０００ｋＪ／ｃｍにもなる大入熱溶接の適用が検討されるようになり、上記の特許文献５〜７などの従来手法より飛躍的に溶接熱影響部靱性を向上させた鋼材が必要とされるようになってきた。この際、特に溶接ボンド部近傍の靭性向上が必要となる。
【００１２】
そこで、本発明は、高温に長時間加熱されたときのオーステナイト粒粗大化を一層抑制して、優れたＨＡＺ靭性を実現できる、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法を提供することを目的とするものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ＨＡＺ靭性を向上させる金属組織要因として、１４００℃以上に加熱されるＨＡＺ領域の再加熱オーステナイト組織の細粒化に着目し、この細粒化を、酸化物に加えて硫化物を利用することで達成することを着想した。以下に、本発明がなされるまでの経緯を説明する。
【００１４】
前述のとおり、再加熱オーステナイト粒を細粒化するためには、高温でのオーステナイト粒の成長を抑制することが必要である。その手段として最も有効な方法は、分散粒子によりオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を止める方法が考えられる。そのような作用をする分散粒子としては、従来、Ｔｉ窒化物（特許文献１〜３参照）や、１４００℃以上の高温で安定なＴｉ酸化物（特許文献４、５参照）がピンニング粒子として活用されてきた。そして、分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど大きいことから、Ａｌ、Ｃａを随時脱酸材として用いて酸化物の体積分率を大きくし、かつ適正な粒子径とする方法が提案されてきた（特許文献６、７参照）。しかし、大入熱溶接において更にＨＡＺ靭性を改善するためには、ピンニング粒子の更なる増加が必要となるが、上記の従来技術で更に酸化物数を増やすことは困難であった。
【００１５】
そこで、本発明者らは、上記の酸化物の微細分散に加え、硫化物の微細分散の検討を行った。
【００１６】
ピンニング粒子の体積分率を大きくする手段の一つとして、単に硫化物を増大させようとすると、材質に有害な粗大介在物をも多数生成させることになり、有効な手段とはなり得ない。そこで、本発明者らは、硫化物を最大限に利用するため、硫黄との溶解度積が小さい元素を活用することを検討した。硫黄との溶解度積が小さい元素、すなわち強い硫化物生成元素として、Ｍｎがあるが、従来から知られているように、Ｍｎだけでは、Sの大量添加によりＭｎＳが粗大化し母材の機械特性を大きく低下させるという問題がある。このことから、さらにＭｎよりも強い硫化物生成元素について種々検討の結果、溶鋼中で強い硫化物生成能を持つＣａにＭｇおよび／またはＲＥＭを添加すると、微細な粒子を分散させることができることを見出した。さらに微細酸化物が多数存在させることにより、これらの酸化物を生成サイトとする微細な硫化物が析出し、より確実に微細な硫化物を分散させることを見出した。
【００１７】
本発明は、以上の知見に基づき、さらに検討を重ねてはじめてなされたものであり、その要旨は、下記のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６９％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０００５〜０．００７％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍで、Ｓを質量％で３〜６０％含有する粒子を、５×１０3〜１×１０6個／ｍｍ2含有することを特徴とする、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
（２） さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｖ：０．００３〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．６％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【００１８】
（３） 溶鋼を転炉溶製し、真空脱ガス処理設備で脱酸処理を行った後、Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、その後Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加して脱酸処理を行い、その過程中もしくはその後にＭｇおよび／またはＲＥＭを添加し、連続鋳造にて、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６９％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０００５〜０．００７％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋳片に鋳造した後、加熱、通常圧延を行うことで、鋼中に、円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍで、Ｓを質量％で３〜６０％含有する粒子を、５×１０3〜１×１０6個／ｍｍ2含有させることを特徴とする、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
（４） 前記鋳片が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｖ：０．００３〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．６％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（３）に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
