JP2018076563A - 高強度鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接継手の溶接熱影響部における予測最低ＣＴＯＤ値を高くできる鋼を提供する。
【解決手段】本発明の鋼は、Ｃ：０．０１〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｐ：０質量％超、０．０３質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．０２５質量％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０７質量％、Ｃｕ：０質量％超、１．０質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、１．８質量％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０３質量％、Ｎ：０．００１〜０．０１質量％、Ｎｂ：０．００３質量％以上、０．０５質量％未満、およびＣｒ：１．２質量％以下（０質量％を含む）を含み、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼であって、溶接した際に、ＭＡおよび当該ＭＡを囲む周囲組織を含む溶接熱影響部が形成され、前記溶接熱影響部が下記式（１）を満足することを特徴とする。
ＭＨｈｒ＝ＭＡの硬さ／周囲組織の硬さ≦１．７２・・・（１）
【選択図】図１

Description

本発明は、溶接熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）のき裂先端開口変位（Crack Tip Opening Displacement：ＣＴＯＤ)特性が優れた鋼に関し、特に、小入熱溶接から中入熱溶接のＨＡＺのＣＴＯＤ特性に優れた鋼に関する。

近年、船舶、海洋構造物、鋼管、タンクおよび橋梁等の構造物、並びに土木機械、建築機械および建産機械等は大型化が進んでいる。それらの軽量化の観点から、使用する鋼材の板厚を薄肉化するために、鋼材の高強度化が要求される。
また、船舶等で万一事故が発生した場合、人的被害や経済的被害は大きい。船舶等の事故原因となる船体の大規模破壊（マクロ破壊）を抑制するためには、マクロ破壊の原因となる脆性亀裂の発生を抑制する必要がある。船舶等を所望の形状に組み立てる際には鋼材の溶接継手を多用するが、脆性亀裂の多くは、溶接継手の溶接接合部から発生する。溶接接合部には、低温環境においても脆性亀裂が発生しにくいように高い低温靱性が求められる。

脆性亀裂とマクロ破壊との関係について、非特許文献１には、下記条件式（Ｘ）を満足すると、「発生した脆性亀裂が隣接する結晶粒へ伝播」し、そして「伝播した亀裂が隣接粒界を突破」して、マクロな破壊に至ることが開示されている。
破壊の限界条件：σ_ＭＡＸ≧σ_F・・・（Ｘ）
ここでσ_ＭＡＸ：亀裂先端の最大主応力、σ_F：局所破壊応力である。

構造物の安全性を評価する指標として、ＣＴＯＤ試験による限界ＣＴＯＤ値が用いられている（例えば、非特許文献２）。式（Ｘ）において、σ_Fが小さくなると、ＣＴＯＤ値が低下する。
一般に限界ＣＴＯＤ値は、鋼材の様々な組織因子によってばらつくことが知られている。また非特許文献４には、多層盛溶接熱影響部を対象としたＣＴＯＤ試験は、各試験温度の最低試験本数が３本と規定されている。

従来より、溶接熱影響部のＣＴＯＤ値を向上するために、様々な試みがされている。例えば、溶接熱影響部の組織の硬化を抑制すること、溶接熱影響部に生成するＭＡは破壊の起点となるためＭＡ生成を抑制すること、または溶接熱影響部の結晶粒径の微細化することなどが挙げられる（例えば、特許文献１〜５）。

具体的には、特許文献１では、鋼成分硬さパラメータC_eqHを０．２３５以下に制御することにより、溶接熱影響部（特に、ICHAZ：Intercritical HAZ）の硬さを低く抑えることができ、これによりＣＴＯＤ値を向上させるものである。
特許文献２では、脆弱化に影響する合金元素のパラメータCeHを０．０５以下に制御することにより、ＣＴＯＤ値を向上させている。

