JPH0853734A - 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた溶接用鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 大入熱溶接法を適用した、低温で使用する、
船舶、海洋構造、貯蔵槽等の破損に対する厳しい靭性要
求を満足する溶接用鋼材の製造方法を提供する。 【構成】 基本成分をＣ：０．０３〜０．１８％、Ｓ
ｉ：≦０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜２．０％、Ｐ：≦
０．０３５％、Ｓ：０．００１０〜０．００８０％、
Ｎ：０．００２０〜０．００６０とし、残部がＦｅおよ
び不可避不純物からなる溶鋼で、脱酸処理を行なう前の
Ｓｉ量［％Ｓｉ］で溶存酸素量［％Ｏ］が２０〜１００
ｐｐｍになるように調整し、最終含有量が０．００５〜
０．０３０％となるＴｉを添加して脱酸した後、５分以
内に最終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＡｌ
を添加し、その後最終成分に対して不足する分のＳｉ、
Ｍｎ等を添加する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、船舶、海洋構造物、貯
蔵槽、中高層ビル等に使用される溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺと称す）の靭性に優れた溶接用鋼材の製造方法に関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、船舶、海洋構造物、貯蔵槽、中高
層ビル等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。また、溶接方法の変革とともに大入熱溶接の適用が
進められている。

【０００３】例えば、−５０℃の液化ガスを貯蔵するタ
ンク用鋼材に対するＨＡＺ靭性の要求値として、−５０
℃でのＣＴＯＤ値や、ＣＴＯＤ特性とシャルピー特性と
の差異を考慮して、−８０℃におけるシャルピーＨＡＺ
靭性を要求されることがある。

【０００４】また北極海で使用される海洋構造物や砕氷
船等でも、−６０℃での使用環境での靭性保証が要求さ
れつつある。近年、開発が計画されているサハリン沖の
石油・天然ガス開発プロジェクトではさらに要求は厳し
くなり、シャルピー試験で−８０℃での靭性保証および
ＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉ
ｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験で−５０℃での靭性保証が
要求されている。

【０００５】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、フラックス−銅バッキング
溶接に代表される片面１パス溶接法のような大入熱溶接
法の適用が希望されている。

【０００６】従来、ＣＴＯＤ特性の要求は小中入熱溶接
を適用した部分に限られていたため、ＣＴＯＤ特性を向
上させる方法は、例えば、特公平４−１４１７９号公報
や特開平４−１１６１３５号公報に開示されるように成
分を規制することによってＣＴＯＤ特性を支配している
島状マルテンサイトの生成状態を制御するだけで充分で
あった。ところが、近年では大入熱溶接の適用が進めら
れており、その場合島状マルテンサイトを制御するだけ
では不十分である。

【０００７】これを受け、大入熱溶接時の鋼材のＨＡＺ
靭性に注目した提案は従来から数多くある。

【０００８】例えば、特公昭５５−２６１６４号公報等
に開示されるように、微細なＴｉＮ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、特開平３−２６４６
１４号公報ではＴｉＮ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。

【０００９】しかしながら、ＴｉＮ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（溶
接ボンド部と称する）近傍ではほとんど固溶してしまう
ので靭性劣化抑制効果が低下してしまうという問題があ
り、近年の厳しい鋼材特性への要求を達成することが困
難である。

【００１０】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開
昭６１−７９７４５号公報に例示されているように、Ｔ
ｉ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、低温靭性を要求される高張力鋼への適用が
有望である。この原理は、Ｔｉ酸化物およびそれを核と
して析出するＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を核として微細
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、靭性の劣化が防止できるという
ものである。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添加によるものが主流である。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。その結果、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点が認められる。

