JP3863878B2 - 溶接熱影響部の靭性が優れた溶接構造用鋼材、その製造方法及びこれを用いた溶接構造物 - Google Patents

Description

本発明は建築、橋梁、造船、海洋構造物、鋼板、ラインパイプなどの溶接構造物に用いる構造用鋼材に関するものである。より詳しくは、母材組織を微細化すると共に高温安定性の優れたTiN析出物を均一に分布させることにより、溶接熱影響部と母材における靭性の差を最小化させ、溶接熱影響部の靭性が優れた溶接構造用鋼材、その製造方法及びこれを用いた溶接構造物を提供するものである。

最近、建築物や構造物の高層化に伴い使用される鋼材が大型化しながら厚肉材に代替されてきている。こうした厚肉材を溶接するためには高能率溶接が避け難く、厚肉化した鋼材を溶接する技術としては1パス溶接が可能な大入熱サブマージ溶接法及びエレクトロ溶接法が広く用いられている。また、造船及び橋梁分野において板厚25mm以上の鋼板を溶接する場合にも前記のような1パス溶接が可能な大入熱溶接法を施している。

一般に、溶接においては入熱量が大きいほど溶着量が多くなり溶接パス数が縮減する為、溶接生産性に鑑みると大入熱溶接を可能にすることが有利である。即ち、溶接において入熱量を増加させるとその使用範囲を拡大することができる。現在用いられる大入熱の範囲は約100〜200kJ/cmに当るが、より厚肉化した板厚50mm以上の鋼材を溶接するためには200〜500kJ/cmの超大入熱範囲でなければならない。

鋼材に大入熱が施されると、溶接時に形成される溶接熱影響部(Heat Affected Zone)、とりわけ溶融線(fusion boundary)近傍の溶接熱影響部は溶接入熱量により融点に近い温度まで加熱される。これにより、溶接熱影響部の結晶粒が成長し粗大化し、冷却過程において上部ベイナイト及びマルテンサイトなど靭性の弱い微細組織が形成される為、溶接熱影響部は溶接部中靭性が最も劣る部位となる。

したがって、溶接構造物の安定性を確保するためには、溶接熱影響部におけるオーステナイト結晶粒の成長を抑制して微細なまま維持させる必要がある。これを解決する手段としては、高温で安定した酸化物またはTi系炭窒化物などを鋼材に適切に分布させて溶接時溶接熱影響部の結晶粒成長を遅延させる技術などが公知である。こうした技術には、日本特許公開公報平12-226633号、平11-140582号、平10-298708号、平10-298706号、平9-194990号、平9-324238号、平8-60292号、昭60-245768号、平5-186848号、昭58-31065号、昭61-79745号、日本溶接学会誌第52巻2号49頁及び日本特許公開公報昭64-15320号などがある。

このうち、日本特許公開公報平11-140582号は、TiNの析出物を用いる代表的な技術として、100J/cmの入熱量(最高加熱温度1400℃)が施される際、0℃で衝撃靭性が200J程(母材は300J程)の構造用鋼材を開示している。この先行技術においては、Ti/Nを実質的に4〜12に管理し、0.05μｍ以下のTiN析出物は5.8×10³個/mm²〜8.1×10⁴個/ mm²、これと共に0.03〜0.2μｍのTiN析出物は3.9×10³個/ mm²〜6.2×10⁴個/ mm²で析出させ溶接部の靭性を確保している。しかし、この先行技術によると、100kJ/cmの大入熱溶接が適される際、母材と溶接熱影響部の靭性が大体低く(0℃の衝撃靭性の最高値で母材:320J、熱影響部:220J)、また母材と溶接熱影響部における靭性の差が100J程と大きく厚肉化鋼材の超大入熱溶接による鋼構造物の信頼性確保に限界がある。そればかりか、所望のTiN析出物を確保する方法として、スラブを1050℃以上の温度で加熱し急冷した後、熱間圧延のために再加熱する工程を用いるので2回の熱処理に伴い製造費用が上昇する。

通常、Ti系析出物は1200〜1300℃の温度領域でオーステナイト結晶粒の成長を抑制できるが、1400℃以上の温度で長時間維持される場合にはTiN析出物の多くが再固溶する為、TiN析出物の再固溶を防止することが溶接熱影響部の靭性の確保に何よりも重要となる。しかし、今まで1350℃以上の高温で長時間維持される超大入熱溶接において溶接熱影響部の靭性を画期的に改善させたケースは未だ知られるものがない。とりわけ、溶接熱影響部の靭性が母材に対して等しいレベルを示した技術はほぼ無い実状である。したがって、前記問題点が解決できれば、厚肉化鋼材の超大入熱溶接が可能になり、溶接作業の高能率化はいうまでもなく鋼構造物の高層化及び鋼構造物の信頼性確保を同時に成し遂げられるようになる。

したがって、本発明は、中入熱から超大入熱に至る溶接入熱量の範囲において高温安定性の高い微細TiN析出物を均一に分布させ母材と熱影響部における靭性の差を最小にさせられる溶接熱影響部の靭性が優れた溶接構造用鋼材及びその製造方法、そして該構造用鋼材を用いた溶接構造物を提供することに目的がある。

前記目的を成し遂げるべく本発明は、重量%でC:0.03〜0.17%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.4〜2.0%、Ti:0.005〜0.2%、Al:0.0005〜0.1%、N:0.008〜0.030%、B:0.0003〜0.01%、W:0.001〜0.2%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、O:0.005%以下を含み、1.2≦Ti/N≦2.5、10≦N/B≦40、2.5≦Al/N≦7、6.5≦(Ti+2Al+4B)/N≦14を満足し、残りのFe及びその他の不純物から組成され、微細組織が20μｍ以下のフェライト70%以上と残りのパーライトとの複合組織から成る溶接構造用鋼材に関するものである。

また、本発明は、重量%でC:0.03〜0.17%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.4〜2.0%、Ti:0.005〜0.2%、Al:0.0005〜0.1%、N:0.008〜0.030%、B:0.0003〜0.01%、W:0.001〜0.2%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、O:0.005%以下を含み、1.2≦Ti/N≦2.5、10≦N/B≦40、2.5≦Al/N≦7、6.5≦(Ti+2Al+4B)/N≦14を満足し、残りのFe及びその他の不純物から組成されるスラブを1100〜1250℃範囲において60〜180分間加熱した後オーステナイト再結晶域で40%以上の圧下率で熱間圧延してから、フェライト変態終了温度±10℃までは1℃/min以上の速度で冷却することを含む溶接構造用鋼材の製造方法に関するものである。