特許文献３は、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ａｌ含有鋼材について開示しており、Ｃｕを析出させ、Ａｌ量を低減することにより、ＭＡ生成を抑制している。
特許文献４の鋼材は、Ｓｉ量とＡｌ量を共に低減することにより、ＭＡ生成を抑制するものである。
特許文献５の鋼材は、Ｓｉ量とＡｌ量を共に低減することによりＭＡ生成を抑制し、さらに、Ｔｉ添加と共にＮ量及びＢ量を低減することにより、ＨＡＺの結晶粒径を微細化している。

特許第５２９３３７０号公報 特許第４９４９２１０号公報 特開２０００−０４５０４５号公報 特許第３７３６２０９号公報 特開２００２−１９４４８８号公報

平出隆志、他「フェライト・パーライト鋼のへき開破壊靱性予測モデルの構築」、鉄と鋼 Tetsu-to-Hagane Vol. 101 (2015) No. 7 ＷＥＳ１１０８：１９９５ 日本溶接協会 今村駿吾、他「ベイナイト・マルテンサイト鋼におけるへき開破面下部組織の検討」、第168回秋季講演大会 (2014) ＷＥＳ１１０９：１９９５ 日本溶接協会 BS7448-1：１９９1 BRITISH STANDARD API RECOMMENDED PRACTICE 2Z：2005 Sep. American Petroleum Institute

上述した通り、限界ＣＴＯＤ値は鋼材の様々な組織因子によってばらつくため（非特許文献４）、構造物としての十分な安全性を確保するためには、予測されうる最低のＣＴＯＤ値（「予測最低ＣＴＯＤ値」）を高くすることが重要となる。
しかしながら、ＣＴＯＤ試験は試験負荷が高く、上述の通り、最低試験本数は３本である。そのため、より多くの試験本数（例えば６本以上）を必要とする予測最低ＣＴＯＤ値については、特許文献１〜５および非特許文献１〜３のいずれにおいても考慮されていない。

また、予測最低ＣＴＯＤ値は、複数のＣＴＯＤ値を用いて累積頻度により求める。そのため、ＣＴＯＤ値のばらつきが大きいと、予測最低ＣＴＯＤ値が小さくなる。
例えば特許文献１では、鋼成分硬さパラメータC_eqHを低減することによりＨＡＺ全体の硬さを低減している。そのため、ＨＡＺ内部に生成するＭＡと、その周囲組織との硬さの差が大きくなり、ＭＡと周囲組織との境界に応力が集中しやすくなることが想定される。結果として、特許文献１では、ＣＴＯＤ値がばらついて、予測最低ＣＴＯＤ値が低下すると考えられる。
また、特許文献２〜５においては、鋼材に合金元素を添加する限りＨＡＺ内からＭＡを完全に無くすことは不可能である。そのため、ＭＡを原因としてＣＴＯＤ値がばらついて、予測最低ＣＴＯＤ値が低下すると考えられる。

そこで本発明は、溶接継手の溶接熱影響部におけるＣＴＯＤ値を高くでき、さらに、ＣＴＯＤ値のばらつきを低減することにより予測最低ＣＴＯＤ値を高くできる鋼を提供することを目的とする。

本発明の態様１は、
Ｃ ：０．０１〜０．１５質量％、
Ｓｉ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、
Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０２５質量％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０７質量％、
Ｃｕ：０質量％超、１．０質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、１．８質量％以下、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３質量％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１質量％、
Ｎｂ：０．００３質量％以上、０．０５質量％未満、および
Ｃｒ：１．２質量％以下（０質量％を含む）を含み、
残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼であって、
溶接した際に、ＭＡおよび当該ＭＡを囲む周囲組織を含む溶接熱影響部が形成され、
前記溶接熱影響部が下記式（１）を満足することを特徴とする鋼である。
ＭＨｈｒ＝ＭＡの硬さ／周囲組織の硬さ≦１．７２・・・（１）

