Ｃｔｏｄ特性に優れた溶接継ぎ部を含む溶接構造用鋼

专利摘要:
本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｂ：０．００１０〜０．０１％、Ｎ：０．００３〜０．００６％、Ｐ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．０３０％以下、及びＯ：０．０５％以下、並びにその他不可避な不純物及び残部Ｆｅを含むことを特徴とする溶接構造用鋼を提供する。また、上記Ｔｉ、Ｏ、Ｎ及びＢは、０．２≦Ｔｉ／Ｏ≦０．５、２≦Ｔｉ／Ｎ≦５、５≦Ｏ／Ｂ≦１０及び０．７≦（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏ≦１．５の関係を満たす。本発明の溶接構造用鋼の微細組織は、組織分率で針状フェライトが８５％以上であり、組織内にＴｉＯ酸化物が０．５μｍ（マイクロメーター）以下の間隔で均一に分散され、その粒径が０．０１〜０．１μｍ（マイクロメーター）、個数は１．０×１０７個／ｍｍ３以上の溶接継ぎ部を含む。本発明の溶接構造用鋼は、大入熱溶接において高強度の物性を有しながら、ＴｉＯ酸化物及び固溶Ｂを利用することで、溶接金属部で針状フェライトの変態を促進させ優れた溶接継ぎ部のＣＴＯＤを確保することができる。
公开号:JP2011508087A
申请号:JP2010540569
申请日:2008-12-23
公开日:2011-03-10
发明作者:ホン−チュル ジョン、；ユン−ファン パク、
申请人:ポスコ；
IPC主号:C22C38-00

专利说明:

[0001] 本発明は溶接構造物に使用される亀裂先端開口変位（ＣＴＯＤ）特性に優れた溶接継ぎ部に関し、より詳細には、船舶、建築、橋梁、海洋構造物、鋼管、ラインパイプなどに行うサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）時に、大入熱溶接継ぎ部のＣＴＯＤ特性を改善することができる溶接構造用鋼に関する。]
背景技術

[0002] 最近、国際原油価格の持続的な上昇と建築技術の多変化により、海洋構造物の建設はさらに極限な環境で行われている傾向にある。このような海洋構造物のうち、特に、寒冷地に建設される構造物の素材は、高強度化及び亀裂先端開口変位（ＣＴＯＤ）特性が大きく求められるのが現実である。しかし、一般的な高強度厚物鋼材を溶接して構造物を与えられた工期内に製作するためには、高能率の溶接が必須である。このような傾向に合わせて、厚肉化された鋼材を溶接するために大入熱溶接方法が現われた。特に、このような方法の中でも最も広く用いられる溶接技術が、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）である。]
[0003] 一般的にサブマージアーク溶接法は、溶着量が大きくて溶接パス数が減少する。このため、ＳＡＷは、一般的なガスメタルアーク溶接（ＧＭＡＷ）より生産性の側面で遥かに有利であるという長所がある。現在用いられているＳＡＷ技術の場合、入熱の範囲は約２５〜４５ｋＪ／ｃｍである。]
[0004] しかし、このような大入熱溶接時には、粗大な柱状晶組織が形成されることができることにより、溶接金属（Ｗｅｌｄ Ｍｅｔａｌ）が凝固し、かつ粗大な結晶粒内にオーステナイト結晶粒界に沿って粗大な粒界フェライト及びＷｉｄｍａｎｓｔａｔｔｅｎフェライトなどが形成されることができる。すなわち、溶接継ぎ部は溶接部で衝撃靭性が最も劣化する部位であると言える。従って、このような大入熱溶接で形成される溶接構造物の安全性を確保するためには、溶接金属部の微細組織を制御し、溶接金属部のＣＴＯＤ特性を確保する必要がある。]
[0005] これを解決するために、従来は溶接材料の合金成分を規定して、またはスラグ生成剤を用いて、衝撃靭性を向上させる技術があった。しかしながら、これらの技術は溶接金属の微細組織、粒径などを制御せず、また溶接金属内の酸素や窒素含量に対する制御をしない。このため、ＳＡＷ溶接のような大入熱溶接時に溶接継ぎ部の衝撃靭性を確保することが困難である。]
