JP2000119797A - 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ２．５〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接にお
ける溶接熱影響部（ＨＡＺ）における低温靱性に優れた
造船、建築、圧力容器、ラインパイプなど構造物に使用
する安全性の高い鋼材と、その鋼材の安定した大量生産
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．
６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０
％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分とし、
その他不可避的不純物からなり、Ｍｇ酸化物が、硫化物
或いはＴｉ窒化物の核生成サイトして機能する複相物構
造を有するＨＡＺ靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその
製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ）における低温靱性に優れた鋼材とその製造方法に
関するもので、特に、アーク溶接、電子ビーム溶接、レ
ーザー溶接等を行うに最適な大入熱溶接鋼材および超大
入熱溶接鋼材とその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】最近の建築構造物の高層化に伴ない鋼製
柱部材への厚手の厚板材が使用される場合、四面ボック
スの製造にサブマージアーク溶接など５０ｋＪ／ｍｍ以
上を超える超大入熱溶接が適用されている。特に、最近
では建築構造物の安全性の観点から建築用鋼板に対して
も母材およびＨＡＺの靱性レベル向上の必要性が指摘さ
れている。一方、海洋構造物についても海洋構造物用鋼
として、ＹＰ３６０〜４６０ＭＰａ級の強度を有する高
ＨＡＺ靱性が開発されている。更に、天然ガス輸送用長
距離パイプラインでは、輸送効率向上のための高圧化や
使用鋼管量の低減の理由からラインパイプの高強度化が
検討されている。これら用途に使用される鋼材に要求さ
れる重要な特性の一つがＨＡＺ靱性である。

【０００３】近年、熱処理技術或いは制御圧延、加工熱
処理法（ＴＭＣＰ）が高度に発展し、鋼材それ自体の低
温靱性を改善することは容易になったが、反面、溶接Ｈ
ＡＺは溶接時に高温に再加熱されるため、鋼材の微細組
織が完全に失われ、その微細組織は著しく粗大化してＨ
ＡＺ靱性の大幅な劣化を招いている。従来から上記大入
熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関しては多種、多様の知見・技
術が開発されているが、超大入熱溶接と大入熱溶接とで
はＨＡＺが受ける熱履歴が大きく異なるために、大入熱
溶接ＨＡＺ靱性向上技術がそのまま超大入熱溶接のＨＡ
Ｚ靱性向上に適用できない場合が多く見られる。上述の
大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術を分類すると、主に二つ
の技術に大別できる。その一つは、鋼中粒子によるピン
止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技術で
あり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変態利
用による有効結晶粒微細化技術である。それらの技術を
開示したものとして代表的な提案を以下に示すこととす
る。

【０００４】先ず、鉄と鋼、第６１年（１９７５）第１
１号、第６８頁には、各種の鋼中窒化物・炭化物につい
てオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加
した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶
接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制
する技術が開示されている。特開昭６０−１８４６６３
号公報には、鋼中に、Ａｌ：０．０４〜０．１０％、Ｔ
ｉ：０．００２〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００３〜
０．０５％を含有させ、ＲＥＭの硫化物・酸化物形成を
利用し、大入熱溶接時のＨＡＺ部組織の粗大化を防止
し、入熱：１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接でもＨＡＺ靱
性向上の技術が開示されている。また、特開昭６０−２
４５７６８号公報では、粒子径：０．１〜３．０μｍ、
粒子数：５×１０³ 〜１×１０⁷ 個／ｍｍ³ のＴｉ酸化
物、Ｔｉ酸化物・Ｔｉ窒化物との複合体のいずれかを含
有する鋼では、入熱：１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接Ｈ
ＡＺ内でこれら粒子がフェライト変態核として作用する
ことによりＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靱性向上の技
術が開示されている。特開平２−２５４１１８号公報で
は、Ｔｉ、Ｓを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡ
Ｚ組織中にＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物を核として粒内
フェライトが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによ
りＨＡＺ靱性向上の技術が開示されている。特開昭６１
−２５３３４４号公報には、Ａｌ：０．００５〜０．０
８％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％に加え、Ｔ
ｉ，Ｃａ，ＲＥＭの少なくとも１種を０．０３％以下含
有する鋼が、大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ．Ｃａ
酸化・硫化物或いはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮ
を形成させ、ここからフェライトを生成させることによ
り大入熱ＨＡＺ靱性向上の技術が開示されている。更
に、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．３（１９９０）８０
８頁には、Ｔｉオキサイド鋼における粒内フェライト変
態に及ぼすＮの影響が、また、鉄と鋼第７９年（１９９
３）第１０号には，Ｔｉオキサイドを含む鋼における粒
内フェライト変態に及ぼすＢの影響が報告されている。
また、特開平９−１５７７８７号公報には、Ｔｉ、Ｍｇ
を含有する鋼で、粒子径：０．０１〜０．２０μｍのＭ
ｇ含有酸化物を４０，０００〜１００，０００個／ｍｍ
² 含み、かつ粒子径：０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有
酸化物とＭｎＳとからなる複合体を２０〜４００／ｍｍ
² して、γ粒成長抑制と粒内フェライト変態促進を図る
ことにより５００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接ＨＡＺ
靱性に優れた高張力鋼を開示している。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た技術にはそれぞれ以下に記すような問題点が指摘され
ている。まず、鉄と鋼、第６１年（１９７５）第１１
号、第６８頁で開示された技術ではＴｉＮを始めとする
窒化物を利用してオーステナイト粒成長を図るものであ
るが、大入熱溶接では効果が発揮されるも、超大入熱溶
接では１３５０℃以上の滞留時間が長いために殆どのＴ
ｉＮが固溶し、粒成長効果が喪失するという欠点があ
る。特開昭６０−１８４６６３号公報で開示された技術
は、硫・酸化物は、窒化物に比べて１３５０℃以上の高
温における安定性は高いために粒成長抑制効果は維持さ
れるが、硫・酸化物を微細を微細に分散させることは困
難である。この硫・酸化物は密度が低いために個々の粒
子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接Ｈ
ＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度が
あり、これだけで靱性向上を図ることはできない。特開
昭６０−２４５７６８号公報で開示された技術では、Ｔ
ｉ酸化物の高温安定性を考慮すると超大入熱溶接におい
てもその効果は維持されるも、超大入熱溶接ＨＡＺでは
オーステナイト粒が粗大化する場合には粒内変態だけで
ＨＡＺ組織を微細化することには限度がある。特開平２
−２５４１１８号公報に開示された技術では、大入熱溶
接のように１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合
には効果を発揮するが、超大入熱溶接の場合で前述の温
度以上での滞留時間が長い場合には、この間にＴｉＮが
固溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その
効果が発揮できないという問題がある。特開昭６１−２
５３３４４号公報に開示された技術では、ＲＥＭ、Ｃａ
の酸化・硫化物或いはＴｉＮ上にＢＮを形成させても、
ＲＥＭ、Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは
困難な上に、ＴｉＮは固溶してフェライト生成核として
作用せず、その効果が発揮できないという問題がある。
更に、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．３（１９９０）８
０８頁、および鉄と鋼第７９年（１９９３）第１０号に
開示された技術においても、ＨＡＺ靱性のレベルは必ず
しも十分でなかった。