本発明の態様２は、さらに、前記溶接熱影響部が下記式（２）を満足することを特徴とする態様１に記載の鋼である。
ＧＭｓｐ＝０．０６５×ＭＡＳ＋０．０２×ＧＳ≦２．００・・・（２）
ただし、ＭＡＳ：溶接熱影響部におけＭＡの最大サイズ[μｍ]であり、ＧＳ：溶接熱影響部における結晶粒径の最大サイズ[μｍ]。

本発明の態様３は、
Ｍｏ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、
Ｖ ：０．１質量％以下（０質量％を含む）、
Ｂ ：０．００５質量％以下（０質量％を含む）、および
Ｃａ：０．０００３〜０．００６質量％
の少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする態様１または２に記載の鋼である。

本発明の態様４は、さらに、下記式（３）を満足することを特徴とする態様１〜３のいずれか１つに記載の鋼である。
０．１０≦ＨＲｉ＝−１．０［Ｃ］＋０．１７［Ｍｎ］＋０．１［Ｎｉ］＋０．０５［Ｃｒ］−０．２５［Ｍｏ］−４．０［Ａｌ］≦０．４０・・・（３）
但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ａｌ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＡｌの質量％での含有量を示す。

本発明の態様５は、さらに、下記式（４）を満足することを特徴とする態様１〜４のいずれか１つに記載の鋼である。
ＧＭｓｄｆ＝−５０［Ｃ］＋９０［Ｍｎ］＋３７［Ｎｉ］＋７５［Ｃｕ］＋８０［Ｃｒ］−７０≧１１０・・・（４）
但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｕ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒの質量％での含有量を示す。

本発明の態様６は、
Ｃ ：０．０１〜０．１５質量％、
Ｓｉ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、
Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０２５質量％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０７質量％、
Ｃｕ：０質量％超、１．０質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、１．８質量％以下、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３質量％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１質量％、
Ｎｂ：０．００３質量％以上、０．０５質量％未満、および
Ｃｒ：１．２質量％以下（０質量％を含む）を含み、残部が鉄及び不可避不純物からなり、下記式（３）を満足する溶湯を調製する工程と、
前記溶湯からスラブを作製する工程と、
前記スラブを圧延する工程と、を含み、
前記溶湯を調製する工程において、Ａｌを添加してから１０分以上経過後に、Ｔｉを添加することを特徴とする、鋼の製造方法である。
０．１０≦ＨＲｉ＝−１．０［Ｃ］＋０．１７［Ｍｎ］＋０．１［Ｎｉ］＋０．０５［Ｃｒ］−０．２５［Ｍｏ］−４．０［Ａｌ］≦０．４０・・・（３）
但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ａｌ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＡｌの質量％での含有量を示す。

本発明の態様７は、前記溶湯が、さらに下記式（４）を満足することを特徴とする態様６に記載の製造方法である。
ＧＭｓｄｆ＝−５０［Ｃ］＋９０［Ｍｎ］＋３７［Ｎｉ］＋７５［Ｃｕ］＋８０［Ｃｒ］−７０≧１１０・・・（４）
但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｕ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒの質量％での含有量を示す。

本発明によれば、溶接継手の溶接熱影響部におけるＣＴＯＤ値を高くでき、さらに、ＣＴＯＤ値のばらつきを低減することにより予測最低ＣＴＯＤ値を高くできる鋼を提供することができる。

実施例における鋼材（試料Ｎｏ．６）を一例として、８つのＣＴＯＤ試験結果から累積頻度により予測最低ＣＴＯＤ値を算出する方法を説明するグラフである。 ＭＨｈｒと予測最低ＣＴＯＤ値との関係を示すグラフである。 ＨＲｉとＭＨｈｒとの関係を示すグラフである。 ＧＭｓｐと予測最低ＣＴＯＤ値との関係を示すグラフである。 ＧＭｓｄｆとＧＭｓｐとの関係を示すグラフである。