発明が解決しようとする課題

[0006] 従って、本発明は、上述の問題点を解決するためのものであり、従って本発明の一態様は、ＳＡＷ溶接のような大入熱溶接時に溶接継ぎ部のＣＴＯＤ特性を向上させるための成分及び微細組織を有する溶接継ぎ部並びにこのような溶接継ぎ部を有する溶接構造用鋼材を提供することである。]
課題を解決するための手段

[0007] 本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｂ：０．００１０〜０．０１％、Ｎ：０．００３〜０．００６％、Ｐ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．０３０％以下、及びＯ：０．０５％以下、並びにその他不可避な不純物及び残部Ｆｅを含む。上記Ｔｉ、Ｏ、Ｎ及びＢは０．２≦Ｔｉ／Ｏ≦０．５、２≦Ｔｉ／Ｎ≦５、５≦Ｏ／Ｂ≦１０、及び０．７≦（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏ≦１．５の関係が成り立つ。上記溶接継ぎ部は、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｂ：０．０００１〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜０．５％、及びＺｒ：０．００５〜０．５％からなる群より選択される１種以上の元素をさらに含むことができる。上記溶接継ぎ部は、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％またはＣａ：０．０００５〜０．０５％及びＲＥＭ：０．００５〜０．０５％をさらに含むことができる。]
[0008] また、上記溶接構造用鋼の溶接継ぎ部の微細組織は、組織分率で針状フェライトが８５％以上であり、かつ残部はポリゴナールフェライト及びその他粒界フェライト組織である溶接継ぎ部を含む。また、上記溶接継ぎ部は、組織内にＴｉＯ酸化物が０．５μｍ以下の間隔で均一に分散される。ＴｉＯ酸化物の粒径は０．０１〜０．１μｍ（マイクロメーター）である。ＴｉＯ酸化物の粒子個数は、１．０×１０７個／ｍｍ３以上である。]
発明の効果

[0009] 本発明による溶接継ぎ部を有する溶接構造用鋼は、優れた強度とＣＴＯＤ特性を同時に有するため、酷寒地においても優れた安定性を示すことができる。]
[0010] 以下、本発明を詳しく説明する。]
[0011] 本発明者は、溶接金属部のＣＴＯＤに効果的であると知られている針状フェライトに影響を及ぼす酸化物の種類及びサイズなどに対して研究を重ねた結果、ＴｉＯ及び固溶Ｂの存在の有無により、溶接金属部の粒界フェライト及び針状フェライトの量が変化し、溶接金属部のＣＴＯＤ値が変化するということが分かった。]
[0012] このような研究に基づいて完成した本発明の溶接構造用鋼は、
１）ＳＡＷ溶接のような大入熱溶接のために、金属にＴｉＯ酸化物を使用し、
２）酸化物の分布を１．０×１０７個／ｍｍ３以上で、酸化物のサイズを０．０１〜０．１μｍ（マイクロメーター）に制御し、
３）針状フェライトの変態を促進させるため、溶接継ぎ部内にＴｉＯ及び固溶Ｂを確保することによって、８５％以上の針状フェライトを確保し、溶接部の靭性を向上させる
ことによって特徴付けられる。]
[0013] １．ＴｉＯ酸化物の管理
溶接金属内にＴｉ／Ｏ、Ｏ／Ｂの比を適切に維持すると、ＴｉＯ酸化物が適切に分布する。この適切な分布は、ＴｉＯ酸化物から針状フェライトへの変態を促進することができ、かつ溶接金属の凝固過程におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を防止することができる。温度が減少すると、オーステナイト結晶粒内に適切に分布するＴｉＯ酸化物は、針状フェライトの不均一の核生成位置として作用する。したがって、結晶粒界における粒界フェライトの形成より先に、針状フェライトを形成させることができる。このような多量の針状フェライトの生成により、溶接金属部の靭性を画期的に改善することができる。]