【００２０】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される溶接構造用鋼材全般に加えて、鋼管用素材の鋼板、棒鋼、条鋼、熱延鋼板などにも適用可能であり、いずれの場合も溶接継手部の靭性の大幅向上が得られるものである。
【００２１】
まず、本発明の基本成分範囲の限定理由について述べる。
【００２２】
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．１８％とした。
【００２３】
Ｓｉは、母材の強度確保、脱酸などに必要な成分であり０．０３％添加するが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため上限を０．５％とした。
【００２４】
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００２５】
Ｐは、延性や靱性などの材質の面からは含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、延性や靱性などの材質の面から許容できる０．０２％を上限とした。
【００２６】
Ｓは、本発明では硫化物粒子および硫化物と酸化物の混合物粒子を多く生成させるのに重要な元素であり、その実現のためには０．０２％以上の添加が必要であるが、多量の添加は逆に粗大な硫化物や硫化物酸化物混合粒子を生成することになるので、その上限を０．２０％とした。
【００２７】
Ａｌは、重要な脱酸元素であり、脱酸効果を得るためには最低限０．００５％が必要であるため、０．００５％を下限とした。また、Ａｌが多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０７０％とした。
【００２８】
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉ窒化物を形成させるために０．００５％以上添加する。しかし、過剰のＴｉ添加は、固溶Ｔｉ量が増加してＨＡＺ靭性が低下するため、０．０６９％を上限とした。
【００２９】
Ｃａは、Ｃａ系の酸化物および硫化物を生成させるために０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００５０％を上限とした。
【００３０】
Ｎは、ＴｉＮとして析出することでＨＡＺ靭性の向上効果があるため下限を０．０００５％としたが、固溶Ｎが増大するとＨＡＺ靭性の低下を招くことから０．００７％を上限とした。
【００３１】
Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも強い脱酸元素および硫化物生成元素であり、Ｃａによる微細酸化物、硫化物、もしくは硫化物酸化物混合粒子の形成を補助する働きがあり、その効果はともに０．０００５％以上の添加で現れるが、ともに０．００５０％を超える過剰の添加はＣａと比較して高価であることや、粗大介在物を作って鋼板及びＨＡＺの靭性を阻害することから、それぞれの限定範囲をともに０．０００５％以上、０．００５０％以下とした。
【００３２】
さらに、母材の強度及び靭性を向上させる元素として以下の元素を添加することも有効である。
【００３３】
Ｃｕは、鋼材の強度を向上させるために有効であるが、０．０５％未満の添加では強度上昇が得られず、１．０％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させることから、０．０５％以上、１．０％以下とした。
【００３４】
Ｎｉは、鋼材の強度および母材靭性を向上させるために有効であるが、０．０５％未満の添加では強度上昇が得られず、４．０％超の添加は製造コストを上昇させることから、Ｎｉの範囲を０．０５％以上、４．０％以下とした。
【００３５】
Ｎｂは、焼き入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させるために有効な元素であるが、０．００５％未満の添加では十分な強度上昇が得られず、また０．１％を超える過剰な添加は母材の靭性をも著しく低下させることから、Ｎｂの添加範囲を０．００５％以上、０．1％以下とした。
【００３６】
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏについても、鋼材の強度および母材靭性を向上させるために有効であるが、それぞれ、０．００３％未満、０．０５％未満、０．０３%未満の添加では強度上昇が得られないが、一方で過剰の添加はどれも母材の靭性を低下させることから、それぞれの上限を０．１％、０．６％、０．６％とした。
【００３７】
Ｂは、焼き入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させるために有効な元素であるが、０．０００３％未満ではその効果が現れず、また多量の添加は母材の靭性を劣化させるため、Bの添加範囲を０．０００３〜０．００３０％とした。
【００３８】
次に、結晶粒界のピンニングに有効な粒子の限定条件について述べる。
【００３９】
分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど大きいことから、大入熱溶接において更にＨＡＺ靭性を改善するために、従来技術の酸化物の微細分散に加え、本発明では硫化物の微細分散を利用する。すなわち、本発明では、溶鋼中で強い硫化物生成能を持つＣａにＭｇおよび／またはＲＥＭを添加して、S含有量が３〜６０％の微細な硫化物粒子を分散させる。なお、Ｃａ、Ｍｇおよび／またはＲＥＭ、ならびに酸素以外の残部の粒子構成元素として、不可避的に混入するＳｉ、Ｔｉなどの不純物元素を含んでも本発明効果に影響のないことを確認している。