【００１１】また、特開平４−９４４８号公報に例示さ
れているように、Ｔｉ添加後タンディッシュや鋳型内に
Ａｌを添加する方法も考案されている。しかしながら、
この方法はＡｌＮを有効に生成させるための方法であ
り、Ｔｉ酸化物さらにはＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を鋼
中に分散させるための方法ではない。またＡｌをタンデ
ィッシュで添加するなど、ＴｉとＡｌとの添加間隔が長
くなれば、酸化物生成におよぼすＡｌの効果は得られな
い。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】特開昭６１−７９７４
５号公報等の従来手法より一層のＴｉ酸化物の均一微細
分散方法を確立することにより、さらに特性を向上させ
られる余地がある。本発明者らは従来のＴｉ脱酸法に加
え、さらにＡｌを添加することでＴｉ酸化物の代替えと
してＴｉ−Ａｌ複合酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析
出物を均一分散する方法を課題とした。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明は、前述の課題を
解決するために、脱酸処理を行なう前のＳｉ量［％Ｓ
ｉ］を、下記（１）式により求められる溶存酸素量［％
Ｏ］が２０〜１００ｐｐｍになるように調整した溶鋼中
に、最終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＴｉ
を添加して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．０
０５〜０．０３０％となるＡｌを添加し、その後最終成
分に対して不足する分のＳｉ、Ｍｎ等を添加し、Ｓｉを
含むその他の成分組成が重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０３５％ Ｓ ：０．００１０〜０．００８０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造して得られ
た９５０℃以下の鋳片について、１２００℃以上１４０
０℃以下の温度にて１０分以上保持した後、鋳片を圧延
することを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性の優れた
溶接用鋼材の製造方法を第１手段とし、 ［％Ｏ］＝０．０００９２／［％Ｓｉ］^0.5 ・・・・・・ （１）式 脱酸処理を行なう前のＳｉ量［％Ｓｉ］を、下記（１）
式により求められる溶存酸素量［％Ｏ］が２０〜１００
ｐｐｍになるように調整した溶鋼中に、最終含有量が
０．００５〜０．０３０％となるＴｉを添加して脱酸し
た後、５分以内に最終含有量が０．００５〜０．０３０
％となるＡｌを添加し、その後最終成分に対して不足す
る分のＳｉ、Ｍｎ等を添加し、Ｓｉを含むその他の成分
組成が重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０３５％ Ｓ ：０．００１０〜０．００８０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％を基本成分とし、
さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：３．８％ Ｎｂ：≦０．０５０％ Ｖ ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ ：０．０００２〜０．００２０％の１種または２種
以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる
溶鋼を鋳造して得られた９５０℃以下の鋳片について、
１２００℃以上１４００℃以下の温度にて１０分以上保
持した後、鋳片を圧延することを特徴とする大入熱溶接
熱影響部靭性の優れた溶接用鋼材の製造方法を第２の手
段とする。

【００１４】 ［％Ｏ］＝０．０００９２／［％Ｓｉ］^0.5 ・・・・・・ （１）式

【００１５】

【作用】以下、本発明について詳細に説明する。まず、
本発明者らはＴｉ−Ａｌ複合酸化物およびＴｉＮ、Ｍｎ
Ｓ等の析出物を効果的に多数均一微細分散するため、種
々の脱酸元素を用いて、種々の順序による脱酸実験を試
みた。その結果、脱酸処理を行なう前の、Ｔｉよりも脱
酸力の弱い元素であるＳｉの量を調整して、Ｓｉ量と平
衡する溶存酸素量を２０〜１００ｐｐｍに調整した溶鋼
中に、最終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＴ
ｉを添加して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．
００５〜０．０３０％となるＡｌを添加する方法が最も
多数Ｔｉ−Ａｌ複合酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析
出物が均一微細分散し、得られた鋼材を大入熱溶接した
とき、ＨＡＺ部の靭性が非常に優れた溶接低温用鋼とな
る結果を得た。更には、このようにして得られた鋳片に
ついて、加熱圧延前に均熱拡散処理を含め種々の熱履歴
を付与した試験を行った結果、鋳片を１２００℃以上１
４００℃以下に加熱し３時間以下の保持した後冷却した
とき、特に鋳片の厚み方向中心部近傍においてＴｉＮ、
ＭｎＳ等の析出個数がさらに増加するという結果を得
た。

【００１６】すなわち本発明者らは、次の（１）〜
（４）に述べる知見を見いだした。

【００１７】（１）溶存酸素量は酸化物の生成挙動に大
きく影響する。酸化物を多数生成させるためには適正な
溶存酸素量が存在し、その値は２０〜１００ｐｐｍであ
る。この溶存酸素量を調整するためには、Ｔｉよりも脱
酸力の弱いＳｉの量を調整すればよい。