【０００６】更に、特開平９−１５７７８７号公報で開
示された技術では、入熱が５００ｋＪ／ｃｍ以上のよう
な超大入熱溶接の場合にだけ適用しており、５００ｋＪ
／ｃｍ未満の溶接入熱の場合のＨＡＺ靱性については言
及されていないという問題がある。

【０００７】

【発明を解決するための手段】本発明は、溶接熱影響部
（ＨＡＺ）における低温靱性に優れた鋼材とその製造方
法に関するもので、特に、アーク溶接、電子ビーム溶
接、レーザー溶接等を行うに最適な大入熱溶接鋼および
超大入熱溶接鋼材とその製造方法を提供するものであ
る。ここで、上述の鋼材とは厚鋼板、熱延鋼板、形鋼、
鋼管等を含めたものを指す。

【０００８】本発明者らは、鋼材のＨＡＺ靱性を向上さ
せるために、化学成分（組成）とそのミクロ組織につい
て研究（オキサイドメタラジー）を行い、新しい高ＨＡ
Ｚ靱性の鋼を開発した。このオキサイドメタラジーの研
究は、酸化物の組成と分布を制御して硫化物、窒化物な
どの不均質核生成サイトとして作用させることにより、
結晶粒の成長制御、粒内フェライト変態、マトリックス
の清浄化などが可能となるばかりか、酸化物自体の組成
を変えて、その変態能を目的とす鋼材特性に応じて制御
することができる技術である。しかしながら、この実用
化はこの分野で先駆的な役割を果たした厚板、条鋼、鋼
管分野でも数がすくなく、その主たる技術が上述した先
行技術に開示されたもので、１）Ｔｉ複合酸化物を核と
して生成する粒内変態フェライトを利用したＨＡＺにお
ける低温靱性の改善技術（Ｔｉ脱酸鋼およびＴｉ−Ａｌ
複合脱酸鋼）と、２）複合析出物：ＭｎＳ＋ＶＮを核と
して生成する粒内変態フェライトによる熱処理時の靱性
改善技術（熱間鍛造用非調質鋼）に過ぎない。また、こ
れらの技術が実用化されてから久しいにも拘わらず、オ
キサイドメタラジーの研究は停滞気味で、その優れた概
念を十分生かしきれないでいた。

【０００９】本発明者らは、上記問題を打破すべく更に
研究を重め、従来よりも更に有効な酸化物を多量・微細
に分散させ、前述の目的に適う酸化物種の選定およびそ
の分散技術について研究した結果、粒内変態フェライト
密度の増加や生成能力の向上に加えて、再加熱時のオー
ステナイト粒の成長抑制（微細化）効果が期待できるこ
と、また、鋼材中に含まれる不純物元素、例えば、Ｐ，
Ｓ，或いは水素トラップが可能な酸化物が発見できれば
マトリックスの清浄化や鋳片表面疵の防止などにも利用
しうること、更に、適切な酸化物を高密度で分散するこ
とができれば、高温クリープ強度を改善することが可能
であると期待しうるとの知見を得た。そして、このオキ
サイドメタラジーが完成すれば、鋼材製造プロセスでは
溶銑予備処理・製鋼工程での脱Ｐ、脱Ｓ処理や脱水素処
理の簡省略、圧延工程での低温加熱、ＴＣＭＰの軽減や
成形加工での溶接時の予熱、熱処理の簡省略が可能とな
る。また、材料開発の面でも超大入熱溶接用鋼、ＨＡＺ
靱性の優れた高強度ラインパイプ、予熱低減型高張力鋼
など新しい鋼材の開発も期待しうるとの知見を得た。

【００１０】本発明者らは、上述したような効果を有す
る酸化物種に関して探索的な検討を行ったところ、Ｍｇ
酸化物が最も有望であるとの知見を得、Ｍｇオキサイド
メタラジーの研究を続行した。その結果、Ｍｇ酸化物
（複合酸化物）は、強力な粒内フェライト変態生成能を
有する他、再加熱時のオーステナイト粒の成長抑制（微
細化）や、不純物元素Ｐ，Ｓの固定など種々の効果を併
せもっていることも解明した。