【００４０】
ピンニングに有効な粒子の大きさについて、一般的には、分散粒子の体積率が大きく、一個の粒子径が大きいほど、ピンニング効果が大きく、粒子の体積率が一定のとき、一個の粒子の大きさが小さい方が粒子数が多くなりピンニング効果が大きくなるといえる。本発明では、ピンニング粒子の大きさとして、０．００５〜２．０μｍと限定する。０．００５μｍより小さい粒子はほとんど観察されないが、例え存在しても粒界に存在する粒子の割合が小さくなるため、その効果は期待できないためである。また、２．０μｍ超の粗大粒子は材質に有害な粗大介在物となるばかりでなく、ピンニングに有効な粒子数を減少させることになるためその上限を２．０μｍと限定する。
【００４１】
ピンニングに有効な粒子の個数については、図１に示すように、粒子個数が多いほど組織単位は微細になり、ＨＡＺ靭性が向上する。鋼材に要求されるＨＡＺ靭性は、その用途、使用される溶接方法などによって複雑で種々異なるが、特に要求特性が厳しいと考えられる高強度の造船用鋼で大入熱溶接施工される場合に要求されるＨＡＺ靭性を満足するためには、粒子数が少なくとも５×１０3個／ｍｍ2以上必要である。一方、粒子数が１×１０6個／ｍｍ2を越えると粒子間隔が小さくなり、加熱オーステナイト粒の微細化には有効であるが、介在物を起点とする破壊の間隔が小さくなるためシャルピー衝撃吸収エネルギーに代表される靭性にはむしろ有害である。したがって、有効かつ必要な粒子個数を、５×１０3〜１×１０6個／ｍｍ2とした。
【００４２】
なお、本発明では、ピンニング粒子の大きさおよび個数の測定は、母材となる鋼板から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察することでピンニング粒子の大きさおよび個数を測定したが、この測定方法に限定されるものではない。また、粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を低くしてもかまわない。
【００４３】
次に本発明の製造方法について説明する。
【００４４】
上述のように、微細な硫化物をより確実に分散させるため、硫化物の生成サイトとなる微細酸化物が多数存在することが好ましい。このことから、製造方法としては、微細酸化物を生成させるために、転炉溶製後、ＲＨにて真空脱ガス処理時に脱酸を行い、Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、その後、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加して脱酸を行う。そして、その過程中もしくはその後に、Ｍｇおよび／またはＲＥＭを添加する。
【００４５】
なお、その他の製造プロセスとして、通常圧延まま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼もどしの組合せ、および焼入れ・焼もどしの組合せなどであっても粒子の効果は影響を受けない。
【００４６】
【実施例】
表１に示した化学成分で、４９０〜５９０Ｎ／ｍｍ2級鋼を試作した。１〜２０が本発明鋼、2１〜２８が比較鋼である。試作鋼は転炉溶製し、ＲＨにて真空脱ガス処理時に脱酸を行っている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、その後Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加し脱酸を行い、その過程中もしくはその後にＭｇおよび／またはＲＥＭを添加し、連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した。その後、加熱圧延を経て、板厚７０ｍｍの鋼板として製造した。得られた鋼板を１パスのエレクトロガス溶接で溶接し、各種試験サンプルを採取した。なお、溶接時の溶接入熱は、約４５０ｋＪ／ｃｍ2であった。
【００４７】
【表１】
【００４８】
表２には、電子顕微鏡にて測定した粒子径０．００５〜２．０μｍの硫化物粒子の数、１００倍の光学顕微鏡写真２０視野にて切断法で測定したＨＡＺ組織のオーステナイト粒の平均径、およびオーステナイト粒界、およびＨＡＺの靭性を示す。ＨＡＺ靭性評価のためのシャルピー試験は、−４０℃にて行った。なお、このシャルピー衝撃試験値は、ボンドからＨＡＺ１ｍｍの部位で９本の試験を行った平均値である。
【００４９】
【表２】
【００５０】
表２から明らかなように、１〜２０の本発明鋼は比較鋼と比べて優れたＨＡＺ靭性を有することが判る。すなわち、粒子径が０．００５〜２．０μｍで、硫化物粒子の数が５×１０3〜１×１０6 個／ｍｍ2の範囲であることによって、比較鋼と比較してＨＡＺ組織のオーステナイト粒径も小さく、−４０℃のシャルピー吸収エネルギー値は、鋼構造物の破壊力学的立場から一般に要求される平均５０Ｊを大きく上回っており、ＨＡＺ靭性に極めて優れていることは明らかである。
【００５１】
一方、比較例２１〜２８は、いずれもシャルピー試験−４０℃で５０Ｊ未満の低い靭性しか示さなかった。これらの原因は比較例２１〜２８では、化学成分が本発明範囲から外れており粒子が本発明の所定の組成になっていないか、さらに／または、０．００５〜２．０μｍの粒子が所定の個数より少ないか、さらに／または、所定の個数を満たしているものの５μｍ以上の粗大な粒子が多数生成しているためである。すなわち、比較例の２１、２４、２５、２６はＳ量が所定の範囲を満たしておらず粒子数が所定未満であるためＨＡＺ靭性は低い。比較例の２８は逆にＳ量が所定範囲を超えていることにより、５μｍを越す粗大な粒子も多数生成しているためＨＡＺ靭性は低い。比較例の２２、２７は、Ｓ量は所定範囲添加されているが、Ｃａ量が所定未満もしくは添加していないことから５μｍを越す粗大な粒子も多数生成しＨＡＺ靭性が低い。比較例の２３は、Ｓ量は所定範囲内でありＣａも所定範囲内添加されているが、Ｍｇの添加は所定範囲未満でかつＲＥＭも添加されていないことから５μｍを越す粗大な粒子も多数生成しＨＡＺ靭性が低い。