[0014] そのためには、先ずＴｉＯ酸化物を微細、且つ均一に分布させることが重要である。この点において、本発明者は、Ｔｉ／Ｏ及びＯ／Ｂの比を最適化させることにより、所望のＴｉＯ酸化物のサイズと量及び分布が得られることが分かった。本発明では、Ｔｉ／Ｏ及びＯ／Ｂをそれぞれ０．２〜０．５及び５〜１０に限定し、この場合、０．０１〜０．１μｍ（マイクロメーター）サイズのＴｉＯ酸化物が、１．０×１０７個／ｍｍ３以上得られることが分かった。]
[0015] ２．溶接継ぎ部の微細組織
上述のようにして得られた多量のＴｉＯ酸化物が溶接継ぎ部内に適切に分布すると、溶接金属部の冷却過程において、結晶粒界より優先的に、結晶粒内に針状フェライトの変態が促進される。従って、本発明ではこのような針状フェライトを多量に確保することで、溶接継ぎ部に針状フェライトを８５％以上形成させることを特徴とする。]
[0016] ３．溶接継ぎ部内の固溶ホウ素の役割
本発明者は、溶接継ぎ部に均一に分散されている酸化物とは別個に、溶接継ぎ部に存在する固溶ホウ素は結晶粒界に拡散して結晶粒界のエネルギーを低め、かつ結晶粒界で粒界フェライトの形成を抑制することを知った。このような粒界フェライトの抑制は結晶粒内に針状フェライトの変態を促進するため、溶接継ぎ部のＣＴＯＤ特性の向上に寄与する。]
[0017] 以下、本発明を溶接構造用鋼の成分係を通じてさらに詳しく説明する（以下重量％）。]
[0018] Ｃの含量は、０．０１〜０．２％の範囲である。
Ｃは、溶接金属の強度を確保し、溶接硬化性を確保するために０．０１％以上を添加する。しかし、Ｃの含量が０．２％を超えると、溶接性及び大入熱衝撃靭性が大きく低下するため、溶接継ぎ部に低温亀裂が発生することがある。このため、Ｃの含量は、０．０１〜０．２％の範囲に限定する。]
[0019] Ｓｉの含量は、０．１〜０．５％の範囲である。
Ｓｉは、脱酸効果のために添加する元素である。Ｓｉの含量が０．１％未満では、溶接金属内の脱酸効果が不十分である。また、Ｓｉが少なすぎると、溶接金属の流動性を低下させ、望ましくない結果となる。一方、Ｓｉの含量が０．５％を超えると、溶接金属内に島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）組織の変態を促進させることができるため、低温衝撃靭性が急に低下することがあり、溶接亀裂の感受性に悪影響を及ぼす。このため、Ｓｉの含量は、０．１〜０．５％に限定する。]
[0020] Ｍｎの含量は１．０〜３．０％の範囲である。
Ｍｎは、脱酸作用及び強度を向上させる合金元素である。本発明では、ＭｎはＴｉＯ酸化物の周りにＭｎＳの形態で析出され、Ｔｉ複合酸化物が溶接金属部の靭性改善に有利な針状フェライトを生成することを促進させる。しかし、Ｍｎの含量が多すぎると低温変態組織の形成をもたらすことがある。このため、Ｍｎを３．０％以下で添加する。]
[0021] Ｔｉの含量は、０．０１〜０．１％の範囲である。
Ｔｉは、Ｏと結合して微細なＴｉ酸化物及び微細ＴｉＮ析出物を形成することができる。このため、Ｔｉは本発明では非常に重要な元素である。このような微細なＴｉＯ酸化物及びＴｉＮ複合析出物の効果を得るためには、Ｔｉを０．０１％以上添加する必要がある。しかし、過量のＴｉが添加されると、粗大なＴｉＯ酸化物及び粗大なＴｉＮ析出物が形成されることがあり、溶接部の物性に悪影響を及ぼす。このため、Ｔｉを０．１％以下で添加する。]
[0022] Ｎｉの含量は、０．５〜３．０％の範囲である。
Ｎｉは、固溶強化効果を通じてマトリックスの強度と靭性を向上させる有効な元素である。このため、Ｎｉは０．５％以上添加する。しかし、Ｎｉの含量が３．０％を超えると、焼入性、及び高温亀裂が発生するリスクが増大する。このため、Ｎｉを３．０％以下で添加する。]