本発明は、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼に関するものである。
本発明の鋼は、小入熱溶接および中入熱溶接において特に劣化が著しい溶接熱影響部の靭性について、小〜中入熱溶接であっても靭性低下を抑制できる、という特徴を有する。よって、本発明の鋼は、小〜中入熱溶接（例えば、溶接入熱0.5〜15kJ/ｍｍ）に好適である。
また、厚鋼板では、多層盛溶接が多用されており、複数回の加熱を受けた溶接熱影響部（例えば、Intercritically Reheated Coarse Grain HAZ：IRCG HAZなど）が形成される。そのような熱影響部は劣化が著しいが、本発明の鋼では、その劣化を抑制することができる。よって、本発明の鋼は、多層盛溶接にも好適である。
以下に、本発明の実施形態に係る鋼について詳述する。

＜実施の形態１＞
小入熱溶接または中入熱溶接で多層盛溶接を行うと、溶接部のＦＬ部（Fusion Line）の靭性が最も劣化する。本実施形態に係る鋼は、多層盛溶接して製造した構造物のＣＴＯＤ値を向上でき、かつそのＣＴＯＤ値のばらつきを低減できる高強度鋼を提供する。ＣＴＯＤ値が全体的に高く、かつそれらのばらつきが少ないことにより、予測最低ＣＴＯＤ値を向上できる。すなわち、本発明の鋼を使用することにより、多層盛溶接して製造した構造物は、高い安全性を確保できる。

本発明者らは、溶接熱影響部の破壊メカニズムについて詳細に検討した。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）に存在するＭＡは、周囲の組織と比較して硬い。この硬度差が原因で、ＨＡＺに外力が付与されたときにＭＡと周囲組織の境界に応力が集中し、その結果、ＭＡを起点として脆性亀裂が生じる（非特許文献３）。そこでＭＡを起点とした脆性亀裂の発生を抑制することが重要となる。

また、上述した通り、下記の式（Ｘ）を満足することで、「発生した脆性亀裂が隣接する結晶粒へ伝播」し、そして「伝播した亀裂が隣接粒界を突破」して、マクロな破壊に至る（非特許文献１）。
破壊の限界条件：σ_ＭＡＸ≧σ_F・・・（Ｘ）
ここでσ_ＭＡＸ：亀裂先端の最大主応力、σ_F：局所破壊応力である。
マクロ破壊の破壊条件となるσ_Fは、ＭＡ部に生じた亀裂サイズ（つまりＭＡの直径に相当）が大きいほど、小さくなる。さらに、脆性亀裂の発生部分に隣接する結晶粒の粒径（つまり、溶接熱影響部の粒径に相当)が大きいほど、σ_Fは小さくなる。σ_Fは小さくなることは、ＣＴＯＤ値が低下することを意味する。
つまり、脆性亀裂の伝播を抑制するためには、ＭＡサイズおよび溶接熱影響部の粒径の双方の粗大化を抑制することが重要となる。

このような破壊メカニズムを考慮して、本発明者らは、溶接熱影響部中において、ＭＡと、ＭＡを囲む組織（周囲組織について検討した。特に、「ＭＡと周囲組織の硬さの差」および「ＭＡと周囲組織の粗大化」に注目し、「ＭＡと周囲組織の硬さの差の低減」および「ＭＡと周囲組織の粗大化の抑制」について鋭意研究を行った。その結果、小〜中入熱の多層盛溶接時に最も靭性が劣化する溶接部のＦＬ部において、ＣＴＯＤ値のばらつきを低減させ、累積頻度による予測最低ＣＴＯＤ値を向上させることについて、以下の知見を得た。

１．溶接熱影響部
（１）ＭＡと周囲組織の硬さの差
本発明者らは、ＭＡの硬さを低減すると共に、ＭＡの周囲組織の硬さを向上させることでＭＡと周囲組織との硬度差を低減させることを検討した。
本発明では、溶接熱影響部の組織において、式（１）で示すように、ＭＨｈｒ（ＭＡとＨＡＺの硬さ比：MA HAZ hardness ratio）を１．７２以下に制御する。ＭＨｈｒを１．６４以下に制御するのが好ましい。なお、ＭＨｈｒの下限は特に限定されず、例えば１未満であってもよい。
ＭＨｈｒ＝ＭＡの硬さ／周囲組織の硬さ≦１．７２・・・（１）