【００５２】
【発明の効果】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビルなどの溶接構造物の破壊に対する厳しい靭性要求を満足する鋼材を供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非常に大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】粒子径０．００５〜２．０μｍのピンニング粒子数とＨＡＺ靱性の関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称す。）の靭性に優れた溶接構造用鋼材およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などの大型構造物に使用される溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。さらに、そのような構造物を建造する際、溶接の効率化を促進するため、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表されるような大入熱溶接法の適用が希望されており、鋼材自身の靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。
【０００３】
従来から、大入熱溶接法が適用される鋼材のＨＡＺ靭性に注目した提案は、数多くなされてきた。例えば、特許文献１等に開示されるように、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法がある。また、特許文献２ではＴｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる方法が提案されている。さらに、特許文献３ではＴｉ窒化物とＢＮとの複合析出物を粒界フェライトの析出核として活用し、ＨＡＺ靭性を向上させる方法が提案されている。
【０００４】
しかしながら、このＴｉ窒化物は、ＨＡＺのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（以下、溶接ボンド部とも称する。）近傍ではほとんど固溶してしまうので、靭性向上効果が低下してしまうという問題がある。そのため、上記のようなＴｉ窒化物を利用した鋼材では、近年のＨＡＺ靭性に対する厳しい要求や、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の必要特性を達成することが困難である。
【０００５】
この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている。例えば、厚板分野では特許文献４や特許文献５に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効であり、高張力鋼への適用が有望である。この原理は、鋼の融点においても安定なＴｉ酸化物をサイトとして、溶接後の温度低下途中にＴｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらにそれらをサイトとして微細フェライトが生成し、その結果、靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制されて、靭性の劣化が防止できるというものである。
【０００６】
しかしながら、このようなＴｉ酸化物は、鋼中へ分散される個数をあまり多くすることができないという問題がある。その原因は、Ｔｉ酸化物の粗大化や凝集合体であり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまうためと考えられる。この５μｍ以上の介在物は、構造物の破壊の起点となったり、靭性の低下を引き起こしたりして、有害であるため回避すべきものである。そのため、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化物を活用する必要があった。
【０００７】
また、このようなＴｉ酸化物の鋼中への分散方法としては、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まない溶鋼中へのＴｉ添加によるものが多い。しかしながら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さらには、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御することも困難である。そのため、Ｔｉ脱酸のみによってＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ酸化物の個数が充分でなかったり、厚板の板厚方向の靭性変動を生じる等の問題があった。
【０００８】
さらに、上記特許文献４などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするために、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない量で制限している。そのため、鋼材中のＡｌ量が少ない場合、ＡｌＮ析出物量の不足などの原因により、母材の靭性が低下する場合があった。また、通常使用されている溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の靭性が低下する場合があった。
【０００９】