[0023] Ｂの含量は、０．００１０〜０．０１％の範囲である。
Ｂは、焼入性を向上させる元素である。粒界に偏析されて粒界フェライトの変態を抑制するためには、０．００１０％以上のＢが必要である。しかし、Ｂの量が０．０１％以上を超えると、さらなる効果は保障されず、かつ溶接硬化性が大きく増加するため、Ｍ−Ａ構造の変態が促進される。これは、溶接低温亀裂の発生及び靭性を低下させることがある。このため、Ｂを０．０１％以下で添加する。]
[0024] Ｎの含量は、０．００３〜０．００６％の範囲である。
Ｎは、ＴｉＮのような析出物を形成する元素であって、微細ＴｉＮ析出物の量を増加させる。特に、ＮはＴｉＮ析出物のサイズ、析出物の間隔、析出物の分布、酸化物との複合析出頻度数、析出物そのものの高温安全性などに著しい影響を及ぼす。このため、Ｎの含量は０．００３％以上に設定する。しかし、Ｎの含量０．００６％を超えると、さらなる効果は保障されず、溶接金属内に存在する固溶Ｎ量の増加により、靭性が低下する。このため、Ｎの含量は、０．００３〜０．００６％の範囲に制限する。]
[0025] Ｐの含量は、０．０３０％以下である。
Ｐは、溶接時に高温亀裂を助長する不純物元素である。このため、Ｐの含量は可能な限り低く制御することが好ましい。特に、靭性の向上及び亀裂の低減のためには、Ｐを０．０３％以下添加する。]
[0026] Ａｌの含量は、０．００５〜０．０５％の範囲である。
Ａｌは、脱酸剤であって、溶接金属内の酸素量を減少させる。Ａｌは、固溶窒素と結合して微細なＡｌＮ析出物を形成する。このため、Ａｌを０．００５％以上添加する。しかし、過量のＡｌが添加されると粗大なＡｌ２Ｏ３を形成し、靭性の改善に必要なＴｉＯ酸化物の形成を却って妨害する。このため、Ａｌを０．０５％以下で添加する。]
[0027] Ｓの含量は０．０３０％以下である。
Ｓは、ＭｎＳ形成のために必要な元素である。ＭｎＳ複合析出物の析出のために、Ｓを０．０３％以下添加する。Ｓの含量が０．０３０％を超えると、高温亀裂の原因となるＦｅＳなどの低融点化合物を形成する。]
[0028] Ｏの含量は、０．０５％以下である。
Ｏは、溶接金属部の凝固中にＴｉと反応してＴｉ酸化物を形成する元素であって、このようなＴｉ酸化物は溶接金属内で針状フェライトの変態を促進させる役割をする。しかし、Ｏの含有量が多すぎると粗大なＴｉ酸化物及びその他ＦｅＯなどの酸化物が生成され、溶接金属部に悪影響を及ぼす。このため、Ｏを０．０５％以下で添加する。]
[0029] Ｔｉ／Ｏは、０．２〜０．５の範囲である。
Ｔｉ／Ｏ値が０．２未満では溶接金属内でのオーステナイト結晶粒の成長抑制及び針状フェライトの変態に求められるＴｉＯ酸化物の個数が不十分となる。特に、ＴｉＯ酸化物内に含有されたＴｉの割合が低くなり、針状フェライト核生成の役割を失う。このため、溶接熱影響部の靭性改善に有効な針状フェライトの相分率が低下する。一方、Ｔｉ／Ｏ値が０．５を超えると、溶接金属内でのオーステナイト結晶粒の成長を抑制するさらなる効果は示されず、酸化物内に含有される合金成分の割合が却って小さくなり、針状フェライトの核生成位置としての機能を失う。このため、Ｔｉ／Ｏの割合は、０．２〜０．５の範囲に制御する。]
[0030] Ｔｉ／Ｎは、２〜５の範囲である。
Ｔｉ／Ｎ比が２未満では、ＴｉＯ酸化物に形成されるＴｉＮ析出物の量が減少し靭性改善に効果的な針状フェライトの変態が促進されにくくなる。一方、５を超えるＴｉ／Ｎ値ではさらなる効果は保障されず、また固溶Ｎ量が増加し、衝撃靭性が低下する。このため、Ｔｉ／Ｎは２〜５の範囲に限定する。]
[0031] Ｏ／Ｂは、５〜１０の範囲である。
Ｏ／Ｂの値が５未満であれば、溶接後冷却過程中にオーステナイト結晶粒界に拡散され、粒界フェライトの変態を抑制する固溶Ｂの量が不十分となる。一方、Ｏ／Ｂの値が１０を超えるとさらなる効果は保障されず、固溶窒素量が増加し溶接熱影響部の靭性が低下する。従って、Ｏ／Ｂは、５〜１０の範囲に制御する。]