また、本発明は、重量%でC:0.03〜0.17%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.4〜2.0%、Ti:0.005〜0.2%、Al:0.0005〜0.1%、N:0.005%以下、B:0.0003〜0.01%、W:0.001〜0.2%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、O:0.005%以下、残りのFe及びその他の不可避な不純物から組成される低窒素鋼スラブを製造する段階; 該スラブを1100〜1250℃の温度で60〜180分間加熱しながら鋼中Nが0.008〜0.03%の範囲内でTi、B、Alと下記の関係を満足するよう浸窒処理する段階、
1.2≦Ti/N≦2.5、10≦N/B≦40、2.5≦Al/N≦7、6.5≦(Ti+2Al+4B)/N≦14;及び、
前記浸窒処理したスラブをオーステナイト再結晶域において40%以上の圧延比で熱間圧延した後、フェライト変態終了温度±10℃まで1℃/min以上の速度で冷却する段階を含む溶接構造用鋼材の製造方法に関するものである。

また、本発明は前記のような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ものである。

以下、本発明を詳しく説明する。
本明細書において使用する「旧オーステナイト(prior Austenite)」という用語は鋼材に大入熱溶接を施す際、溶接熱影響部に形成されるオーステナイトを称するもので、鋼材の製造過程(熱間圧延工程)において形成されるオーステナイトと区別すべく便宜上区分して表現したものである。

本発明者は鋼材(母材)に大入熱溶接を適す際、溶接熱影響部の旧オーステナイト(prior austenite)の成長挙動と冷却過程での相変態を窮め尽した結果、臨界旧オーステナイト結晶粒の大きさである80μｍを基準に溶接熱影響部の靭性が顕著に変化する事実と、溶接熱影響部に微細フェライトの分率を高めると溶接熱影響部の靭性が良くなることを確認した。

したがって、こうした研究結果に基づき本発明は、
[1]鋼材(母材)内TiN析出物の分布を均一にさせながら、高温での析出物の安定性を示す溶解度積(Solubility Product)を小さくすると共に、
[2]鋼材(母材)のフェライト結晶粒の大きさを臨界レベル以下に微細化することにより溶接熱影響部の旧オーステナイトを約80μｍ以下に管理し、
[3]鋼材(母材)のTi/Nの比率を下げBN、AlN析出物を効果的に析出することにより溶接熱影響部のフェライトの生成分率を高め、とりわけ靭性の改善に効果的な針状形や多角形(polygonal)のフェライトに誘導することに特徴がある。

以下、前記[1][2][3]を具体的に説明する。
[1]TiN析出物
構造用鋼材に大入熱溶接を適す場合、溶融線付近の溶接熱影響部は約 1400℃以上の高温に加熱され、母材内に析出されるTiN析出物が溶接熱によって部分的に溶解されたり、またはオストワルド熟成(Ostwald ripening、小さい析出物が分解され大きい析出物に拡散しながら大きい析出物がより大きくなる現象)により一部析出物が粗大になったり、またはTiN析出物の個数が顕著に減少して旧オーステナイト結晶粒成長の抑制効果が消滅する。

本発明者はこうした現象は母材内に分布されるTiN析出物が溶接熱により分解され固溶Ti原子が拡散することにより生じることに着目し、Ti/Nの比に応じたTiN析出物の特性を考察した結果、高窒素環境(Ti/Nの比が低い)において固溶Ti濃度と固溶Ti原子の拡散速度が減少しTiN析出物の高温安定性が向上する新たな事実が明らかになった。即ち、TiとNの比(Ti/N)が1.2〜2.5の範囲となる場合、固溶Ti量が極めて減少しながらTiN析出物の高温安定性が高まり0.01〜0.1μｍ大の微細TiN析出物が均一間隔(約0.5μｍ以下)で1.0x10⁷個/mm²以上分布するとの驚くべき結果を得た。これは同一Ti含量において窒素含量を増加させれば固溶される全てのTi元素が容易に窒素元素と結合し、また高窒素環境では固溶Ti量が減少する為、窒素含量の低い場合より高温でTiN析出物が安定する溶解度積(Solubility Product)が下がる為と分析された。

さらに、興味深いのは、鋼スラブを鋳片表面クラックの発生可能性の低い0.005%以下の低窒素鋼に製造し、以降圧延工程中スラブ加熱炉において浸窒処理を施して高窒素鋼に製造してもTi/Nの比を1.2〜2.5の範囲に管理すれば、前記のように所望のTiN析出物を得ることができた。これは同一Ti含量において浸窒処理により窒素含量を増加させると、固溶される全てのTi元素が容易に窒素原子と結合し高温でTiN析出物が安定する溶解度積が下がる為と分析された。

本発明においては、高窒素環境での固溶Nの存在による時効性を助長できる点に鑑みて、Ti/Nの比を制御すると共にN/B、Al/N、V/Nの比、そしてNとTi+Al+B+(V)を総体的に管理し、NをBN、AlN、VNで析出させる。そして前記のように本発明はTi/Nの比に応じたTiN析出物の分布度とTiNの溶解度積を管理することにより母材と熱影響部における靭性の差を30J以内に抑えるが、これは単にTiの含量を高めて(Ti/N≧4)TiN析出物の量を増大する従来の析出物管理技法(日本公開特許公報平11-140582号)とは懸隔とした差を有するものである。

[2]鋼材(母材)の微細組織
本発明者の研究によると、溶接熱影響部において旧オーステナイトの大きさを80μｍ以下にするためには、析出物の管理と共にフェライト＋パーライトの母材組織においてフェライトの大きさを微細にすることが重要となる。この際、フェライトの微細化は、熱間圧延時鋼加工によりオーステナイト結晶粒を微細化するばかりでなく、炭化物(WC、VC)を用いて冷却過程中発生するフェライト結晶粒の成長を抑制してなるものである。

[3]溶接熱影響部の微細組織
本発明者の研究によると、溶接熱影響部の靭性は、母材が1400℃以上に加熱される際の旧オーステナイト結晶粒の大きさばかりでなく、冷却時旧オーステナイト結晶粒界から析出するフェライトの量と形状により重要な影響を受けるようになる。即ち、溶接熱影響部の靭性を考慮するならフェライトの量を多くしながら粒度を微細にすることが重要となる。とりわけ、オーステナイト粒内での多角形(polygonal)フェライトと針状形フェライトの変態を誘導することがより好ましが、このためにAlN、Fe₂₃(B、C)₆、BN析出物を利用する。

以下、本発明を鋼材とその製造方法とに区分して詳細に説明する。
[溶接構造用鋼材]
先ず、本発明の溶接構造用鋼材の組成成分を説明する。
本発明においては、炭素(C)の含量を0.03〜0.17重量%(以下、単に%と記す)に制限する。

Cの含量が0.03%未満であると、構造用鋼としての強度確保が充分でなくなる。また、Cが0.17%を超過すると冷却中上部ベイナイト、マルテンサイト及び退化パーライト(degenerate pearlite)などの靭性が弱い微細組織が変態して構造用鋼材の低温衝撃靭性を低下させ、また溶接部の硬度または強度を増加させて靭性劣化及び溶接亀裂の発生をもたらす。