このような問題に対して、特許文献６や特許文献７において、Ｔｉ添加直後のＡｌ添加、あるいはＡｌ、Ｃａ複合添加で、生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物やＴｉ、Ａｌ、Ｃａの複合酸化物を活用する技術が提案されている。このような技術により、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を大幅に向上させることが可能となった。
【００１０】
【特許文献１】
特公昭５５−２６１６４号公報
【特許文献２】
特開平３−２６４６１４号公報
【特許文献３】
特開平４−１４３２４６号公報
【特許文献４】
特開昭６１−７９７４５号公報
【特許文献５】
特開昭６２−１０３３４４号公報
【特許文献６】
特開平６−２９３９３７号公報
【特許文献７】
特開平１０−１８３２９５号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、造船業界、建設業界においては、近年、２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接、大きいものでは１０００ｋＪ／ｃｍにもなる大入熱溶接の適用が検討されるようになり、上記の特許文献５〜７などの従来手法より飛躍的に溶接熱影響部靱性を向上させた鋼材が必要とされるようになってきた。この際、特に溶接ボンド部近傍の靭性向上が必要となる。
【００１２】
そこで、本発明は、高温に長時間加熱されたときのオーステナイト粒粗大化を一層抑制して、優れたＨＡＺ靭性を実現できる、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法を提供することを目的とするものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ＨＡＺ靭性を向上させる金属組織要因として、１４００℃以上に加熱されるＨＡＺ領域の再加熱オーステナイト組織の細粒化に着目し、この細粒化を、酸化物に加えて硫化物を利用することで達成することを着想した。以下に、本発明がなされるまでの経緯を説明する。
【００１４】
前述のとおり、再加熱オーステナイト粒を細粒化するためには、高温でのオーステナイト粒の成長を抑制することが必要である。その手段として最も有効な方法は、分散粒子によりオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を止める方法が考えられる。そのような作用をする分散粒子としては、従来、Ｔｉ窒化物（特許文献１〜３参照）や、１４００℃以上の高温で安定なＴｉ酸化物（特許文献４、５参照）がピンニング粒子として活用されてきた。そして、分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど大きいことから、Ａｌ、Ｃａを随時脱酸材として用いて酸化物の体積分率を大きくし、かつ適正な粒子径とする方法が提案されてきた（特許文献６、７参照）。しかし、大入熱溶接において更にＨＡＺ靭性を改善するためには、ピンニング粒子の更なる増加が必要となるが、上記の従来技術で更に酸化物数を増やすことは困難であった。
【００１５】
そこで、本発明者らは、上記の酸化物の微細分散に加え、硫化物の微細分散の検討を行った。
【００１６】
ピンニング粒子の体積分率を大きくする手段の一つとして、単に硫化物を増大させようとすると、材質に有害な粗大介在物をも多数生成させることになり、有効な手段とはなり得ない。そこで、本発明者らは、硫化物を最大限に利用するため、硫黄との溶解度積が小さい元素を活用することを検討した。硫黄との溶解度積が小さい元素、すなわち強い硫化物生成元素として、Ｍｎがあるが、従来から知られているように、Ｍｎだけでは、Sの大量添加によりＭｎＳが粗大化し母材の機械特性を大きく低下させるという問題がある。このことから、さらにＭｎよりも強い硫化物生成元素について種々検討の結果、溶鋼中で強い硫化物生成能を持つＣａにＭｇおよび／またはＲＥＭを添加すると、微細な粒子を分散させることができることを見出した。さらに微細酸化物が多数存在させることにより、これらの酸化物を生成サイトとする微細な硫化物が析出し、より確実に微細な硫化物を分散させることを見出した。
【００１７】
本発明は、以上の知見に基づき、さらに検討を重ねてはじめてなされたものであり、その要旨は、下記のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６９％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０００５〜０．００７％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍで、Ｓを質量％で３〜６０％含有する粒子を、５×１０3〜１×１０6個／ｍｍ2含有することを特徴とする、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
（２） さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｖ：０．００３〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．６％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【００１８】