【００１８】（２）Ｔｉ脱酸後に適量のＡｌを添加する
とＴｉ酸化物個数が増加し、さらにＴｉＮ、ＭｎＳの析
出個数も増加する。

【００１９】（３）Ｔｉ脱酸後、Ａｌ添加まで、時間間
隔が短いほど、酸化物個数が増加する。

【００２０】（４）鋳造後の鋳片を圧延前に１２００℃
以上１４００℃以下に加熱し３時間以下の保持した後冷
却することで、加熱保持しない場合に比べて、厚み方向
中心部近傍の析出物個数が増加する。この時、加熱保持
温度が低ければ保持時間は長時間必要であり、加熱保持
温度が高ければ保持時間は短縮できる。

【００２１】以下に上記４項目について詳細に検討した
結果を述べる。

【００２２】上記（１）項について、Ｔｉ投入前の溶存
酸素量について調査した結果、溶存酸素量が２０ｐｐｍ
よりも少なくなるとＨＡＺ靭性を確保するために必要な
量のＴｉ酸化物が形成されず、１００ｐｐｍを超えても
Ｔｉ酸化物の個数が少なくなることが明らかとなった。
１００ｐｐｍを超えてＴｉ酸化物が減少するのは、Ｔｉ
が投入された溶鋼の近傍で局所的に過飽和度が高くな
り、核生成頻度が増大して狭い領域に酸化物が多量に生
成し、これらが直ちに凝集して浮上し易くなったためで
あると考えられる。

【００２３】また、この時の溶存酸化量は、Ｓｉとの平
衡反応で調整する必要がある。溶存酸素量の調整は、こ
の他に吹酸等の方法があるが、例えば吹酸によって溶存
酸素量を調整しても、その直後に溶存酸素量は平衡値に
変化してしまい、Ｔｉ投入時の溶存酸素量を正確に調整
できないことが明らかとなった。したがって、Ｔｉ投入
時の正確な溶存酸素量調整は、溶鋼中で安定して実現で
きる平衡反応を利用しなければならない。

【００２４】上記（２）項について、Ｔｉ脱酸後に投入
するＡｌの効果について検討した結果、Ａｌ投入によっ
てＴｉ酸化物が一部還元され、かつ微細化していること
が明らかとなった。また、Ｔｉ酸化物個数が増加したの
は、Ａｌ添加によって溶存酸素量が低下したためにＴｉ
酸化物の成長が抑制され微細化し、浮上しにくくなった
ためだと考えられる。さらに最適なＡｌの範囲を明確に
するために実験を行った結果、図１に示すように、Ａｌ
が０．００５％よりも少ないとＴｉ酸化物の還元および
溶存酸素量の低下が充分でなく、Ｔｉ酸化物が粗大化、
浮上してしまう。また、０．０３０％を超えるとＴｉ酸
化物を完全に還元してしまい、Ｔｉ酸化物個数が減少し
てしまうことが明らかとなった。また、ＴｉＮが増加し
た原因は、微細なＴｉ酸化物を核としてＴｉＮが生成
し、Ｔｉ酸化物が存在しない場合よりも析出個数が増加
したためである。

【００２５】上記（３）項について、Ｔｉ脱酸後の溶鋼
サンプルを適宜採取し、酸化物の生成挙動を調査した結
果、図２に示す如く、Ｔｉ脱酸後時間の経過とともに生
成したＴｉ酸化物は成長・凝集して粗大化し、浮上して
しまうことが明らかとなった。したがって、Ｔｉ投入
後、Ｔｉが溶鋼中に均一に混合してすぐにＡｌを投入す
ることを酸化物を多く得るためには有効である。ただ
し、Ｔｉ脱酸後すぐにＡｌを投入しなくても５分以内で
あればＴｉ酸化物の減少量はさほど多くないため、５分
以内と規定した。なお、請求の範囲および発明の詳細な
説明の中のＴｉを添加して脱酸した後あるいはＴｉ脱酸
後とは、投入したＴｉが溶鋼中に均一に混合した後のこ
とを意味する。