シリコン(Si)の含量は0.01〜0.5%に制限する。何故ならばSiの含量が0.01%未満であると製鋼過程において溶鋼の脱酸効果が充分でなく鋼材の耐腐食性を低下させ、0.5%を超過するとその効果が飽和し、圧延後冷却時の焼入性増加による 島状マルテンサイトの変態を促し低温衝撃靭性を低下させるからである。

マンガン(Mn)の含量は0.4〜2.0%に制限する。
Mnは鋼中で脱酸作用を働き、溶接性、熱間加工性及び強度を向上させる有効な元素である。Mnは母材組織内に置換型固溶体を形成して母材を固溶強化させ強度及び靭性を確保するが、このためには0.4%以上添加することが好ましい。しかし、その含有量が2.0%を超過すると、固溶強化効果よりマンガン偏析による組織の不均質から溶接熱影響部の靭性に有害な影響を及ぼす。また、鋼凝固時、偏析機構に応じて巨視偏析及び微視偏析が起こり圧延時中心部に中心偏析帯の形成を助長し母材の中心部に低温変態組織を生成させる原因となる。とりわけ、マンガンはTi系酸化物の周囲にMnS形態で析出し、溶接熱影響部の靭性改善に有効な針状形及び多角形状のフェライト生成に影響を与える元素である。

チタニウム(Ti)の含量は0.005〜0.2%に制限する。
TiはNと結合して高温で安定した微細TiN析出物を形成する為、本発明に不可欠な元素である。かかる微細TiN析出効果を得るためには、Tiを0.005%以上添加しなければならないが、その含量が0.2%を超過すると溶鋼中に粗大TiN析出物及びTi酸化物が形成されて溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒成長を抑制できないので好ましくない。

アルミニウム(Al)の含量は0.0005〜0.1％に制限する。
Alは脱酸に必要な元素であるばかりでなく、鋼中に微細AlN析出物を形成するのに不可欠な元素である。また、Alは酸素と反応してAl酸化物を形成する元素なので、Tiが酸素と反応せず微細TiN析出物を形成するために必要な元素である。微細AlN析出物を形成するためには、前記Alを0.0005%以上添加しなければならないが、その含量が0.1%を超過するとAlNを析出して残った固溶Alが溶接熱影響部の冷却過程において靭性の弱いウイドマンステッテンフェライト(Widmanstatten ferrite)及び島状マルテンサイトの生成を助長して大入熱溶接熱影響部の靭性を低下させる。

窒素(N)の含量は0.008〜0.03%に制限する。
NはTiN、AlN、BN、VN、NbNなどを形成するのに不可欠な元素として、大入熱溶接時に溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒成長を最大限抑制し、TiN、AlN、BN、VN、NbNなどの析出物の量を増加させる。とりわけ、TiNとAlN析出物の大きさ及び析出物間隔、析出物分布、酸化物との複合析出頻度数、析出物自体の高温安定性などに顕著な影響を及ぼす為、その下限を0.008%に制限する。しかし、Nの含量が0.03%を超過すると、その効果が飽和し、溶接熱影響部内に分布する固溶窒素量の増加により靭性を低下させ溶接時希釈により溶接金属中に混入し溶接金属の靭性低下を招く為、上限を0.03%に制限する。

一方、本発明においてスラブは低窒素鋼とし、以降浸窒処理を施して高窒素鋼に製造することもできる。この場合、鋼スラブ段階においては、Nを鋳片表面クラックの可能性の低い0.005%以下に管理し、以降スラブ再加熱工程において浸窒処理を施し0.008〜0.03%の高窒素鋼に製造する。

硼素(ボロン、B)の含量は0.0003〜0.01%に制限する。
BはBN析出物を形成して旧オーステナイト結晶粒の成長を妨げ結晶粒界及び粒内においてFe炭硼化物を形成し靭性の優れた針状形及び多角形のフェライト変態を促進する。B含有量が0.0003%未満であるとこうした効果を期待できず、0.01%を超過すると小粒性が増加して溶接熱影響部の硬化及び低温亀裂が発生する可能性がある為好ましくない。

タングステン(W)の含量は0.001〜0.2%に制限する。
Wは熱間圧延以後タングステン炭化物(WC)として母材に均一析出しフェライト変態後フェライト結晶粒の成長を効果的に抑制し、また溶接熱影響部の加熱初期旧オーステナイト結晶粒の成長を抑制する元素である。その含量が0.001%未満であると熱間圧延後冷却時フェライト結晶粒の成長抑制のためのタングステン炭化物が少なく分布し、0.2%より多く添加されるとその効果が飽和し、好ましくない。

リン(P)及び硫黄(S)の含量は0.030%以下に制限する。
Pは圧延時中心偏析及び溶接時高温亀裂を助長する不純元素である為できる限り低く管理することが好ましい。母材靭性、溶接熱影響部の靭性向上及び中心偏析低減のためには0.03%以下に管理するのが好ましい。

Sも多量に存在する場合FeSなどの低融点化合物を形成する為できる限り低く管理することが好ましく、母材靭性、溶接熱影響部靭性及び中心偏析低減の為にはS含量を0.03%以下にすることが好ましい。しかし、硫黄の場合はTi系酸化物の周囲にMnS形態で析出し溶接熱影響部靭性の改善に有効な針状形及び多角形状のフェライトの生成に影響を与えもするので、溶接時の高温亀裂を考慮するとより好ましい範囲としては0.003%から0.03%以下に制限するのが良い。

酸素(O)は0.005%以下に制限する。
酸素が0.005%超過する場合にはTi元素が溶鋼中Ti酸化物を形成しTiN析出物を形成できなくなる為好ましくなく、また粗大Fe酸化物及びAl酸化物などのような介在物を形成し母材の靭性に悪影響を及ぼす為好ましくない。

本発明においてはTi/Nの比を1.2〜2.5に制限する。
このように、本発明においてTi/Nの比を所定値に制御するのは次のような2つの利点に基づくものである。
第一、TiN析出物の個数を増加させながらも均一に分布させることができる。即ち、同一Ti含量において窒素含量を増加させると連鋳過程(高窒素スラブの場合)または浸窒処理後の冷却過程(低窒素スラブの浸窒処理の場合)において固溶された全てのTi元素が窒素元素と結合して微細TiN析出物を狭い間隔で分布させる。

第二、高温での安定性を示す溶解度積(Solubility Product)が小さく前記Tiの再固溶を防ぐことができる。即ち、高窒素環境においてTiは固溶されるよりNと結合しようとする性質が強い為、TiN析出物が高温で安定する。