（３） 溶鋼を転炉溶製し、真空脱ガス処理設備で脱酸処理を行った後、Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、その後Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加して脱酸処理を行い、その過程中もしくはその後にＭｇおよび／またはＲＥＭを添加し、連続鋳造にて、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６９％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０００５〜０．００７％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋳片に鋳造した後、加熱、通常圧延を行うことで、鋼中に、円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍで、Ｓを質量％で３〜６０％含有する粒子を、５×１０3〜１×１０6個／ｍｍ2含有させることを特徴とする、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
（４） 前記鋳片が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｖ：０．００３〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．６％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（３）に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
【００２０】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される溶接構造用鋼材全般に加えて、鋼管用素材の鋼板、棒鋼、条鋼、熱延鋼板などにも適用可能であり、いずれの場合も溶接継手部の靭性の大幅向上が得られるものである。
【００２１】
まず、本発明の基本成分範囲の限定理由について述べる。
【００２２】
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．１８％とした。
【００２３】
Ｓｉは、母材の強度確保、脱酸などに必要な成分であり０．０３％添加するが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため上限を０．５％とした。
【００２４】
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００２５】
Ｐは、延性や靱性などの材質の面からは含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、延性や靱性などの材質の面から許容できる０．０２％を上限とした。
【００２６】
Ｓは、本発明では硫化物粒子および硫化物と酸化物の混合物粒子を多く生成させるのに重要な元素であり、その実現のためには０．０２％以上の添加が必要であるが、多量の添加は逆に粗大な硫化物や硫化物酸化物混合粒子を生成することになるので、その上限を０．２０％とした。
【００２７】
Ａｌは、重要な脱酸元素であり、脱酸効果を得るためには最低限０．００５％が必要であるため、０．００５％を下限とした。また、Ａｌが多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０７０％とした。
【００２８】
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉ窒化物を形成させるために０．００５％以上添加する。しかし、過剰のＴｉ添加は、固溶Ｔｉ量が増加してＨＡＺ靭性が低下するため、０．０６９％を上限とした。
【００２９】
Ｃａは、Ｃａ系の酸化物および硫化物を生成させるために０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００５０％を上限とした。
【００３０】
Ｎは、ＴｉＮとして析出することでＨＡＺ靭性の向上効果があるため下限を０．０００５％としたが、固溶Ｎが増大するとＨＡＺ靭性の低下を招くことから０．００７％を上限とした。
【００３１】
Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも強い脱酸元素および硫化物生成元素であり、Ｃａによる微細酸化物、硫化物、もしくは硫化物酸化物混合粒子の形成を補助する働きがあり、その効果はともに０．０００５％以上の添加で現れるが、ともに０．００５０％を超える過剰の添加はＣａと比較して高価であることや、粗大介在物を作って鋼板及びＨＡＺの靭性を阻害することから、それぞれの限定範囲をともに０．０００５％以上、０．００５０％以下とした。
【００３２】
さらに、母材の強度及び靭性を向上させる元素として以下の元素を添加することも有効である。
【００３３】
Ｃｕは、鋼材の強度を向上させるために有効であるが、０．０５％未満の添加では強度上昇が得られず、１．０％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させることから、０．０５％以上、１．０％以下とした。
【００３４】
Ｎｉは、鋼材の強度および母材靭性を向上させるために有効であるが、０．０５％未満の添加では強度上昇が得られず、４．０％超の添加は製造コストを上昇させることから、Ｎｉの範囲を０．０５％以上、４．０％以下とした。
【００３５】
Ｎｂは、焼き入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させるために有効な元素であるが、０．００５％未満の添加では十分な強度上昇が得られず、また０．１％を超える過剰な添加は母材の靭性をも著しく低下させることから、Ｎｂの添加範囲を０．００５％以上、０．1％以下とした。
【００３６】
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏについても、鋼材の強度および母材靭性を向上させるために有効であるが、それぞれ、０．００３％未満、０．０５％未満、０．０３%未満の添加では強度上昇が得られないが、一方で過剰の添加はどれも母材の靭性を低下させることから、それぞれの上限を０．１％、０．６％、０．６％とした。