【００１１】本発明は、上述した研究の結果得られた成
果であり、従来全く解明されていなかった新しいオキサ
イドメタラジー技術を発明した。その特徴は、低炭素ホ
ウ素含有鋼にＴｉを添加した後にＭｇを添加し、かつＯ
量を制御して鋼中にＴｉおよびＭｇを含有する複相物
（この他、ＭｎＳ，ＣｕＳなどの硫化物をも含む。）を
微細に分散させ、Ｍｇ酸化物（複合酸化物）が強力な粒
内フェライト変態生成能を有し、かつ再加熱時のオース
テナイト粒の成長抑制（微細化）や不純物元素Ｐ，Ｓを
固定することを特徴とするＨＡＺ靱性に優れた溶接用高
張力鋼材とその製造方法である。その具体的要旨は以下
のとおりである。

【００１２】（１）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５
０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分と
し、その他不可避的不純物からなり、Ｍｇ酸化物が、硫
化物或いはＴｉ窒化物の核生成サイトして機能する複相
物構造を有することを特徴とするＨＡＺ靱性に優れた溶
接用高張力鋼材。

【００１３】（２）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５
０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分と
し、その他不可避的不純物からなり、ＭｇおよびＴｉを
含有する複相物が、Ｍｇ酸化物を主に含有する中心部
と、Ｔｉ窒化物およびＭｎ硫化物を主に含有する表層部
からなる複相物構造を有することを特徴とするＨＡＺ靱
性に優れた溶接用高張力鋼材。

【００１４】（３）前記酸窒化物構造が、ＭｇＯ核周囲
に（Ｍｇ，Ｍｎ）ＳのＭｎ欠乏層からなることを特徴と
する前記（１）または（２）記載のＨＡＺ靱性に優れた
溶接用高張力鋼材。 （４）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．６％以
下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜
０．００５０％、Ｏ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：
０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００３〜０．０
０２０％を主成分とし、その他不可避的不純物からな
り、粒径：０．０００１〜数十μｍのＴｉおよびＭｇを
含有する複相物が４０個／ｍｍ² 以上分散している組織
を有することを特徴とするＨＡＺ靱性に優れた溶接用高
張力鋼材。

【００１５】（５）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５
０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分と
し、その他不可避的不純物からなり、ＭｇおよびＴｉを
含有する複相物が、Ｍｇ酸化物を主に含有する中心部
と、Ｔｉ窒化物およびＭｎ硫化物を主に含有する表層部
からなる結晶構造を有し、前記ＴｉおよびＭｇを含有す
る複相物の粒子径が０．０００１μｍ〜数十μｍのＴｉ
およびＭｇを含有する複相物で、かつ前記複相物の１μ
ｍ程度の粒子径が２５０個／ｍｍ² 以上、更に、前記複
相物の０．１μｍ程度の粒子径が１個／μｍ ² 以上分散
している組織を有することを特徴とするＨＡＺ靱性に優
れた溶接用高張力鋼材。

【００１６】（６）前記主成分に、Ｎｂ：０．００５〜
０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｉ：０．０
５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｃｒ：０．
０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％の１種また
は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜
（５）のいずれかの項に記載のＨＡＺ靱性に優れた溶接
用高張力鋼材。

【００１７】（７）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５
０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分と
し、その他不可避的不純物からなる溶鋼の溶製時に、溶
鋼中に脱酸剤として最初にＴｉを添加し、その後Ｍｇを
添加することを特徴とするＨＡＺ靱性に優れた溶接用高
張力鋼材の製造方法。

【００１８】（８）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５
０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分と
し、その他不可避的不純物からなる溶鋼の溶製時に、溶
鋼中に脱酸剤として最初にＴｉを添加後、２〜３０分放
置し、次いで、引き続きＭｇを添加し、更に２〜３０分
放置してから鋳造を開始することを特徴とするＨＡＺ靱
性に優れた溶接用高張力鋼材の製造方法。

【００１９】

【発明の実施の形態】本発明は、前述したように、酸化
物としてＭｇ酸化物に着眼し、これを鋼中に微細分散さ
せることができれば、１）ＭｇＯはＴｉＮやＶＮと同様
にα−Ｆｅ（フェライト）との整合性が良いことから粒
内変態核としての利用価値が高いこと、２）熱的に安定
なＭｇＯのピンニング効果により加熱オーステナイト粒
径を微細にできること、等の観点から超大入熱溶接にお
けるＨＡＺ靱性を著しく向上させることが可能になった
ものであり、特に、このことは、低炭素ホウ素含有鋼に
Ｔｉを添加した後にＭｇを添加し、かつＯ量を制御し
て、鋼中にＴｉおよびＭｇを含有する複相物（この他
に、ＭｎＳ，ＣｕＳなどの硫化物をも含む。）を微細に
分散させることである。なお、ここでいうＴｉおよびＭ
ｇを含有する酸化物（この他に、ＭｎＳ，ＣｕＳなどの
硫化物をも含む。）とは鋼中に主としてＴｉ酸化物、Ｍ
ｇ酸化物或いはＴｉとＭｇの複合酸化物等の化合物や、
その他の例えば、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｚｒ等の酸化物或
いは複合酸化物やＴｉＮなどの窒化物、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃ
ａ、Ｍｇなどの硫化物或いは複合硫化物を示す。