[0032] （Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏは、０．７〜１．５の範囲である。
本発明で（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏの値が０．７未満の場合は、固溶Ｎ量が増加するため、溶接金属部の靭性改善に効果的でない。一方、１．５を超える（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏの値は、ＴｉＮ、ＢＮなどの析出物の個数が不足する。]
[0033] 本発明では、上記のように組成される鋼に機械的性質をさらに向上させるために、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｚｒからなる群より選択される１種以上の元素をさらに添加する。]
[0034] Ｃｕの含量は、０．１〜２．０％の範囲である。
Ｃｕは、マトリックスに固溶されて、固溶強化の効果による強度を向上させる。このため、Ｃｕは強度及び靭性の向上に有用な元素である。このため、Ｃｕは０．１％以上添加される。しかしながら、Ｃｕの含量が２．０％を超えると、溶接金属部で硬化性を増加させて靭性を低下させ、溶接金属で高温亀裂を助長する。このため、Ｃｕの含量は、０．１〜２．０％の範囲に限定する。]
[0035] また、ＣｕとＮｉを複合添加する場合は、これらの合計を３．５％以下に限定する。ＣｕとＮｉの添加量の合計が３．５％を超えると、焼入性が大きくなりすぎて、靭性及び溶接性を損なう。]
[0036] Ｎｂの含量は、０．０００１〜０．１％の範囲である。
Ｎｂは焼入性を向上させるための元素である。特に、ＮｂはＡｒ３温度を低めて冷却速度の低い範囲でも針状フェライト組織の生成範囲を広めるという効果があり、針状フェライト組織を効率的に得るのに役立つ。従って、このような強度向上の効果を期待するためには、Ｎｂは０．０００１％以上添加することができる。しかしながら、Ｎｂの含量が０．１％を超えると、溶接時に、溶接金属部に溶接金属部の靭性を低下させるＭ−Ａ構造の形成が促進される。このため、Ｎｂの含量は０．０００１〜０．１％の範囲に限定する。]
[0037] Ｖの含量は、０．００５〜０．１％の範囲である。
Ｖは、ＶＮ析出物を形成させて、フェライトの変態を促進する元素である。Ｖは０．００５％以上添加した方が良い。しかしながら、過量のＶは、溶接金属部にカーバイドのような硬化相を形成させて、溶接金属部の靭性を損なう。このため、Ｖの含量を０．００５〜０．１％の範囲に制限する。]
[0038] Ｃｒの含量は、０．０５〜１．０％の範囲である。
Ｃｒは、焼入性及び強度を向上させる。Ｃｒの含有量が０．０５％未満ではその効果が微々たるものである一方、１．０％を越えると溶接金属部の靭性劣化をもたらすことがある。]
[0039] Ｍｏの含量は、０．０５〜１．０％の範囲である。
Ｍｏは、焼入性及び強度を向上させる元素である。Ｍｏは強度確保のために０．０５％以上添加することができる。しかしながら、溶接金属部の硬化及び溶接低温亀裂の発生を抑制するために、Ｍｏ含量の上限を１．０％に制限する。]
[0040] Ｗの含量は、０．０５〜０．５％の範囲である。
Ｗは、高温強度を向上させ析出強化に効果的な元素として作用する。このため、Ｗは０．０５％以上添加することができる。しかし、Ｗの含量が０．５％を超えると溶接金属部の靭性を損なう。このため、Ｗの含量を０．０５〜０．５％の範囲に制限する。]
[0041] Ｚｒの含量は、０．００５〜０．５％の範囲である。
Ｚｒは、強度の上昇に効果があるため、０．００５％以上添加することができる。しかしながら、Ｚｒの含量が０．５％を超えると溶接金属部の靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｚｒの含量は、０．００５〜０．５％の範囲に制限する。]