したがって、本発明においてはTi/Nの比を1.2〜2.5に制御するが、Ti/N比が1.2未満であると母材の固溶窒素量が増加し溶接熱影響部の靭性に有害である為好ましくなく、その比が2.5より高いと粗大TiNが晶出しTiNの均一な分布が得難いばかりでなくTiNで析出せず残った余りのTiが固溶状態で存在して溶接熱影響部の靭性に悪影響を及ぼし兼ねない。

N/Bの比は10〜40に制限する。
本発明においてN/B比が10未満であると、溶接後冷却過程中オーステナイト結晶粒界において多角形のフェライト変態を促進するBNの析出量が不十分で、N/B比が40を超過するとその効果が飽和し固溶窒素量が増加して溶接熱影響部の靭性を低下させるためである。

Al/Nの比は2.5〜7に制限する。
本発明においてAl/N比が2.5未満であると針状形フェライト変態を誘導するためのAlN析出物の分布が不十分で、溶接熱影響部の固溶窒素量が増加して溶接亀裂が発生する可能性があり、Al/N比が7を超過するとその効果が飽和する。

(Ti+2Al+4B)/Nの比は6.5〜14に制限する。
本発明において(Ti+2Al+4B)/Nの比が6.5未満であると溶接熱影響部の旧オーステナイト結晶粒の成長抑制、結晶粒界における微細な多角形フェライトの生成、固溶窒素量、結晶粒内での針状形及び多角形フェライトの生成及び組織分率の制御のためのTiN、AlN、BN、VN析出物の大きさ及び分布個数が不十分で、(Ti+2Al+4B)/Nが14を超過するとその効果が飽和する。一方、Vを添加する場合は、(Ti+2Al+4B+V)/Nの比を7〜17に設定することが好ましい。

また、本発明においては前記のように組成された鋼に選択元素としてVを添加することができる。
VはNと結合してVNを形成し溶接熱影響部においてフェライト形成を促す元素で、VNは単独で析出したりTIN析出物で析出しフェライト変態を促進する。また、VはCと結合してVCを形成するが、かかるVC炭化物はフェライト変態後フェライト結晶粒の成長を抑制する役目を果たす。

このように、Vはその添加により鋼材(母材)と熱影響部の靭性をより改善することができるが、本発明においてはバナジウム(V)の含量を0.01〜0.2%に制限することが好ましい。何故ならば、その含有量が0.01%未満であるとVN析出量が少ない為溶接熱影響部においてフェライト変態促進効果を奏し難く、0.2%を超過すると母材及び溶接熱影響部(HAZ)の靭性劣化を招き溶接硬化性を高め溶接低温亀裂発生の恐れがあり、好ましくないからである。

そしてこのようにVを添加する場合、V/Nの比を0.3〜9に制御することがより好ましい。
本発明においてV/N比が0.3未満であると溶接熱影響部の靭性改善のためのTiN+MnS析出物の境界に析出し分布する適正VN析出物個数及び大きさを確保し難いかもしれない。それに比して、V/N比が9を超過するとTiN+MnS析出物の境界に析出するVN析出物の大きさが粗大化し、むしろTiN+MnS複合析出物の境界に析出するVN析出頻度数が減少する為、溶接熱影響部の靭性に有効なフェライト相分率を減少させかねないからである。

さらに、本発明においては前記のように組成される鋼に機械的性質をより向上させるべく、Ni、Cu、Nb、Mo、Crのグループから選択された1種または2種以上をさらに添加することができる。

この際、ニッケル(Ni)の含量は0.1〜3.0%に制限することが好ましい。
Niは固溶強化による母材の強度及び靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るためにはNiを0.1%以上添加しなければならないが、その含量が3.0%を超過すると焼入性を増加させ溶接熱影響部の靭性を低下させ溶接熱影響部及び溶接金属に高温亀裂が発生する可能性がある為好ましくない。

銅(Cu)の含量は0.1〜1.5%に制限することが好ましい。
Cuは母材に固溶され固溶強化による母材の強度及び靭性確保に有効な元素である。こうした効果を得るためにはCuを0.1%以上添加しなければならないが、その含量が1.5%を超過すると溶接熱影響部において焼入性を増加させて靭性を低下させ溶接熱影響部及び溶接金属に高温亀裂を助長する為好ましくない。とりわけ、前記Cuは硫黄と共にTi系窒化物の周囲にCuS形態で析出して溶接熱影響部の靭性改善に有効な針状形及び多角形状のフェライト生成にも影響を及ぼすので、その含量を0.3〜1.5%にするのがより好ましい。

また、CuとNiを複合添加する場合、これらの合計は3.5%未満にすることが好ましい。その理由は3.5%を超過すると、焼入性が高くなり溶接熱影響部の靭性及び溶接性に悪影響を及ぼすからである。

ニオブ(Nb)の含量は0.01〜0.10%に制限することが好ましい。
Nbは母材の強度確保という点で有効な元素として、その効果はNb含有量が0.01%未満では得られない。一方、0.1%を超過すると粗大NbCの単独析出を招き母材の靭性に有害になる為好ましくない。

モリブデン(Mo)は0.05〜1.0%にすることが好ましい。
Moは焼入性増加及び強度向上の効果を奏する元素として、その含量は強度確保のため0.05%以上に設定することが好ましいが、HAZ硬化及び溶接低温亀裂を抑制するためにはCrと同様その上限を1.0%とすることが好ましい。

クロム(Cr)は0.05〜1.0%にすることが好ましい。
Crは小粒性を増加させ強度を向上させるが、その含有量が0.05%未満であると強度が得られず、1.0%を超過すると母材及びHAZ靭性劣化を招く。

また、本発明においては加熱時オーステナイト粒成長抑制のために前記のように組成した鋼にCa、REM中1種または2種をさらに添加することができる。
Ca及びREMは高温安定性の優れた酸化物を形成し母材内において加熱時オーステナイト結晶粒の成長を抑制し溶接熱影響部の靭性を向上させる。また、Caは製鋼時粗大MnSの形状を制御する効果を奏する。そうすべく、カルシウム(Ca)は0.0005%以上、REMは0.005%以上添加するのが良いが、Caが0.005%を、REMが0.05%を超過すると、大型介在物及びクラスター(cluster)を生成し鋼の清浄度を害してしまう。REMにはCe、La、Y及びHfなどの1種または2種以上を用いることができる。

次に、本発明の溶接構造用鋼材の微細組織を説明する。
本発明の溶接構造用鋼材の微細組織はフェライトとパーライトの複合組織であり、前記フェライト結晶粒の大きさは20μｍ以下に制限する。その理由はフェライト結晶粒の大きさが20μｍより大きいと大入熱溶接時溶接熱影響部の旧オーステナイト結晶粒が80μｍより大きくなり溶接熱影響部の靭性に有害になる為である。

また、本発明においてはフェライトとパーライトの複合組織中フェライトの相分率が高くなるほど母材の靭性及び延伸率などが増大する。これに鑑みると、前記フェライトの相分率は20%以上、より好ましくは70%以上に制御することが好ましい。