なお、式（１）における「ＭＡの硬さ」および「周囲組織の硬さ」は、溶接熱影響部内におけるＭＡおよびその周囲組織で測定する。しかしながら、多層盛溶接においては、様々な熱履歴を有する溶接熱影響部が存在する。本発明においては、多層盛溶接を行った場合には、溶接熱影響部のうちでもIRCG HAZ部のＭＡおよび周囲組織の硬さを測定した。なお溶接熱影響部のIRCG HAZ部は非特許文献６に準拠して同定した。

発明者らは、式（３）に示すように、ＨＲｉ（硬さ比インデックス：Hardness Ratio Index）を０．１０以上、０．４０以下に制御すると、上述のＭＨｈｒを１．７２以下に制御しやすいことを見いだした。
０．１０≦ＨＲｉ＝−１．０［Ｃ］＋０．１７［Ｍｎ］＋０．１［Ｎｉ］＋０．０５［Ｃｒ］−０．２５［Ｍｏ］−４．０［Ａｌ］≦０．４０・・・（３）
但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ａｌ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＡｌの質量％での含有量を示す。
溶接熱影響部組織の硬さは、例えばＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加によって上昇させることができる。またＭＡの硬さは、ＭＡ中のオーステナイトの割合を増加させることでＭＡの硬さを低減させることができる。オーステナイトの割合を増加させる、つまりオーステナイトを安定化させる代表的な元素としてＭｎ、Ｎｉが挙げられる。上記各元素の効果を考慮するとＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒの添加によりＭＡの硬さを低減させつつＭＡ周囲の硬さを向上させ、結果としてＭＨｈｒを１．７２以下に制御するのが容易になる。

一方でＭｏ、Ａｌはフェライト生成元素でありオーステナイトを安定化させにくい元素でありＭＡの硬さが上昇しやすいため、添加しない方が好ましい。しかし例えばＡｌは脱酸元素として有用であり、Ｍｏも強度を向上させるのに有用な元素である。そこでこれら元素を添加してもＭＨｈｒを１．７２以下とするためにＨＲｉを指標として用いた。
ＨＲｉが０．１０未満では、熱影響部組織の硬さが不十分になる可能性、またはＭＡの硬さが高くなり過ぎる可能性がある。その結果、硬さ比の指標であるＭＨｈｒが１．７２を超えるおそれがある。ＨＲｉが０．４０を超えると、熱影響部組織の硬さが必要以上に上昇しＣＴＯＤ値が劣化するおそれがあるため好ましくない。
さらに、ＨＲｉは、０．１２以上、０．３８以下であるのがより好ましく、０．２０以上、０．３５以下であるのが特に好ましい。

ここで、ＭＨｈｒを１．７２以下に制御するためには、ＨＲｉだけでなく、製鋼段階において、ＡｌとＴｉの添加のタイミングを制御することが有効である。具体的には、Ａｌを添加した後、１０分以上経過した後にＴｉ添加を添加するのが好ましい。
先にＴｉを添加し、後からＡｌと添加した場合、またはＡｌを添加してから１０分未満でＴｉを添加した場合、Ａｌが溶鋼中の酸素と十分反応しない場合がある。そのため、Ａｌが固溶Ａｌ（ｓ−Ａｌ）となり、オーステナイトが安定せず、ＭＡの硬さを十分に低減できないおそれがある。
そこで製鋼段階においてＡｌを添加してからＴｉ添加し、かつＡｌ添加からＴｉ添加までの時間を１０分以上とするのが好ましい。Ａｌ添加からＴｉ添加までのさらに好ましい時間は１５分以上である。