【００２０】本発明において、低炭素ホウ素含有鋼中で
微細に分散したＴｉ−Ｍｇ複合酸化物は、１）粗大化し
たオーステナイト粒内における微細な粒内フェライトの
生成、および／或いは、２）オーステナイト粒の粗大化
を抑制して、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ特性を大幅
に改善することを明らかにした。しかも、３）硬さが２
５０Ｈｖ以下、入熱が５ｋＪ／ｍｍ以下で、かつＭｇ量
が０．００１０％以下の場合にその効果が現れ、４）硬
さが２５０Ｈｖ以上、入熱が５ｋＪ／ｍｍ以下或いは５
ｋＪ／ｍｍ以上で、かつＭｇ量が０．００１０％を超え
る場合にその効果が現れることが判明した。これらの理
由を本発明者らは以下のように考えている。すなわち、
ＨＡＺ硬さが２５０Ｈｖ以下で、かつ入熱が５ｋＪ／ｍ
ｍ以下と低い場合には、溶接後の冷却速度が速いために
オーステナイト粒径は５０〜２００μｍと一定である。
従って、酸化物は粒内フェライト生成を促進させる働き
がある。ここで、Ｍｇ量が０．００１０％を超えるとＭ
ｎＳの生成が起こりにくくなるのでＭｎＳの生成が抑制
され、粒内変態の効果が弱まる。従って、Ｍｇ量は０．
００１０％以下にする必要がある。一方、ＨＡＺ硬さが
２５０Ｈｖ以上で、かつ入熱が５ｋＪ／ｍｍ以下になる
とオーステナイト粒径は殆ど一定であるが、Ｂを含有す
るために粒内の組織が焼き入れ性の高い組織、すなわち
下部ベイナイト組織になるためにＨＡＺ靱性が向上す
る。また、５ｋＪ／ｍｍ以上では、オーステナイト粒径
が粗大化するためにＭｇ酸化物をピンニング粒子に使用
する。その際、Ｍｇ酸化物を微細に分散させるためにＭ
ｇは０．００１０％以上必要である。

【００２１】また、上述した場合のおいて、Ｔｉ、Ｍｇ
の複合酸化物のサイズと密度が重要な鍵となる。ただ
し、Ｍｇ量が多い場合には、ＴｉとＭｇの複合酸化物以
外にＭｇ単独酸化物が存在するケースがあるし、また、
Ｍｇ量は少ない場合には、ＴｉとＭｇの複合酸化物以外
にＴｉ単独の酸化物が存在するケースがある。しかし、
ＴｉとＭｇの単独および複合酸化物のサイズが０．００
１〜５μｍである場合には、これら複合酸化物が微細に
分散しているのでＨＡＺ靱性には問題がない。

【００２２】この複合酸化物は、Ｔｉ単独添加時に生成
するＴｉ酸化物に比べて、より多量・微細に分散してお
り、前記１）、２）に対する効果よりも大きいことが分
かった。しかし、このような効果を得るためには、Ｍｇ
酸化物が、硫化物或いはＴｉ窒化物の核生成サイトして
機能する結晶構造、すなわち、ＭｇおよびＴｉを含有す
る複相物が、Ｍｇ酸化物を主に含有する中心部と、Ｔｉ
窒化物およびＭｎ硫化物を主に含有する表層部からなる
結晶構造であり、前記結晶構造が、ＭｇＯ核周囲に（Ｍ
ｇ，Ｍｎ）ＳのＭｎ欠乏層からなる複合酸化物である必
要がある。すなわち、本発明における酸化物の形態は、
中心部にＭｇ，Ｔｉを含有し、表層部にはＴｉ窒化物お
よびＭｎ硫化物が存在する酸化物である。その粒子径
は、０．０００１μｍ〜数十μｍであり、それらの密度
はＭｇを含有する１μｍ程度の粒子径が２５０個／ｍｍ
² 以上で、かつＭｇを含有する０．１μｍ程度の粒子径
が１個／μｍ² 以上である必要がある。

【００２３】そのためには、鋼中に含有されるＴｉ、Ｍ
ｇ量が非常に重要になり、Ｔｉ、Ｍｇ量をそれぞれ０．
００５〜０．０２５％、０．０００１〜０．００５０％
の範囲に限定する必要がある。これらの下限は、複合酸
化物を多量・微細に分散させるための最小量であり、Ｔ
ｉはＯ、Ｎ量にもよるが、ＨＡＺでのＴｉＣ生成による
低温靱性を劣化するため、その上限は０．０２５％とし
なければならず、また、Ｍｇ量は多量に酸化物を分散さ
せるには製鋼上非常な困難を要するので、その上限を
０．００５０％としなければならない。Ｍｇ量の好まし
い範囲は、０．０００１〜０．００３０％である。

【００２４】ＴｉとＭｇの複合Ｍｇ酸化物の大きさが、
０．００１μｍ未満では酸化物が小さすぎてオーステナ
イト粒粗大化抑制効果、或いは粒内フェライト生成の効
果がなく、５．０μｍを超える大きさでは酸化物が大き
すぎるために、同様にオーステナイト粒粗大化抑制効
果、或いは粒内フェライト生成の効果がなくなる。この
オーステナイト粒粗大化抑制効果のある酸化物は、０．
０１μｍ程度のＭｇ酸化物の周りに０．１μｍのＴｉの
窒化物が存在しているものである。従って、０．１μｍ
のＭｇ酸化物とＴｉ窒化物が、この大きさで微細分散し
ていることが好ましい。また、中心部のＭｇ酸化物は、
融点が極めて高いために溶接温度においても粒子が消失
せず、粒子の分布が損なわれることがない。