一方、溶接熱影響部の旧オーステナイト結晶粒は、鋼材(母材)のフェライト結晶粒の大きさが一定であれば母材に分布する窒化物の大きさと個数及び分布に大きく影響を受けるようになる。しかし、大入熱以上の溶接時(加熱温度1400℃以上)、母材に分布する窒化物の場合30〜40%が母材に再固溶し溶接熱影響部の旧オーステナイト結晶粒の成長抑制効果が減少する。

したがって、加熱時母材に再固溶する窒化物を考慮しそれ以上の窒化物の均一な分布が必要なので、本発明は溶接熱影響部において旧オーステナイトの成長を抑制すべく微細TiN析出物を均一に分布させることにより析出物が粗大になるオストワルド熟成(Ostwald ripening)を効果的に抑制できるのである。
好ましくは、こうしたTiN析出物が約0.5μｍ以下の間隔を有しながら均一に母材内に分布することである。

さらに、TiNの大きさ及び臨界個数は0.01〜0.1μｍ及び1mm²当り1.0x10⁷個以上と限定することが好ましい。何故ならば、TiNの大きさが0.01μｍ未満では大入熱溶接時殆ど母材に容易に再固溶しオーステナイト結晶粒の成長抑制効果が不十分になりかねなく、0.1μｍを超過するとオーステナイト結晶粒に対するピン止め効果(pinning、結晶粒成長抑制)が減り、粗大な非金属介在物のような挙動をして機械的性質に有害な影響を及ぼしかねない為である。また、析出物の個数が1mm²当り1.0x10⁷個未満では大入熱以上の溶接時溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒の大きさを臨界値である80μｍ以下に制御し難くなったりする為である。

[溶接構造用鋼材の製造方法]
先ず、本発明においては前記のような組成を有する鋼スラブを製造する。
こうした本発明の鋼スラブは通常の精錬脱酸工程を経た溶鋼を鋳造工程により一般的な方法で容易に製造することができるが、本発明はこれらの具体的な操業条件に制限されるものではない。

即ち、先ず本発明は溶鋼を電炉において1次精錬した後、電炉の溶鋼をレードルで出鋼し2次精錬する炉外精錬工程を施すことができ、溶接構造用鋼材のように厚肉材においては炉外精錬の次に脱ガス処理(RH工程)を施すことが好ましい。通常脱酸は1次精錬と2次精錬の間に行われる。

脱酸工程においては、本発明により溶存酸素を適正レベル以下に調節してからTiを添加するとTiを酸化物に形成せず溶鋼中に殆ど固溶できるので最も好ましく、この為にはTiより脱酸力の大きい元素をTi投入前に投入し脱酸することが好ましい。

詳しく説明すれば、溶存酸素量は酸化物の生成挙動により大きく影響を受けるが、酸素との親和力が大きい脱酸剤であるほど溶鋼中酸素と結合する速度が大変速い。したがって、Tiを添加する前にこれより脱酸力の大きい元素を使って脱酸を行うと、Tiが酸化物を形成するのを最大限防止することができるのである。もちろん、Tiより脱酸力の大きい元素(Al)を投入する前に、鋼の5大元素であるMn、Siなどを投入して脱酸し、次いでAlを投入し脱酸すると、脱酸剤の投入量を減らせるので好ましい。脱酸剤の脱酸力は下記のとおりである。
Cr < Mn < Si < Ti < Al < REM < Zr < Ca ≒ Mg

本発明においては、こうしてTi投入前にTiより脱酸力の大きい鋼脱酸元素を溶鋼に投入することにより溶存酸素量をできる限り低く制御することができるが、好ましくは溶存酸素量を少なくとも30ppm以下に制御する。何故ならば、前記溶存酸素量が30ppmを超過するとTi添加時溶鋼中酸素とTiが結合してTi酸化物を形成し易く固溶Ti量が減少するからである。

そして、このように溶存酸素量を助長してから、Ti含量が0.005〜0.2%になるようTiを10分以内に添加することが好ましいが、これはTi投入後時間が経過するほどTi酸化物が生成され固溶Ti量が減少しかねない為である。
本発明においてTiの添加は真空脱ガス処理前または後の如何なる段階においても適用可能である。

本発明は前記のように用意した溶鋼を用いて鋼スラブを製造することができるが、溶鋼が低窒素の場合(浸窒処理する場合)には連続鋳造時の鋳造速度が高速または低速どちらでも構わない。しかし、溶鋼が高窒素の場合には鋳片表面クラックの発生可能性が高い点を考慮して低速鋳造し2次冷却台において弱冷条件を与えることが生産性向上の面から好ましい。

この際、連続鋳造速度は通常の鋳造速度である約1.2m/分より低速の1.1m/分以下が好ましく、より好ましくは約0.9〜1.1m/分に制御することである。その理由は鋳造速度が0.9m/分未満であると鋳片表面クラックには有利であるが生産性が劣り、1.1m/分より速いと鋳片表面クラックの発生可能性が高くなるからである。もちろん、本発明においては低窒素溶鋼の場合にも0.9〜1.2m/分の低速で鋳造するとより良好な内部品質が得られる。

一方、2次冷却台において冷却条件はTiN析出物の微細化と均一な分布にも影響を与えるので制御するのが好ましい。詳述すれば、高窒素溶鋼の場合には2次冷却台において飛水量はできるだけ弱冷、即ち0.3〜0.35ｌ/kgにすることが好ましい。何故ならば、飛水量が0.3ｌ/kg未満であるとTiN析出物の粗大化により本発明の効果を奏するようTiNの適正大きさ及び個数が制御し難く、0.35ｌ/kgを超過するとTiN析出物の析出頻度数が少なく本発明の効果を奏するようTiN析出物個数、大きさなどが制御し難い為である。

次に、本発明においては前記のように製造した鋼スラブを加熱する。
この際、その窒素含有量が0.008〜0.030%である高窒素鋼スラブの場合には1100〜1250℃で60〜180分間加熱する。スラブ加熱温度が1100℃未満では溶質原子が拡散する速度が低い為TiN析出物の個数が少なく、1250℃を超過するとTi系析出物などが粗大化あるいは分解され、析出物の個数が減少するからである。そして、加熱時間が60分未満であると溶質原子の偏析低減効果が無いばかりでなく溶質原子が拡散し析出物を形成するのに充分な時間が無く、加熱時間が180分を超過するとオーステナイト結晶粒度が粗大化し作業生産性の面からも好ましくない。