（２）ＭＡと周囲組織の粗大化
ＭＡと周囲組織の硬さの差を低減した上で、さらに、ＭＡと周囲組織の粗大化を抑制することで、予測最低ＣＴＯＤ値をさらに向上することができる。ＭＡと周囲組織の粗大化は、ＧＭｓｐ（ＨＡＺ粒径×ＭＡサイズパラメータ：Grain MA size parameter）で規定することができる。

式（２）で示すように、ＧＭｓｐ（ＨＡＺ粒径×ＭＡサイズパラメータ：Grain MA size parameter）が２．００以下であると、溶接熱影響部におけるＭＡの最大サイズおよび結晶粒径の最大サイズの粗大化が低減されて、マクロ破壊を抑制できる。
ＧＭｓｐ＝０．０６５×ＭＡＳ＋０．０２×ＧＳ≦２．００・・・（２）
ここで、ＭＡＳ：溶接熱影響部におけるＭＡの最大サイズ [μm]
ＧＳ：溶接熱影響部における結晶粒径の最大サイズ [μm]

式（２）において、「溶接熱影響部におけるＭＡの最大サイズ」および「溶接熱影響部における結晶粒径の最大サイズ」は、多層盛溶接で形成されるIRCG HAZ部（非特許文献６）に形成されたＭＡの粒径および結晶粒径の円相当径から求めた。また、「結晶粒径」は、方位差が１５度以上の粒界を対象とした。
ＧＭｓｐは、２．００以下であるのが好ましく、１．８０以下であるのがより好ましく、１．２０以下であるのが特に好ましい。

発明者らは、式（４）に示すように、ＧＭｓｄｆ（ＨＡＺ粒状ＭＡサイズ駆動力：Grain MA size driving force）を１１０以上に制御すると、ＧＭｓｐを２．００以下に制御しやすくなることを見いだした。
ＧＭｓｄｆ＝−５０［Ｃ］＋９０［Ｍｎ］＋３７［Ｎｉ］＋７５［Ｃｕ］＋８０［Ｃｒ］−７０≧１１０・・・（４）
但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｕ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒの質量％での含有量を示す。

溶接熱影響部のＭＡは溶接熱影響部の結晶粒界にそって生成することから、生成するＭＡの粗大化を抑制するには、溶接熱影響部の結晶粒径を微細化することが重要となる。溶接熱影響部組織を微細化させるには変態駆動力を上昇させることが効果的であり、例えばＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加によって上昇させることができる。一方で、上述した通りＭｏ、Ａｌはフェライト生成元素でありオーステナイトを安定にする元素ではないためＭＡの硬さが上昇しやすいため、添加しない方が好ましい。そこで溶接熱影響部のＭＡの硬さ上昇を抑えつつ、溶接熱影響部の組織（周囲組織）およびＭＡを微細化させるためには、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒを主体とした成分設計が必要であり、本発明では制御指標としてＧＭｓｄｆを用いた。
ＧＭｓｄｆは、１１０以上であるのが好ましく、１２０以上であるのがより好ましく、１７０以上であるのが特に好ましい。

２．成分組成
上述のように、鋼の成分組成は、ＨＲｉおよびＧＭｓｄｆが所定の値となるように制御する。さらに、以下の理由から、鋼の成分組成の含有量を個々に制御する。
まず、基本となる元素について説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。なお、成分組成について単位の％表示は、すべて質量％を意味する。

（Ｃ：０．０１〜０．１５％）
Ｃは強度を得るため０．０１％以上は必要であるが、０．１５％超では溶接ＨＡＺの特性を劣化させ、−２０℃のＣＴＯＤ特性を満足できないため０．１５％を上限とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．０２％であり、上限は、好ましくは０．０８％である。

（Ｓｉ：０．５％以下（０％を含む））
Ｓｉは良好なＨＡＺ靭性を得るために少ない方が好ましい。しかしながら、０．５％超ではＨＡＺ靭性を害するため、０．５％を上限とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは０．４％である。