【００２５】前述したような複相物構造を有する介在物
の生成は、脱酸条件と密接に関係している。脱酸元素の
順序は弱脱酸から強脱酸の順序で脱酸が行われる必要が
ある。すなわち、最初がＳｉおよびＭｎ脱酸の状態で、
次にＴｉ脱酸を行う。次いで、酸化物としてＴｉ酸化物
がかなり存在した状態下でＭｇ脱酸を行う。この時、Ｍ
ｇ量にもよるがＴｉ酸化物がＭｇ酸化物になり、Ｔｉ酸
化物が還元されてＴｉＮに変わる。Ｍｇ量が少ない場合
には、Ｔｉ酸化物が多く、Ｍｇ酸化物は少なくなり、Ｍ
ｇ量が多い場合には、Ｍｇ酸化物或いはＭｇとＴｉの酸
化物になる。ここで重要なことは、Ａｌを添加しないこ
とである。Ａｌが添加されると、酸化物の凝集粗大化が
起こり、微細な酸化物の分散が起こりにくくなるためで
あり、本発明においては基本的にＡｌを添加しないこと
を必須の要件とする。

【００２６】次に、本発明による溶接用高張力鋼材を得
るための製造方法について述べる。特に、本発明による
溶接用高張力鋼材を得るための製造方法としては、この
溶接用高張力鋼材の成分組成を、Ｃ：０．０１〜０．１
５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１
〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
を主成分とし、その他不可避的不純物からなる溶鋼を出
発材とすることが一つの特徴であり、次の重要な特徴と
しては、前記組成を有する溶鋼溶製時に、溶鋼中に脱酸
剤として最初にＴｉを添加後、２〜３０分放置し、好ま
しくは３〜１０分放置し、次いで、引き続きＭｇを添加
し、更に２〜３０分放置、好ましくは３〜１０分放置、
してから鋳造を開始することである。鋳造の開始温度は
１５７０℃近傍が好ましいと考えられる。

【００２７】このような鋳造条件を採用することによ
り、Ｔｉを添加する前はＳｉとＭｎの酸化物が形成され
ていたものが、Ｔｉを添加後、２〜３０分放置し、好ま
しくは３〜１０分放置することによりＳｉ，ＭｎとＴｉ
の酸化物（ＳｉとＭｎの量は還元されて少なくなる）
と、Ｔｉの酸化物となり、更にＭｇを添加後、２〜３０
分放置し、好ましくは３〜１０分放置することによりＳ
ｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｍｇの酸化物（Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉの量
は還元されて少なくなる）が形成され、そしてＴｉとＭ
ｇの酸化物（Ｔｉの量は還元されて少なくなる）と、Ｍ
ｇの酸化物が形成される。一方、前述のような放置時間
がない場合には、Ｔｉ或いはＭｇの酸化物形成の時間的
余裕がない状態で反応が開始され、親和力の関係からＴ
ｉ或いはＭｇが有効に機能せずそれぞれ単体で存在する
ことになり、添加の意義が薄れてくるものと考えられ
る。

【００２８】更に、ピンニングについて説明すると、微
細なＴｉＮは、通常転位上に析出するために、鋳造され
た鋳片の凝固時には析出することは少なく、その後のス
ラブ加熱の昇温時、保熱時、圧延時、或いは冷却中に微
細ＴｉＮが析出する。一方、ＴｉＮ＋ＭｇＯは熱的に安
定であること、ＭｇＯとＴｉＮは格子定数がよくあって
いることから、ＭｇＯにＴｉＮが優先析出するものと考
えられる。

【００２９】一方、粒内フェライト生成に効果のある酸
化物はＭｇ及びＴｉの酸化物のまわりにＴｉの窒化物あ
るいはＭｎの硫化物が存在するものである。その大きさ
は０．３〜３．０μｍ程度のもので、これらの大きさの
粒子が微細分散しているものが好ましい。粒子の形態は
ＴｉＮを主とするＴｉ窒化物が表層にあり、その格子定
数（０．４２４２ｎｍ）がフェライトとの［１１０］の
長さ０．４０５４ｎｍに極めて近いためにフェライト生
成核としての有効性が高い。またＭｎＳを主とする硫化
物も表層にありＭｎ欠乏層の存在により、フェライト生
成が容易になる。

【００３０】またＴｉ，Ｍｇ複合酸化物の密度は、粒内
変態生成の場合に必要である。その個数は４０個／ｍｍ
² 未満では酸化物分散の数が少なくオーステナイト粒粗
大化抑制効果あるいは粒内変態に効かないので４０個／
ｍｍ² 以上必要である。粒内変態生成に有効なＭｇ及び
Ｔｉの酸化物の密度はＣＭＡ測定法により２５０個／ｍ
ｍ² 以上あることが好ましい。この場合の密度のＣＭＡ
測定法は０．５ｍｍ×０．５ｍｍの面積を１μｍのビー
ム径を用いてＣＭＡにより測定したものである。

【００３１】またオーステナイト粒粗大化抑制に効果の
あるＭｇ酸化物＋Ｔｉ窒化物は０．１μｍ程度と非常に
微細なためにＣＭＡでは測定不可能である。またＺｅｎ
ｅｒの関係からピニングは酸化物の半径と体積分率で決
まってくるので、密度の概念を導入することは難しい。
従ってここでは酸化物の組成がＭｇ酸化物とＴｉ窒化物
で、Ｍｇ量が最低０．０００５％以上あれば可とする。

【００３２】さらに、微細なＴｉ−Ｍｇ酸化物を多量に
得るためには、Ｏ量の限定が重要である。Ｏ量が少な過
ぎると、多量に複合酸化物が得られず、多過ぎると、鋼
の清浄度の劣化がする。このため、Ｏ量を０．００１〜
０．００４％に限定した。以下に成分元素の限定理由に
ついて説明する。Ｃ量は、０．０１〜０．１５％に限定
する。炭素は鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、
結晶粒の微細化効果の発現のために最低０．０１％は必
要である。しかしＣ量が多過ぎると母材、ＨＡＺの低温
靱性の著しい劣化を招くので、その上限を０．１５％と
した。