【００２６】上記（４）項について、鋳片を加熱保持す
るのはＴｉＮ等の析出物を一旦高温において溶体化さ
せ、その後の冷却過程においてＴｉ−Ａｌ複合酸化物を
核サイトとして新たに微細析出させるためである（以下
この熱処理を「再析出処理」と称す）。鋳造過程におけ
る板厚平均の１３００℃〜９００℃間の冷却速度は、例
えば板厚２５０ｍｍの連続鋳造の場合約０．１℃／ｓで
ある。一方、鋳片を再加熱した際の冷却速度は約０．２
５℃／ｓ以下である。この差は鋳造の場合、１／２厚位
置に最終凝固溶鋼が残存しているためであり、未凝固溶
鋼の有する熱量が拡散しながら鋳片全体が冷却されるた
め、速い冷却速度は達成することができない。したがっ
て、冷却速度を増加させるためには再加熱後の冷却、再
析出処理が有効である。

【００２７】再析出処理条件の限定理由について述べ
る。

【００２８】第１に、加熱温度はＴｉＮ等の析出物が固
溶する温度域であることが必要である。固溶しない温度
域に加熱した場合、析出物は鋳片での状態からオストワ
ルド成長によりさらに粗大化し、その個数は減少する。
このことから、下限を１２００℃とした。また、加熱温
度が高くなると、冷却速度が小さくなることや、加熱原
単位が大きくなり過ぎること等を考慮して上限を１４０
０℃とした。

【００２９】第２に、保持時間については、析出物の固
溶に要する時間は１０分程度でよいが、偏析を低減させ
るために行う均熱拡散処理と組み合わせてもその効果は
発揮できるので、工程負荷が許容できさえすれば６時間
以上の長時間でも問題はない。

【００３０】本発明の基本成分範囲の限定理由について
述べる。

【００３１】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０．１８％を超える過剰
の添加は、鋼材の溶接性や低温でのＨＡＺ靭性などを著
しく低下させるので、上限を０．１８％とした。

【００３２】Ｓｉは母材の強度確保、予備脱酸などに必
要な成分であるが、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０．５０％とした。

【００３３】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保、および粒
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．４０
％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。

【００３４】ＮはＴｉＮの析出には極めて重要な元素で
あり、０．００２０％未満ではＴｉＮの析出量が不足
し、フェライト組織の充分な生成量が得られない。ま
た、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靭性の低下を招くことから
０．００６０％を上限とした。

【００３５】Ｃｕは鋼材の強度を向上させるために有効
であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．０％を上限とした。

【００３６】Ｎｉは鋼材の強度および靭性を向上させる
ために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇
させるので、３．８％を上限とした。

【００３７】Ｎｂは焼き入れ性を向上させることにより
母材の強度および靭性を向上させるために有効な元素で
あるが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく
低下させるため０．０５０％を上限とした。

【００３８】Ｖ、Ｃｒ、ＭｏについてもＮｂと同様な効
果を有することから、各々０．１％，０．６％，０．６
％を上限とした。

【００３９】また、鋼材の圧延方法、加速冷却の方法お
よび焼き入れ焼き戻しの方法においては、当該分野にお
いて従来から適用されている方法を用いてもＨＡＺ靭性
に関しては何等影響を及ぼさないため、従来の方法を適
用できる。

【００４０】ＢはＨＡＺ靭性に有害なフェライトサイド
プレートの成長抑制とＢＮの析出によるＨＡＺの固有Ｎ
の固定のために有効であり、０．０００２％以上の添加
でその効果が得られるが、０．００２０％を超える過剰
の添加はＦｅ₂₃ＣＢ₆ の析出により靭性低下を招くため
Ｂを添加する場合はその範囲を０．０００２％〜０．０
０２０％とする。

【００４１】

【実施例】表１に示した化学成分で、４０キロ鋼および
５０キロ鋼を試作した。１〜１３が本発明鋼、１４〜１
７が比較鋼である。試作鋼は転炉溶製し、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
を測定し、Ｓｉで溶存酸素量を調整した後Ｔｉ、Ａｌを
添加し脱酸を行ない、連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片
に鋳造した。表２に脱酸方法を示す。さらに加熱冷却に
よる再析出処理を施し、再度加熱圧延を経て、板厚３２
ｍｍの鋼板として製造した。表３に処理条件を示す。な
お比較鋼の一部は再析出処理を省略している。

【００４２】得られた鋼板を１パスのフラックス−銅バ
ッキング溶接（ＦＣＢ溶接）した。入熱は４５ｋＪ／ｃ
ｍ² である。ＨＡＺ靭性評価のためのシャルピー値は、
フュージョンラインからＨＡＺ５ｍｍの部位でそれぞれ
９本の試験を行ない、その最低値である。