[0042] また、本発明では一次オーステナイトの結晶粒成長を抑制するために、Ｃａ及び／またはＲＥＭをさらに添加することができる。]
[0043] Ｃａ及び／またはＲＥＭは、溶接時に、アークを安定させ、溶接金属部で酸化物を形成させることができる元素として機能する。また、Ｃａ及び／またはＲＥＭは、冷却過程でオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、粒内フェライトの変態を促進させて、溶接金属部の靭性を向上させる。そのために、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００５％以上添加することができる。しかしながら、Ｃａが０．０５％、ＲＥＭが０．０５％を超えると大型酸化物を形成し靭性に悪影響を及ぼし得る。上記ＲＥＭで使用することができる元素は、Ｃｅ、Ｌａ、Ｙ、Ｈｆなどである。]
[0044] 以下で、本発明の溶接構造用鋼を構成する微細組織及び酸化物に関して詳しく説明する。]
[0045] 主組織：針状フェライト組織の相分率８５％以上
本発明でＳＡＷ溶接後に形成される溶接金属部の微細組織は、針状フェライトで構成され、その相分率は８５％以上である。上記針状フェライト組織は、フェライト＋ベイナイト組織のようにＣＴＯＤには有利であるが、溶接金属部の強度が低い組織や、Ｍ−Ａ構造＋ベイナイト混合組織のように溶接金属部の強度は高いが溶接金属部のＣＴＯＤなどの機械的性質が悪く、低温亀裂の感受性が高い組織とは異なり、高強度と低温ＣＴＯＤを同時に得ることができる組織として機能することができる。針状フェライトを除いた残部組織は多角形フェライト及び少量の粒界フェライトで構成されることができる。]
[0046] 酸化物：ＴｉＯ酸化物を０．５μｍ（マイクロメーター）以下の間隔で均一に分散させ、その粒径及び臨界個数は０．０１〜０．１μｍ（マイクロメーター）及び１．０×１０７個／ｍｍ３以上である。]
[0047] 一般的に、溶接金属部に存在する酸化物の種類、サイズ、個数などは、溶接後の溶接金属部の微細組織の変態に大きな影響を及ぼす。特に、ＳＡＷ溶接金属部の場合、凝固過程で結晶粒が粗大化し、結晶粒界から粗大な粒界フェライト、Ｗｉｄｍａｎｓｔａｔｔｅｎフェライト、ベイナイトなどの組織が形成されることがあり、溶接金属部の物性が大きく低下することがある。これを防止するために、本発明では溶接金属内にＴｉＯ酸化物を０．５μｍ以下の間隔で均一に分散させ、ＴｉＯ酸化物の粒径及び臨界個数を０．０１〜０．１μｍ及び１．０×１０７個／ｍｍ３以上に限定する。もし、酸化物の粒径が０．０１μｍ（マイクロメーター）より小さいと、ＳＡＷ溶接金属部で針状フェライトの変態を促進させられない。一方、０．１μｍを超えるとオーステナイト結晶粒に対するピンニング（ｐｉｎｎｉｎｇ、結晶粒の成長抑制）効果が少なくなり、粗大な非金属介在物のような挙動をし、溶接金属部のＣＴＯＤ特性に悪影響を及ぼし得る。]
[0048] 本発明のような溶接構造用鋼は、ＳＡＷ溶接方法以外の溶接方法にも十分に応用することができる。特に、本発明は溶接金属部の冷却速度が速いと酸化物を微細分散させ組織が微細であるため、冷却速度が速い大入熱溶接工程が好ましい。また、同様の理由で溶接部の冷却速度を向上させるために鋼材冷却及びＣｕ−バッキング（ｂａｃｋｉｎｇ）法にも有利である。しかし、このように公知の技術を本発明に適用しても、それは本発明の単純な変更であり、実質的に本発明の技術思想の範囲内であると解釈するのは当然である。]
[0049] 以下、本発明の任意の／例示的な態様を、実施例及び表を通じて具体的に説明する。]
[0050] 表１の下部に示す成分組成を有する溶接金属部を、３０〜４５ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱量を適用してＳＡＷ溶接により製造した。本発明の効果を示すための、溶接金属部の合金成分元素間の構成比を、表２に示した。]