【００３３】Ｓｉは、脱酸や強度向上のため添加する元
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靱性を著しく劣化さ
せるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉある
いはＭｇでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する
必要はない。Ｍｎは、強度・低温靱性バランスを確保す
る上で不可欠な元素であり、その下限は０．５％であ
る。しかしＭｎ量が多過ぎると鋼の焼入性が増加してＨ
ＡＺ靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造片（鋳片）
の中心偏析を助長し、母材の低温靱性をも劣化させるの
で上限を２．５％とした。

【００３４】Ｔｉ添加は、微細なＴｉＮを形成し、スラ
ブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大
化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺ
の低温靱性を改善する。またＡｌ量が少ないとき（たと
えば０．０１０％以下）、Ｔｉは酸化物を形成し、Ｔｉ
Ｎの優先核としてＨＡＺの粒内フェライト生成核として
作用し、ＨＡＺ組織内を微細化する効果も有する。この
ようなＴｉ添加効果を発現させるには、最低０．００５
％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ量が多過ぎる
と、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低
温靱性を劣化させるので、その上限を０．０２５％に限
定した。

【００３５】Ｍｇは、強脱酸元素であり、酸素と結合し
て微細な酸化物（微量のＴｉなどを含んだ複合酸化物）
を形成する。鋼中に微細分散したＭｇ酸化物はＴｉＮに
比べて高温でも安定であり、ＨＡＺ全域のγ粒の粗大化
を抑制することあるいは粗大化したオーステナイト粒内
における微細な粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ靱性を
改善する。このためにはＭｇは最低０．０００１％必要
である。しかしＭｇ量を多量に鋼の中に入れることは製
鋼上非常に難しいので、その上限は０．００５０％とし
た。好ましいＭｇ量は０．０００１％から０．００３０
％である。

【００３６】なおＯ量については、Ｔｉ，Ｍｇ添加時に
微細酸化物を十分に得るために、強脱酸元素Ａｌの量を
極力低下し、０．００１〜０．００４％に制御すること
が有効である。Ｎは、ＴｉＮを形成しスラブ再加熱時お
よび溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して
母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要
な最小量は０．００１％である。しかしＮ量が多過ぎる
とスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因
となるので、その上限は０．００６％に抑える必要があ
る。

【００３７】Ｂは、極微量で鋼の焼き入れ性を飛躍的に
高め、上部ベイナイトの生成を抑制し、下部ベイナイト
主体の組織を得るために、極めて有効な元素である。１
％Ｍｎに相当する効果がある。さらに、ＢはＭｏの焼き
入れ性向上効果を高めるとともにＮｂと共存して相乗的
に焼入れ性を増す。このような効果を得るためには、Ｂ
は最低でも０．０００３％が必要である。一方過剰に添
加すると低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢ
の焼き入れ性向上効果を消失せしめることもあるのでそ
の上限を０．００２０％とした。

【００３８】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
Ｓ量をそれぞれ０．０３０％以下、０．００５％以下と
する。この主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靱性を
より一層向上させるためである。Ｐ量の低減は鋳片の中
心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱
性を向上させる。またＳ量の低減は制御圧延で延伸化し
たＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。

【００３９】つぎにＮｂ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒおよび
Ｍｏを添加する目的について説明する。基本となる成分
にさらにこれらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼
の優れた特徴を損なうことなく、強度・低温靱性、ＨＡ
Ｚ靱性などの特性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズ
の拡大をはかるためである。したがって、その添加量は
自ら制限されるべき性質のものである。

【００４０】Ｎｂは、Ｍｏと共存して制御圧延時にオー
ステナイトの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけ
でなく、析出硬化や焼入性増大にも寄与し、鋼を強靱化
する作用を有する。Ｎｂは最低０．００５％以上必要で
ある。しかしＮｂ添加量が多過ぎると、ＨＡＺ靱性に悪
影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。Ｖ
は、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂ
に比較して弱いと考えられていた。最低０．０１％のＶ
添加が必須であり、Ｖの上限はＨＡＺ靱性の点から０．
１０％まで許容できる。Ｎｉを添加する目的は強度や低
温靱性を向上させるためである。Ｎｉ添加は、ＭｎやＣ
ｒ，Ｍｏ添加に比較して圧延組織（とくに鋳片の中心偏
析帯）中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが
少ないだけでなく、微量のＮｉ添加がＨＡＺ靱性の改善
にも有効であることが判明した（ＨＡＺ靱性上、特に有
効なＮｉ添加量は０．３％以上である）。しかし添加量
が多過ぎると、ＨＡＺ靱性を劣化させるばかりでなく、
経済性をも損なわれるので、その上限を２．０％とし
た。またＮｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣ
ｕクラックの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣ
ｕ量の１／３以上添加する必要がある。

【００４１】Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様な効果をもつとと
もに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。また約０．５％以上のＣｕ添加は析出硬化によって
強度を大幅に増加させる。しかし過剰に添加すると、析
出硬化により母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣ
ｕクラックが生じるので、その上限を１．２％とした。

【００４２】Ｃｒは、母材、溶接部の強度を増加させる
が、多過ぎるとＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。このた
めＣｒ量の上限は１．０％である。Ｍｏは、Ｎｂと共存
して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を強力に抑制
し、オーステナイト組織の微細化にも効果がある。しか
し過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性を劣化させるので、その
上限を０．８０％とした。