【００４３】表４から明らかなように、１〜１３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。

【００４４】一方、比較例の１４〜２４は、いずれもシ
ャルピー試験−６０℃で４０Ｊ未満の低い靭性しか示さ
なかった。これらの原因は、１４、１５はＳｉにより調
整した溶存酸素量が本発明の所定の量に達していなかっ
たため、１６はＳｉにより調整した溶存酸素量が所定の
量を超えたため、１７はＡｌ量が予定量を下回ったた
め、１８はＡｌ量が所定量を上回ったためである。ま
た、１９はＴｉとＡｌとの添加順序が本発明とは逆であ
ったため、２０はＴｉとＡｌとの添加間隔が本発明で規
定した所定時間より長かったためである。また２１は圧
延前の再析出処理を施さなかったため、２２は再析出処
理の加熱温度が低かったため、２３は再析出処理の加熱
温度が高かったため、２４は保持時間が短かったためで
ある。

【００４５】

【表１】

【００４６】

【表２】

【００４７】

【表３】

【００４８】

【表４】

【００４９】

【発明の効果】本発明は、大入熱溶接法を適用した、低
温で使用する、船舶、海洋構造物、貯蔵槽等の破壊に対
する厳しい靭性要求を満足する溶接用鋼材を確実に得る
製造方法であり、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】図１は、（ａ）Ｔｉ酸化物個数、（ｂ）ＴｉＮ
個数および（ｃ）ＨＡＺ靭性におよぼすＡｌの影響を調
査したものであり、Ａｌ量がある範囲のときにＴｉ酸化
物個数、ＴｉＮ個数ともに増加し、ＨＡＺ靭性が向上す
ることを示す図。

【図２】図２は、Ｔｉ脱酸後の経過時間とＴｉ酸化物の
個数推移と調査したものであり、Ｔｉ脱酸後５分以降、
酸化物の個数が減少していくことを示す図。

【図３】図３は、（１）式にＴｉ添加前Ｓｉ量［％Ｓ
ｉ］を代入して得られる溶存酸素量［％Ｏ］と酸化物個
数との関係を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 土師利昭 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 脱酸処理を行なう前のＳｉ量［％Ｓｉ］
   を、下記（１）式により求められる溶存酸素量［％Ｏ］
   が２０〜１００ｐｐｍになるように調整した溶鋼中に、
   最終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＴｉを添
   加して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．００５
   〜０．０３０％となるＡｌを添加し、その後最終成分に
   対して不足する分のＳｉ、Ｍｎ等を添加し、Ｓｉを含む
   その他の成分組成が重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０３５％ Ｓ ：０．００１０〜０．００８０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、残部が
   Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造して得られ
   た９５０℃以下の鋳片について、１２００℃以上１４０
   ０℃以下の温度にて１０分以上保持した後、鋳片を圧延
   することを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性の優れた
   溶接用鋼材の製造方法 ［％Ｏ］＝０．０００９２／［％Ｓｉ］^0.5 ・・・・・・ （１）式
2. 【請求項２】 脱酸処理を行なう前のＳｉ量［％Ｓｉ］
   を、下記（１）式により求められる溶存酸素量［％Ｏ］
   が２０〜１００ｐｐｍになるように調整した溶鋼中に、
   最終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＴｉを添
   加して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．００５
   〜０．０３０％となるＡｌを添加し、その後最終成分に
   対して不足する分のＳｉ、Ｍｎ等を添加し、Ｓｉを含む
   その他の成分組成が重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０３５％ Ｓ ：０．００１０〜０．００８０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％を基本成分とし、
   さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：３．８％ Ｎｂ：≦０．０５０％ Ｖ ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ ：０．０００２〜０．００２０％の１種または２種
   以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる
   溶鋼を鋳造して得られた９５０℃以下の鋳片について、
   １２００℃以上１４００℃以下の温度にて１０分以上保
   持した後、鋳片を圧延することを特徴とする大入熱溶接
   熱影響部靭性の優れた溶接用鋼材の製造方法 ［％Ｏ］＝０．０００９２／［％Ｓｉ］^0.5 ・・・・・・ （１）式