【００３７】
Ｂは、焼き入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させるために有効な元素であるが、０．０００３％未満ではその効果が現れず、また多量の添加は母材の靭性を劣化させるため、Bの添加範囲を０．０００３〜０．００３０％とした。
【００３８】
次に、結晶粒界のピンニングに有効な粒子の限定条件について述べる。
【００３９】
分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど大きいことから、大入熱溶接において更にＨＡＺ靭性を改善するために、従来技術の酸化物の微細分散に加え、本発明では硫化物の微細分散を利用する。すなわち、本発明では、溶鋼中で強い硫化物生成能を持つＣａにＭｇおよび／またはＲＥＭを添加して、S含有量が３〜６０％の微細な硫化物粒子を分散させる。なお、Ｃａ、Ｍｇおよび／またはＲＥＭ、ならびに酸素以外の残部の粒子構成元素として、不可避的に混入するＳｉ、Ｔｉなどの不純物元素を含んでも本発明効果に影響のないことを確認している。
【００４０】
ピンニングに有効な粒子の大きさについて、一般的には、分散粒子の体積率が大きく、一個の粒子径が大きいほど、ピンニング効果が大きく、粒子の体積率が一定のとき、一個の粒子の大きさが小さい方が粒子数が多くなりピンニング効果が大きくなるといえる。本発明では、ピンニング粒子の大きさとして、０．００５〜２．０μｍと限定する。０．００５μｍより小さい粒子はほとんど観察されないが、例え存在しても粒界に存在する粒子の割合が小さくなるため、その効果は期待できないためである。また、２．０μｍ超の粗大粒子は材質に有害な粗大介在物となるばかりでなく、ピンニングに有効な粒子数を減少させることになるためその上限を２．０μｍと限定する。
【００４１】
ピンニングに有効な粒子の個数については、図１に示すように、粒子個数が多いほど組織単位は微細になり、ＨＡＺ靭性が向上する。鋼材に要求されるＨＡＺ靭性は、その用途、使用される溶接方法などによって複雑で種々異なるが、特に要求特性が厳しいと考えられる高強度の造船用鋼で大入熱溶接施工される場合に要求されるＨＡＺ靭性を満足するためには、粒子数が少なくとも５×１０3個／ｍｍ2以上必要である。一方、粒子数が１×１０6個／ｍｍ2を越えると粒子間隔が小さくなり、加熱オーステナイト粒の微細化には有効であるが、介在物を起点とする破壊の間隔が小さくなるためシャルピー衝撃吸収エネルギーに代表される靭性にはむしろ有害である。したがって、有効かつ必要な粒子個数を、５×１０3〜１×１０6個／ｍｍ2とした。
【００４２】
なお、本発明では、ピンニング粒子の大きさおよび個数の測定は、母材となる鋼板から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察することでピンニング粒子の大きさおよび個数を測定したが、この測定方法に限定されるものではない。また、粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を低くしてもかまわない。
【００４３】
次に本発明の製造方法について説明する。
【００４４】
上述のように、微細な硫化物をより確実に分散させるため、硫化物の生成サイトとなる微細酸化物が多数存在することが好ましい。このことから、製造方法としては、微細酸化物を生成させるために、転炉溶製後、ＲＨにて真空脱ガス処理時に脱酸を行い、Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、その後、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加して脱酸を行う。そして、その過程中もしくはその後に、Ｍｇおよび／またはＲＥＭを添加する。
【００４５】
なお、その他の製造プロセスとして、通常圧延まま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼もどしの組合せ、および焼入れ・焼もどしの組合せなどであっても粒子の効果は影響を受けない。
【００４６】
【実施例】
表１に示した化学成分で、４９０〜５９０Ｎ／ｍｍ2級鋼を試作した。１〜２０が本発明鋼、2１〜２８が比較鋼である。試作鋼は転炉溶製し、ＲＨにて真空脱ガス処理時に脱酸を行っている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、その後Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加し脱酸を行い、その過程中もしくはその後にＭｇおよび／またはＲＥＭを添加し、連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した。その後、加熱圧延を経て、板厚７０ｍｍの鋼板として製造した。得られた鋼板を１パスのエレクトロガス溶接で溶接し、各種試験サンプルを採取した。なお、溶接時の溶接入熱は、約４５０ｋＪ／ｃｍ2であった。
【００４７】
【表１】
表２には、電子顕微鏡にて測定した粒子径０．００５〜２．０μｍの硫化物粒子の数、１００倍の光学顕微鏡写真２０視野にて切断法で測定したＨＡＺ組織のオーステナイト粒の平均径、およびオーステナイト粒界、およびＨＡＺの靭性を示す。ＨＡＺ靭性評価のためのシャルピー試験は、−４０℃にて行った。なお、このシャルピー衝撃試験値は、ボンドからＨＡＺ１ｍｍの部位で９本の試験を行った平均値である。
【００４９】
【表２】
表２から明らかなように、１〜２０の本発明鋼は比較鋼と比べて優れたＨＡＺ靭性を有することが判る。すなわち、粒子径が０．００５〜２．０μｍで、硫化物粒子の数が５×１０3〜１×１０6 個／ｍｍ2の範囲であることによって、比較鋼と比較してＨＡＺ組織のオーステナイト粒径も小さく、−４０℃のシャルピー吸収エネルギー値は、鋼構造物の破壊力学的立場から一般に要求される平均５０Ｊを大きく上回っており、ＨＡＺ靭性に極めて優れていることは明らかである。