【００４３】Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏ量の下限０．
０５％は、それぞれの元素添加による材質上の効果が顕
著になる最小量である。次に脱酸の順序について説明す
る。脱酸元素の順番は弱脱酸から強脱酸の順序で添加し
なければならない。すなわち最初はＳｉ脱酸の状態で次
にＴｉ脱酸を行う。この時酸化物はＴｉ酸化物がかなり
存在する。次にＭｇ脱酸を行う。このときＭｇ量にも依
るがＴｉ酸化物がＭｇ酸化物になりＴｉ酸化物が還元さ
れてＴｉＮにかわる。Ｍｇ量が少ない場合はＴｉ酸化物
が多く、Ｍｇ酸化物は少ない。逆にＭｇ量が多い場合に
はＭｇ酸化物あるいはＭｇとＴｉの酸化物になる。

【００４４】ここで注意しなければならないことはＡｌ
を添加しないことである。Ａｌを添加すると酸化物の凝
集粗大化が起こり微細な酸化物の分散が起こりにくくな
る。従って、この系では基本的にはＡｌを添加しない鋼
である。ただし、Ａｌは不可避的に混入するが、０．０
１５％以下であれば酸化物の凝集粗大化の問題はない。

【００４５】つぎにＴｉとＭｇの複合酸化物のサイズと
個数について説明する。ＴｉとＭｇの複合Ｍｇ酸化物の
大きさが０．００１μｍ未満では酸化物が小さすぎてオ
ーステナイト粒粗大化抑制効果あるいは粒内フェライト
生成の効果がなく、５．０μｍを越えた大きさでは酸化
物が大きすぎるためにこれまたオーステナイト粒粗大化
抑制効果あるいは粒内フェライト生成の効果がなくな
る。

【００４６】オーステナイト粒粗大化抑制に効果のある
酸化物は０．０１μｍ程度のＭｇ酸化物のまわりに０．
１μｍのＴｉの窒化物が存在しているものである。従っ
て０．１μｍ程度のＭｇ酸化物とＴｉ窒化物であり、こ
の大きさの酸化物が微細分散しているのが好ましい。中
心部のＭｇ酸化物は融点が極めて高いために溶接温度に
おいても粒子が消失せず、粒子の分布が損なわれること
がない。

【００４７】一方、粒内フェライト生成に効果のある酸
化物はＭｇ及びＴｉの酸化物のまわりにＴｉの窒化物あ
るいはＭｎの硫化物が存在するものである。その大きさ
は０．３〜３．０μｍ程度のもので、これらの大きさの
粒子が微細分散しているものが好ましい。粒子の形態は
ＴｉＮを主とするＴｉ窒化物が表層にあり、その格子定
数がフェライトと極めて近いためにフェライト生成核と
しての有効性が高い。またＭｎＳを主とする硫化物も表
層にありＭｎ欠乏層の存在により、フェライト生成が容
易になる。

【００４８】またＴｉ，Ｍｇ複合酸化物の密度は、粒内
変態生成の場合に必要である。その個数は４０個／ｍｍ
² 未満では酸化物分散の数が少なくオーステナイト粒粗
大化抑制効果あるいは粒内変態に効かないので４０個／
ｍｍ² 以上必要である。粒内変態生成に有効なＭｇ及び
Ｔｉの酸化物の密度はＣＭＡ測定法により２５０個／ｍ
ｍ² 以上あることが好ましい。この場合の密度のＣＭＡ
測定法は０．５ｍｍ×０．５ｍｍの面積を１μｍのビー
ム径を用いてＣＭＡにより測定したものである。

【００４９】またオーステナイト粒粗大化抑制に効果の
あるＭｇ酸化物＋Ｔｉ窒化物は０．１μｍ程度と非常に
微細なためにＣＭＡでは測定不可能である。またＺｅｎ
ｅｒの関係からピニングは酸化物の半径と体積分率で決
まってくるので、密度の概念を導入することは難しい。
従ってここでは酸化物の組成がＭｇ酸化物とＴｉ窒化物
で、Ｍｇ量が最低０．０００５％以上あれば可とする。

【００５０】Ｍｇ添加素材については純金属Ｍｇあるい
はＭｇ合金を用いても良い。

【００５１】

【実施例】つぎに本発明の実施例について述べる。 ＜実施例１＞実験室溶解（５０ｋｇ、１２０ｍｍ厚鋼
塊）で種々の鋼成分の鋼塊を製造した。これらの鋼塊を
種々の条件で厚みが１３〜３０ｍｍの鋼板に圧延し、諸
機械的性質を調査した。鋼板の機械的性質（降伏強さ：
ＹＳ、引張強さ：ＴＳ、シャルピー衝撃試験の−２０℃
での吸収エネルギー：ｖＥ_-20 と５０％破面遷移温度：
ｖＴｒｓ）は圧延と直角方向で調査した。ＨＡＺ靱性
（シャルピー衝撃試験の−２０℃での吸収エネルギー：
ｖＥ_-20 ）は再現熱サイクル装置で再現したＨＡＺで評
価した（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃
の冷却時間［Δｔ_{80 0-500} ］：２８秒）。Ｔｉ，Ｍｇ複
合酸化物の大きさ、数はＣＭＡ分析を行い、調査した。