[0051] 上述のように溶接された溶接金属部の機械的性質を評価するための試験片を溶接金属部の中央部で採取した。引張試験片はＫＳ規格（ＫＳ Ｂ ０８０１）４号試験片を利用した。引張試験はクロスヘッドスピード（ｃｒｏｓｓ ｈｅａｄ ｓｐｅｅｄ）１０ｍｍ／分で行った。ＣＴＯＤ試験片はＢＳ７４４８−１規格に準じて製造し、疲労亀裂はＳＡＷ溶接金属部の中央に位置させた。]
[0052] 溶接金属部のＣＴＯＤに重要な影響を及ぼす酸化物のサイズと個数及び間隔は画像分析機（ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）と電子顕微鏡を利用したポイントカウンティング（ｐｏｉｎｔ ｃｏｕｎｔｉｎｇ）法で測定した。このとき、被検面は１００ｍｍ２を基準にして評価した。また、ＳＡＷ溶接金属部のＣＴＯＤ評価はＳＡＷ溶接後のＣＴＯＤ試験片で加工し−１０℃でＣＴＯＤ試験機器を通じて評価した。]
[0053] ]
[0054] ]
[0055] ]
実施例

[0056] 表３に示したように、本発明により製造された溶接金属部はＴｉＯ酸化物の個数は２×１０８個／ｍｍ３以上の範囲を有するが、比較鋼は４．３×１０６個／ｍｍ３以下の範囲を示した。このため、比較鋼に比べて発明鋼がかなり均一、且つ微細なサイズの複合析出物でありながら、その個数も著しく増加したことが分かる。本発明の微細組織の場合、針状フェライトの相分率は８５％以上の高い分率で存在していた。ＳＡＷ溶接時において、本発明鋼は粒内針状フェライト及び多角形フェライトを含み、針状フェライトの相分率は８５％以上であった。従って、本発明鋼は、比較鋼より優れた溶接金属部のＣＴＯＤ特性を示す。]

权利要求:

請求項1
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｂ：０．００１０〜０．０１％、Ｎ：０．００３〜０．００６％、Ｐ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．０３０％以下、及びＯ：０．０５％以下、並びにその他不可避な不純物及び残部Ｆｅを含み、上記Ｔｉ、Ｏ、Ｎ及びＢは、０．２≦Ｔｉ／Ｏ≦０．５、２≦Ｔｉ／Ｎ≦５、５≦Ｏ／Ｂ：≦１０、及び０．７≦（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏ≦１．５の関係を満たす、溶接継ぎ部を含む、溶接構造用鋼。
請求項2
前記溶接継ぎ部は、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｂ：０．０００１〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜０．５％、及びＺｒ：０．００５〜０．５％からなる群より選択される１種以上の元素をさらに含む、請求項１に記載の溶接構造用鋼。
請求項3
前記溶接構造用鋼にＣｕとＮｉが複合添加される場合、前記溶接継ぎ部は、ＣｕとＮｉを合計３．５％以下で含む、請求項２に記載の溶接構造用鋼。
請求項4
前記溶接継ぎ部は、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％、またはその両方をさらに含む、請求項１に記載の溶接構造用鋼。
請求項5
前記溶接継ぎ部は、８５％以上の組織分率の針状フェライト、並びに残部のポリゴナールフェライト及びその他の粒界フェライト組織を含む微細組織を有する、請求項１〜４の何れか１項に記載の溶接構造用鋼。
請求項6
前記溶接継ぎ部は、組織内に０．５μｍ（マイクロメーター）以下の間隔で均一に分散されているＴｉＯ酸化物を含む、請求項１〜４の何れか１項に記載の溶接構造用鋼。
請求項7
前記溶接継ぎ部において、前記ＴｉＯ酸化物は、０．０１〜０．１μｍ（マイクロメーター）の範囲の粒径を有する、請求項６に記載の溶接構造用鋼。
請求項8
前記溶接継ぎ部において、ＴｉＯ酸化物粒子の個数は、１．０×１０７個／ｍｍ３以上である、請求項６に記載の溶接構造用鋼。