【００５１】
一方、比較例２１〜２８は、いずれもシャルピー試験−４０℃で５０Ｊ未満の低い靭性しか示さなかった。これらの原因は比較例２１〜２８では、化学成分が本発明範囲から外れており粒子が本発明の所定の組成になっていないか、さらに／または、０．００５〜２．０μｍの粒子が所定の個数より少ないか、さらに／または、所定の個数を満たしているものの５μｍ以上の粗大な粒子が多数生成しているためである。すなわち、比較例の２１、２４、２５、２６はＳ量が所定の範囲を満たしておらず粒子数が所定未満であるためＨＡＺ靭性は低い。比較例の２８は逆にＳ量が所定範囲を超えていることにより、５μｍを越す粗大な粒子も多数生成しているためＨＡＺ靭性は低い。比較例の２２、２７は、Ｓ量は所定範囲添加されているが、Ｃａ量が所定未満もしくは添加していないことから５μｍを越す粗大な粒子も多数生成しＨＡＺ靭性が低い。比較例の２３は、Ｓ量は所定範囲内でありＣａも所定範囲内添加されているが、Ｍｇの添加は所定範囲未満でかつＲＥＭも添加されていないことから５μｍを越す粗大な粒子も多数生成しＨＡＺ靭性が低い。
【００５２】
【発明の効果】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビルなどの溶接構造物の破壊に対する厳しい靭性要求を満足する鋼材を供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非常に大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】粒子径０．００５〜２．０μｍのピンニング粒子数とＨＡＺ靱性の関係を示す図である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％
Ｓｉ：０．０３〜０．５％
Ｍｎ：０．４〜２．０％
Ｐ ：０．０２％以下
Ｓ ：０．０２〜０．２０％
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０６９％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎ ：０．０００５〜０．００７％
を含有し、さらに、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
のうちの１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍで、Ｓを質量％で３〜６０％含有する粒子を、５×１０3〜１×１０6個／ｍｍ2含有することを特徴とする、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。 - さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｎｉ：０．０５〜４．０％
Ｖ ：０．００３〜０．１％
Ｃｒ：０．０５〜０．６％
Ｍｏ：０．０３〜０．６％
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｂ ：０．０００３〜０．００３０％
のうちの1種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。 - 溶鋼を転炉溶製し、真空脱ガス処理設備で脱酸処理を行った後、Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、その後Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加して脱酸処理を行い、その過程中もしくはその後にＭｇおよび／またはＲＥＭを添加し、連続鋳造にて、質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％
Ｓｉ：０．０３〜０．５％
Ｍｎ：０．４〜２．０％
Ｐ ：０．０２％以下
Ｓ ：０．０２〜０．２０％
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０６９％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎ ：０．０００５〜０．００７％
を含有し、さらに、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
のうちの１種または２種を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋳片に鋳造した後、加熱、通常圧延を行うことで、鋼中に、円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍで、Ｓを質量％で３〜６０％含有する粒子を、５×１０3〜１×１０6個／ｍｍ2含有させることを特徴とする、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。 - 前記鋳片が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｎｉ：０．０５〜４．０％
Ｖ ：０．００３〜０．１％
Ｃｒ：０．０５〜０．６％
Ｍｏ：０．０３〜０．６％
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｂ ：０．０００３〜０．００３０％
のうちの1種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項３に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
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