【００５２】実施例を表１に示す。本発明にしたがって
製造した鋼板は−２０℃でのＨＡＺのシャルピー吸収エ
ネルギーが１５０Ｊを越え、優れたＨＡＺ靱性を有す
る。これに対して比較鋼は化学成分またはＴｉ，Ｍｇ複
合酸化物の大きさ、密度が不適切なため、−２０℃での
ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが著しく劣る。鋼１
５はＯ量が少ないためにＭｇ，Ｔｉ複合酸化物の密度が
少ないのでＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが低い。
鋼１６はＡｌ量が多すぎるためにＭｇ，Ｔｉ複合酸化物
の密度がほとんどなく、ＨＡＺのシャルピー吸収エネル
ギーが低い。鋼１７はＴｉ量が少なすぎるために、ＨＡ
Ｚのシャルピー吸収エネルギーが低い。鋼１８はＴｉ量
が多いためにＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが若干
低い。鋼１９はＯ量が多いためにＭｇ，Ｔｉ複合酸化物
の粒径が大きく、０．００１〜５μｍでのＴｉとＭｇの
酸化物の密度が少なく、ＨＡＺのシャルピー吸収エネル
ギーが低い。鋼２０はＭｇ添加がないため、ＨＡＺのシ
ャルピー吸収エネルギーが若干低い。 ＜実施例２＞転炉でＴｉ，Ｍｇ以外の合金元素を添加す
る。ＴｉおよびＭｇの添加は２次精錬で行う。Ｔｉを添
加した１５分後に金属ＭｇあるいはＭｇ合金を溶鋼中に
吹き込む。さらに２０分後連続鋳造を行い、スラブにす
る。スラブを例えば１１５０℃に加熱し、中心部が１１
５０℃に到達した６０分後にスラブを抽出し、直ちに例
えば１００ｍｍまで粗圧延、２０ｍｍまで仕上げ圧延を
行う。その後水冷し、水冷停止温度を例えば４００℃に
し、厚鋼板の製造を終える。この厚鋼板を造管し、内外
面溶接を行う。この時の入熱は例えば２０ｍｍの場合で
は３．５ｋＪ／ｃｍである。その後拡管を行い、ＵＯＥ
鋼管とした。

【００５３】

【発明の効果】以上のべたように、本発明は、ＴｉとＭ
ｇを適切な量添加してＴｉ，Ｍｇの酸化物を形成させ、
しかもＭｇを含有する１μｍ程度の粒子径で粒内変態を
促進させ、またＭｇを含有する０．１μｍ程度の粒子径
で結晶粒を微細化してＨＡＺ靱性を向上させ、２．５〜
１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接における溶接熱影響部
（ＨＡＺ）における低温靱性に優れた造船、建築、圧力
容器、ラインパイプなど構造物に使用する安全性の高い
鋼材が安定して大量に製造することが可能となった。

【００５４】

【表１】

【００５５】

【表２】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 斎藤 直樹 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 為広 博 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K013 BA14 DA03 DA08 DA09 EA18

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．
   ６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００５
   〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０
   ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分とし、
   その他不可避的不純物からなり、Ｍｇ酸化物が、硫化物
   或いはＴｉ窒化物の核生成サイトして機能する複相物構
   造を有することを特徴とするＨＡＺ靱性に優れた溶接用
   高張力鋼材。
2. 【請求項２】 Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．
   ６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００５
   〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０
   ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分とし、
   その他不可避的不純物からなり、ＭｇおよびＴｉを含有
   する複相物が、Ｍｇ酸化物を主に含有する中心部と、Ｔ
   ｉ窒化物およびＭｎ硫化物を主に含有する表層部からな
   る複相物構造を有することを特徴とするＨＡＺ靱性に優
   れた溶接用高張力鋼材。
3. 【請求項３】 前記複相物構造が、ＭｇＯ核周囲に（Ｍ
   ｇ，Ｍｎ）ＳのＭｎ欠乏層からなることを特徴とする請
   求項１または２記載のＨＡＺ靱性に優れた溶接用高張力
   鋼材。
4. 【請求項４】 Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．
   ６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０３０％
   以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１０％以
   下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．００
   ０１〜０．００５０％、Ｏ：０．００１〜０．００４
   ％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００３
   〜０．００２０％を主成分とし、その他不可避的不純物
   からなり、粒径：０．０００１〜数十μｍのＴｉおよび
   Ｍｇを含有する複相物が４０個／ｍｍ² 以上分散してい
   る組織を有することを特徴とするＨＡＺ靱性に優れた溶
   接用高張力鋼材。
5. 【請求項５】 Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．
   ６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００５
   〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０
   ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分とし、
   その他不可避的不純物からなり、ＭｇおよびＴｉを含有
   する複相物が、Ｍｇ酸化物を主に含有する中心部と、Ｔ
   ｉ窒化物およびＭｎ硫化物を主に含有する表層部からな
   る複相物構造を有し、前記ＴｉおよびＭｇを含有する複
   相物の粒子径が０．０００１μｍ〜数十μｍのＴｉおよ
   びＭｇを含有する複相物で、かつ前記複相物の１μｍ程
   度の粒子径が２５０個／ｍｍ² 以上、更に、前記複相物
   の０．１μｍ程度の粒子径が１個／μｍ² 以上分散して
   いる組織を有することを特徴とするＨＡＺ靱性に優れた
   溶接用高張力鋼材。
6. 【請求項６】 前記主成分に、更に、Ｎｂ：０．００５
   〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｉ：０．
   ０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｃｒ：
   ０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％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〜
   ５のいずれかの項に記載のＨＡＺ靱性に優れた溶接用高
   張力鋼材。
7. 【請求項７】 Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．
   ６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００５
   〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０
   ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分とし、
   その他不可避的不純物からなる溶鋼の溶製時に、溶鋼中
   に脱酸剤として最初にＴｉを添加し、その後Ｍｇを添加
   することを特徴とするＨＡＺ靱性に優れた溶接用高張力
   鋼材の製造方法。
8. 【請求項８】 Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．
   ６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００５
   〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０
   ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を主成分とし、
   その他不可避的不純物からなる溶鋼の溶製時に、溶鋼中
   に脱酸剤として最初にＴｉを添加後、２〜３０分放置
   し、次いで、引き続きＭｇを添加し、更に２〜３０分放
   置してから鋳造を開始することを特徴とするＨＡＺ靱性
   に優れた溶接用高張力鋼材の製造方法。