一方、本発明においては、窒素を0.005%以下で含有した低窒素鋼スラブをスラブ加熱炉での浸窒処理により高窒素とさせTiとNの比を調節する。

本発明においては低窒素鋼スラブを1100〜1250℃で60〜180分間加熱しながら浸窒処理してスラブの窒素濃度を0.008〜0.03%に制御することが好ましい。何故ならば、スラブ内で適正レベルのTiN析出量を確保するためには窒素が0.008%以上含有されなければならないが、0.03%を超過するとスラブ内に拡散して微細TiNとして析出する窒素量よりスラブ表面に浸窒する窒素量が増加してスラブ表面に硬化が起こり後続工程の圧延過程に悪影響を及ぼすからである。

さらに、スラブ加熱温度が1100℃未満であると浸窒した窒素が拡散され得る駆動力が小さく微細TiN析出物の個数が少ないばかりでなく、TiN析出物個数を増加させるべく加熱時間を延ばさなければないので製造原価費用が増加する問題があり、加熱温度が1250℃より高いとスラブのオーステナイト結晶粒が加熱中成長して圧延過程中の再結晶に影響を及ぼす。そして、スラブ加熱時間が60分未満であると浸窒効果を奏さず、加熱時間が180分より長いと実操業上の費用が増加するばかりでなくスラブ内のオーステナイト結晶粒成長が起こり後続圧延工程に影響を及ぼす為好ましくない。

さらに、このような浸窒処理により、スラブ中Ti/Nの比は1.2〜2.5、N/Bの比は10〜40、Al/Nの比は2.5〜7、(Ti+2Al+4B)/Nの比は6.5〜14に制御すべきで、V/Nの比は0.3〜9、(Ti+2Al+4B+V)Nの比は7〜17になるようにするのが好ましい。

次いで、前記のように加熱した鋼スラブをオーステナイト再結晶域温度(約850〜1050℃)で40%以上の圧下率で熱間圧延する。オーステナイト再結晶域温度は鋼組成と以前の圧下量などに影響を受けるが、本発明の鋼組成と通常の圧下量を考慮するとオーステナイト再結晶域温度は約850〜1050℃である。

本発明において、もし熱間圧延温度が850℃未満であると未再結晶域である為、圧延時に延伸されたオーステナイトに組織が変形され冷却時微細フェライトを確保し難く、1050℃超過となるとオーステナイトの再結晶後結晶粒成長による結晶粒粗大化の為冷却時に微細フェライト結晶粒を確保し難い。さらに、累積圧下比または単一圧下比が40%未満ではオーステナイト粒内のフェライト核生成座位が不足するのでオーステナイト再結晶によるフェライト結晶粒の微細化効果が充分でない。

そして前記のように圧延した鋼スラブをフェライト変態終了温度±10℃まで1℃/分以上の速度で冷却するが、好ましくはフェライト変態終了温度まで1℃/分の速度で冷却しそれ以後は空冷する。

もちろん、常温まで1℃/分の速度で冷却してもフェライト微細化の面で問題は無いが非経済的なので好ましくなく、フェライト変態終了温度±10℃まで1℃/分以上の速度で冷却するとフェライト結晶粒成長を防ぐことができる。前記冷却速度が1℃/分未満であると再結晶した微細フェライトの結晶粒成長を招き鋼片のフェライト結晶粒の大きさを20μｍ以下で得難い。

上述したように、本発明によりTi/N比など鋼組成を管理しながら、加熱条件と圧延条件などの製造条件を制御すると微細組織が20μｍ以下のフェライトとパーライトの複合組織から成る溶接熱影響部の靭性が優れた鋼材を製造することができる。また、その内部に0.01〜0.1μｍ大の微細TiN析出物が0.5μｍ以下の間隔で1.0x10⁷個/mm²以上分布される溶接用鋼材を効果的に製造することができる。

一方、本発明において鋼の鋳造は連続鋳造または金型鋳造を用いてスラブを製造することができる。この際、冷却速度が速いと析出物を微細分散するのに有利なので冷却速度の速い連続鋳造が好ましい。また、同じ理由からスラブは厚さの薄い方が有利である。そして、このスラブの熱間圧延工程には、使用者の用途に応じて広く周知されるホットチャージ(hot charge)圧延及び直接(direct)圧延を用いたり、公知の制御圧延、制御冷却などの各種技術を用いたりすることができる。また、本発明により製造した熱間圧延板の機械的性質を改善すべく、さらなる熱処理を施すこともできる。しかし、このように公知の技術を本発明に適用しても、これは本発明の単なる変更として実質的に本発明の技術思想の範囲内のことと解釈するのは当然である。

[溶接構造物]
本発明は他方前記のような溶接構造用鋼材を使って製造する溶接構造物に関するものである。したがって、上述した本発明の組成成分を有し、その微細組織が20μｍ以下のフェライトとパーライトの複合組織から成るか、ひいてはその内部に0.01〜0.1μｍ大のTiN析出物が約0.5μｍ以下の間隔を成し1mm²当り1.0x10⁷個以上分布される溶接用鋼材を使って溶接した溶接構造物は全て本発明に属するものである。

前記溶接構造用鋼材に大入熱溶接を施すと、溶接熱影響部における旧オーステナイトの結晶粒の大きさが80μｍ以下となる。前記旧オーステナイトの結晶粒の大きさが80μｍ以上であると小粒性増加に伴う低温組織(マルテンサイトまたはアッパー(upper)ベイナイト)が生成し易く溶接熱影響部の靭性に有害で、またオーステナイト結晶粒界において相異する核生成座位を有するフェライトが生成してもフェライトが粒成長時合体され靭性に有害な影響を及ぼす。

さらに、前記鋼材に大入熱溶接を施し急冷すると、熱影響部の微細組織は大きさ20μｍ以下のフェライトが70%以上の相分率を占めるようになる。前記フェライトの結晶粒大きさが20μｍより大きいと溶接熱影響部の靭性に有害なサイドプレート形(side plate、または allotriomorphs)のフェライト分率が増加するようになる。また、靭性の改善のためにはフェライトの相分率を70%以上にすることが好ましい。本発明のフェライトは多角形フェライトと針状形フェライトの特性を有する場合、靭性により有利である。これは本発明により結晶粒界及び粒内においてBN、Fe炭硼化物を形成して誘導することができる。

即ち、本発明の溶接構造用鋼材(母材)に大入熱溶接を施すと、溶接熱影響部に80μｍ以下の旧オーステナイト(prior austenite)が生成され、次いで急冷され溶接熱影響部の微細組織が20μｍ以下のフェライトが70%以上の相分率でできるのである。

こうした本発明の溶接構造物は、実施例において確認できるように、100kJ/cm以下の大入熱溶接が適用される場合(表5のΔt_800-500=60秒の場合)母材と熱影響部の靭性の差(母材靭性-溶接熱影響部の靭性)が±50J範囲以内である。さらに、100-250kJ/cmの大入熱溶接の場合(表5のΔt_800-500=120秒の場合)に±70J範囲以内で、250kJ/cm以上の大入熱溶接の場合(表5のΔt_800-500=180秒の場合)には 0〜100J範囲以内である。

以下、本発明を実施例に基づき具体的に説明するが、本発明はこれに限定されるわけではない。
（実施例１）
表1のような成分組成を有する鋼種を試料として電炉において溶解した。そして、溶解した溶鋼を1.1m/分の鋳造速度で鋳造し鋼スラブを得た後、該スラブを表3の条件により熱延鋼板材に製造し、この際冷却はフェライト変態が完了した後の温度である500℃まで冷却速度を制御し、それ以後は空冷した。
この際の鋼種別合金成分元素の構成比を表2に表す。

前記のように製造した熱延鋼板材において試片は圧延材の板厚中央部から採取し、具体的に引張試片は圧延方向から、シャルピー(Charpy)衝撃試片は圧延方向に垂直な方向から採取した。

このように採取した鋼材試片を用いて鋼材(母材)内析出物特性及び機械的性質を測定して下記表4に示し、溶接熱影響部の微細組織、衝撃靭性などを測定して表5に示した。この際、その具体的な測定方法は次のとおりである。

引張試片はKS規格(KS B 0801)4号の試片を用い、引張試験はクロスヘッドスピード(cross head speed)5mm/分で試験した。
衝撃試片はKS(KS B 0809)3号の試片に準じて製造し、この際ノッチ方向は母材の場合圧延方向の側面(L-T)に加工し溶接材の場合溶接線方向に加工した。また、溶接熱影響部の最高加熱温度によるオーステナイト結晶粒大を調べるために再現溶接模写試験装置(simulator)を使って最高加熱温度(1200〜1400℃)まで140℃/秒の条件で加熱後1秒間保ってからHeガスを使って急冷させた。急冷させた試片を研磨し腐食させ最高加熱温度条件でのオーステナイト結晶粒度をKS規格(KS D 0205)により測定した。

冷却後微細組織の分析及び溶接影響部の靭性に重要な影響を与えるTiN析出物の大きさと個数そして間隔は画像分析器(image analyzer)と電子顕微鏡を用いたポイントカウンティング(point counting)法により測定した。この際、被検面は100mm²を基準に評価した。

溶接熱影響部の衝撃靭性評価は実際の溶接入熱量に相当する約80kJ/cm、150kJ/cm、250kJ/cmに相当する溶接条件、即ち最高加熱温度1400℃に加熱してから800〜500℃の冷却時間が夫々60秒、120秒、180秒の溶接熱サイクルを与えた後試片表面を研磨して衝撃試片に加工し-40℃でシャルピー衝撃試験を行い評価した。

前記表4から分かるように、本発明により製造した熱間圧延材の析出物(Ti系窒化物)個数は2.6X10⁸個/mm²以上の範囲を有する。これに比して、従来鋼(11)の場合は11.1 X10³個/mm²以下の範囲を示し従来材より発明材がかなり均一でありながらも微細な析出物大を有しながらその個数も顕著に増加することがよくわかる。

表5から分かるように、最高加熱温度1400℃での溶接熱影響部オーステナイト結晶粒の大きさを見ると、本発明材の場合約52〜65μｍの範囲を有するのに比して、従来鋼(4〜6)の場合約180μｍ以上の範囲を有することがわかり、本発明材においては溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒抑制効果が大変優れている。

さらに、本発明材の場合800〜500℃の冷却時間が180秒である大入熱溶接熱サイクルを与えた溶接熱影響部の衝撃靭性は約280J以上と優れた靭性値を示し、遷移温度の場合も約-60℃の値を示し優れた衝撃靭性を示す。

（実施例２）脱酸制御
表6のような成分組成を有する鋼種を試料として電炉において溶解した。そして溶解した溶鋼を表7のような条件で精錬脱酸後鋳造し鋼スラブを得た後、このスラブを表9の条件により熱延鋼板材を製造し、この際鋼種別合金成分元素の構成比は表8のとおりである。

前記のように製造した熱延鋼板材において試片を圧延材の板厚中央部から採取し、具体的に引張試片は圧延方向から、そしてシャルピー(Charpy)衝撃試片は圧延方向に垂直な方向から採取した。

このように採取した鋼材試片を用いて鋼材(母材)内析出物特性及び機械的性質を測定して表10に示し、溶接熱影響部の微細組織、衝撃靭性などを測定して表11に示した。この際、その具体的な測定方法は実施例1のとおりである。

表10からわかるように、本発明により製造した熱間圧延材の析出物(Ti系窒化物)の個数は2.4X10⁸個/mm²以上の範囲を有する。これに比して、従来材(11)の場合は11.1 X10³個/mm²以下の範囲を示しており、従来材より発明材がかなり均一で微細な析出物の大きさを有しながらその個数もまた顕著に増加することがわかる。

表11のとおり、最高加熱温度1400℃での溶接熱影響部オーステナイト結晶粒の大きさを見ると、本発明の場合約52〜65μｍの範囲を有するが、従来材(4〜6)の場合約180μｍ以上の範囲を有しており、本発明材の溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒抑制効果がとても優れることがわかる。また、発明材の場合、800〜500℃の冷却時間が180秒の大入熱溶接熱サイクルを与えた溶接熱影響部の衝撃靭性は約280J以上の優れた靭性値を示し、遷移温度の場合も約-60℃の値を示し優れた衝撃靭性を示した。

（実施例３）浸窒処理
表12のような成分組成を有する鋼スラブを製造すべく、表12においてTi成分を除いた他成分を本発明範囲にした発明鋼を試料として電炉において溶解した。そして、これから得た溶鋼をMn→Siに弱脱酸後Alに強脱酸して溶存酸素量を調節し、次いでTiを添加してTi濃度を表12のように調節後、溶鋼を一定時間維持し脱ガス処理後鋳造速度を調節しながら連続鋳造で鋼スラブを製造した。この際、脱酸元素と脱酸順序、溶鋼の溶存酸素量、鋳造条件、脱酸終了後Tiの添加量変化を表13に示した。

前記から得た鋼スラブを表14の条件で加熱炉において加熱する際浸窒処理し、以後70%以上の圧下比で熱間圧延して厚さ25〜40mmの厚鋼板を得た。浸窒処理後の合金成分元素の構成比を表15に示した。

前記のように製造した厚鋼板から試片を圧延材の板厚中央部で採取し、引張試片は圧延方向、そしてシャルピー(Charpy)衝撃試片は圧延方向と垂直な方向から採取した。
このように採取した鋼材試片を用いて鋼材(母材)内析出物特性及び機械的性質を測定して表16に示し、溶接熱影響部の微細組織、衝撃靭性などを測定して表17に示した。
この際、具体的な測定方法は実施例1のとおりである。

前記表16からわかるように、本発明により製造された発明例の析出物(Ti系窒化物)は従来例に比してかなり微細で、その個数もまた顕著に増加したことがわかる。

さらに、前記表17からわかるように、最高加熱温度1400℃での溶接熱影響部オーステナイト結晶粒の大きさは、本発明例の場合54〜64μｍの範囲を有するのに比して、従来例(4〜6)の場合約180μｍ以上の範囲を有しており、本発明例の方が溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒抑制効果において大変優れることがわかる。

さらに、本発明例の場合、800〜500℃の冷却時間が夫々180秒である大入熱溶接熱サイクルを与えた溶接熱影響部の-40℃衝撃靭性は約300J以上の優れた靭性値を示し、遷移温度も-60℃以下の値を示し優れた衝撃靭性を示す。

これに比して、従来例の場合、0℃の衝撃靭性が60〜132Jとかなり低い。したがって、本発明による鋼は従来の鋼に比して溶接熱影響部の衝撃靭性及び遷移温度が顕著に改善され得ることがわかる。

Claims (19)

1. 重量%でC:0.03〜0.17%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.4〜2.0%、Ti:0.005〜0.2%、Al:0.0005〜0.1%、N:0.008〜0.030%、B:0.0003〜0.01%、W:0.001〜0.2%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、O:0.005%以下、1.2≦Ti/N≦2.5、10≦N/B≦40、2.5≦Al/N≦7、6.5≦(Ti+2Al+4B)/N≦14を満足し、残りのFe及びその他の不純物から組成され、微細組織が20μｍ以下のフェライトとパーライトの複合組織から成り、0.01〜0.1μｍのTiN析出物が0.5μｍ以下の間隔で1.0x10 ⁷ 個/mm ² 以上分布する溶接熱影響部の靭性が優れた溶接構造用鋼材。
2. 前記鋼材にはVが0.01〜0.2%含まれ、VとNの比(V/N)が0.3〜9、そして7≦(Ti+2Al+4B+V)/N≦17を満足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溶接構造用鋼材。
3. 前記鋼材にはNi:0.1〜3.0%、Cu:0.1〜1.5%、Nb:0.01〜0.1%、Mo:0.05〜1.0%、Cr:0.05〜1.0%のグループから選択された1種または2種以上が含まれ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溶接構造用鋼材。
4. 前記鋼材にはCa:0.0005〜0.005%、REMから選択された1種または2種以上:0.005〜0.05%が含まれ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溶接構造用鋼材。
5. 前記鋼材は1400℃以上に加熱され800〜500℃の区間を60秒以内で冷却される場合に鋼材と熱処理部の靭性差(鋼材靭性-熱処理部靭性)が±30J範囲以内で、60〜120秒で冷却される場合に鋼材と熱処理部の靭性差が±70J範囲以内で、120〜180秒で冷却される場合に鋼材と熱処理部の靭性差が0〜100J範囲以内であ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溶接構造用鋼材。
6. 重量%でC:0.03〜0.17%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.4〜2.0%、Ti:0.005〜0.2%、Al:0.0005〜0.1%、N:0.008〜0.030%、B:0.0003〜0.01%、W:0.001〜0.2%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、O:0.005%以下、1.2≦Ti/N≦2.5、10≦N/B≦40、2.5≦Al/N≦7、6.5≦(Ti+2Al+4B)/N≦14を満足し、残りのFe及びその他の不純物から組成されるスラブを1100〜1250℃範囲において60〜180分間加熱してからオーステナイト再結晶域において40%以上の圧延比で熱間圧延した後、フェライト変態終了温度±10℃までは1℃/分以上の速度で冷却して成る溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
7. 前記スラブにはVが0.01〜0.2%含まれ、VとNの比(V/N)が0.3〜9、そして7≦(Ti+2Al+4B)/N≦17を満足することを特徴とする請求項6に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
8. 前記スラブにはNi:0.1〜3.0%、Cu:0.1〜1.5%、Nb:0.01〜0.1%、Mo:0.05〜1.0%、Cr:0.05〜1.0%のグループから選択された1種または2種以上が含まれることを特徴とする請求項6に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
9. 前記スラブにはCa:0.0005〜0.005%、REMから選択された1種または2種以上:0.005〜0.05%が含まれることを特徴とする請求項6に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
10. 前記スラブは、溶鋼にTiより脱酸力の大きい脱酸元素を投入し脱酸して溶鋼の溶存酸素を30ppm以下に制御してから、Tiをその含有量が0.005〜0.2%になるよう10分以内に添加した後鋳造して製造されるものであることを特徴とする請求項6に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
11. 前記脱酸元素がMn、Si及びAlで、これら脱酸元素はMn、Si、Al順に投入されることを特徴とする請求項10に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
12. 前記精錬した溶鋼を0.9〜1.1m/分の速度で連続鋳造しながら、2次冷却台において0.3〜0.35ｌ/kgの飛水量で弱冷することを特徴とする請求項10に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
13. 重量%でC:0.03〜0.17%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.4〜2.0%、Ti:0.005〜0.2%、Al:0.0005〜0.1%、N:0.005%以下、B:0.0003〜0.01%、W:0.001〜0.2%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、O:0.005%以下、残りのFe及びその他の不可避な不純物から組成される低窒素鋼スラブを製造する段階；
    前記スラブを1100〜1250℃の温度で60〜180分間加熱しながら鋼中Nが0.008〜0.03%の範囲内でTi、B、Alと下記の関係を満足するよう浸窒処理する段階、1.2≦Ti/N≦2.5、10≦N/B≦40、2.5≦Al/N≦7、6.5≦(Ti+2Al+4B)/N≦14；及び、
    前記浸窒処理したスラブをオーステナイト再結晶域において40%以上の圧延比で熱間圧延してから、フェライト変態終了温度±10℃まで1℃/分以上の速度で冷却する段階を含む溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
14. 前記スラブにはVが0.01〜0.2%含まれ、VとNの比(V/N)が0.3〜9、そして7≦(Ti+2Al+4B)/N≦17を満足することを特徴とする請求項13に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
15. 前記スラブにはNi:0.1〜3.0%、Cu:0.1〜1.5%、Nb:0.01〜0.1%、Mo:0.05〜1.0%、Cr:0.05〜1.0%のグループから選択された1種または2種以上が含まれることを特徴とする請求項13に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
16. 前記スラブにはCa:0.0005〜0.005%、REMから選択された1種または2種以上:0.005〜0.05%が含まれることを特徴とする請求項13に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
17. 前記スラブは、溶鋼にTiより脱酸力の大きい脱酸元素を投入し脱酸して溶鋼の溶存酸素を30ppm以下に制御してから、Tiをその含有量が0.005〜0.2%になるよう10分以内に添加した後鋳造して製造されることを特徴とする請求項13に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
18. 前記脱酸元素がMn、Si及びAlで、これら脱酸元素はMn、Si、Al順に投入されることを特徴とする請求項17に記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
19. 請求項1ないし5中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る溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造物。