（Ｍｎ：０．６〜２．０％）
Ｍｎは、ＨＡＺ靭性に対して有害な粒界からの変態を抑制する効果を有する。しかし２．０％超では熱影響部硬さが増加し、靭性が劣化するため２．０％を上限とした。Ｍｎ量の下限は、好ましくは１．３％であり、上限は、好ましくは１．９％である。

（Ｐ：０％超、０．０３％以下）
Ｐは、不可避不純物として含有され、粒界に偏析して鋼の靱性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、工業生産的な制約もあり、０．０３％を上限とした。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０２％である。

（Ｓ：０％超、０．０２５％以下）
Ｓは、不可避不純物として含有され、母材靭性、ＨＡＺ靭性の観点からともに少ない方がよいが、工業生産的な制約もあり、０．０２５％を上限とした。Ｓ量の上限は、好ましくは０．０１０％である。

（Ａｌ：０．０１〜０．０７％）
Ａｌは、ＭＡを生成させるために少ない方が好ましいが、脱酸元素として有用であるため０．０７％を上限とした。Ａｌ量の下限は、好ましくは０．０２％であり、上限は、好ましくは０．０５％である。

（Ｃｕ：０％超、１．０％以下）
Ｃｕは、ＨＡＺ靭性の劣化が少なく、母材の強度を向上させる効果があり有効である。しかし１．０％超では熱影響部硬さが増加し、靭性が劣化するため１．０％を上限とした。Ｃｕ量の下限は、好ましくは０．１５％であり、上限は、好ましくは０．８５％である。

（Ｎｉ：０％超、１．８％以下）
Ｎｉは、ＨＡＺ靭性の劣化が少なく、母材の強度を向上させる効果があり有効で、ＩＣＨＡＺの硬さの増加も少なく有効であるが、高価な合金であるため、１.８％未満を制
限範囲とした。Ｎｉ量の下限は、好ましくは０．１５％であり、上限は、好ましくは１．６％である。

（Ｔｉ：０．００３〜０．０３％）
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物を生成させミクロ組織を微細化させるが、多すぎるとＴｉＣを生成し、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．００３〜０．０３％が適正範囲である。Ｔｉ量の下限は、好ましくは０．０１％であり、上限は、好ましくは０．０２％である。

（Ｎ：０．００１〜０．０１％）
Ｎは、Ｔｉ窒化物生成に必要であるが、０．００１％未満では効果が少なく、０．０１％超ではＨＡＺ靭性を劣化させるため０．０１％を上限とした。Ｎ量の下限は、好ましくは０．０３％であり、上限は、好ましくは０．０８％である。

（Ｎｂ：０．００３％以上、０．０５％未満）
Ｎｂは、母材の強度と靭性の観点から有益であるが、ＨＡＺ靭性には有害である。このため、ＨＡＺ靭性を著しく低下しない範囲である０．０５％未満まで添加できる。Ｎｂ量の下限は、好ましくは０．００６％であり、上限は、好ましくは０．０４％である。

（Ｃｒ：１．２％以下（０％を含む））
Ｃｒは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素であるが、過剰に添加すると継手ＣＴＯＤ特性を低下させるため、１．２％を上限とした。Ｃｒ量の下限は、好ましくは０．０１％であり、上限は、好ましくは１．１％である。

（残部）
好ましい１つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。

しかし、この実施形態に限定されるものではない。本発明の鋼の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。

（Ｍｏ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、Ｖ：０．１質量％以下（０質量％を含む）、Ｂ：０．００５質量％以下（０質量％を含む）、およびＣａ：０．０００３〜０．００６質量％の少なくとも１種）
本実施の形態に係る鋼は、Ｍｏ、Ｖ、ＢおよびＣａのいずれか１種以上を含有してもよい。各合金元素について詳述する。

（Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む））
Ｍｏは、鋼の焼入れ性の向上を介して強度を向上させる元素であるが、過剰に添加すると継手ＣＴＯＤ特性を低下させるため、添加する場合は０．５０％を上限とした。Ｍｏ量の上限は、好ましくは０．３％である。

（Ｖ：０．１％以下（０％を含む））
Ｖは、母材の強度を向上させる元素であるが、０．１％を超えるとＨＡＺ靭性の低下を招くため、添加する場合は、０．１％を上限とした。Ｖ量の上限は、好ましくは０．０８％である。

（Ｂ： ０．００５％（０％を含む））
Ｂは、極微量の含有で焼入れ性を向上させ、それにより鋼板の強度を向上させるのに有効な元素であるが０．００５０％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性が低下するようになるため、添加する場合は、０．００５０を上限とした。Ｂ量の上限は、好ましくは０．００３％である。

（Ｃａ：０．０００３〜０．００６％）
Ｃａは、多層盛溶接ＨＡＺの靭性を向上させるための介在物に必要な元素であり、０．０００３％以上の含有が必要である。一方、０．００６％を超える含有は、かえって継手ＣＴＯＤ特性が低下するため、０．００６を上限とした。Ｃａ量の下限は、好ましくは０．０００８％であり、上限は、好ましくは０．００５％である。

３．製造方法
次に本発明に係る鋼の製造方法について説明する。
圧延方法は特に規定するものではないが、鋼の降伏強度（ＹＳ）が４２０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強度（ＴＳ）が５１０Ｎ／ｍｍ^２以上で、靭性(vTrs：シャルピー破面遷移温度)が−６０℃以下を確保するために加熱温度、未再結晶温度域での圧下率、冷却条件等を管理することが好ましい。以下に一例を示す。

所定の成分組成の鋼を溶製して、スラブを作製する。このとき、先にＡｌを添加し、その後にＴｉ添加する。また、Ａｌ添加からＴｉ添加までの時間を１０分以上、好ましくは１５分以上とする。ＴｉとＡｌの添加について、そのように制御することにより、Ａｌが溶鋼中の酸素と十分反応でき、鋼中の固溶Ａｌ（ｓ−Ａｌ）が低減されて、オーステナイトを安定化できる。その結果、ＭＡの硬さを十分に低減できる。
ＡｌおよびＴｉは、転炉で添加しても、炉外精錬の際に添加してもよい。

スラブの圧延に際し、その再加熱温度は９５０〜１２５０℃とする。再加熱温度が１２５０℃を超えると、Ｔｉ窒化物が粗大化して、母材の靭性劣化やＨＡＺ靭性改善効果が期待できないためである。また、９５０℃未満の再加熱温度では、圧延の負荷が大きく、生産性を著しく阻害するためである。

再加熱後に、加工熱処理を行う。この熱処理により、オーステナイト粒の微細化、およびミクロ組織の微細化を行うことができる。これにより、鋼板母材の強度向上や靭性を向上させることができる。本発明の鋼においては、優れたＨＡＺ靭性が得られるが、加工熱処理を行うことにより、母材の靭性も向上できる。なお、加工熱処理法の条件として、未再結晶域温度における累積圧下率が３０％以上であるのが望ましい。

所定の強度を確保するために、圧延を完了した後、Ａｒ_３変態点以上から冷却することが好ましい。この冷却では、６５０℃以下まで冷却する。冷却した後、Ａｒ_３変態点以下の温度に再加熱してもよい。そのような再加熱により本発明の鋼の特徴は損なわれない。上記Ａｒ_３変態点は、下記式（５）によって求められる値である。尚、本発明で規定する成分組成では、Ａｒ_３変態点は６９０〜７８０℃程度となる。
Ａｒ_３変態点＝９１０−２３０×［Ｃ］＋２５×［Ｓｉ］−７４×［Ｍｎ］−５６×［Ｃｕ］−１６×［Ｎｉ］−９×［Ｃｒ］−５×［Ｍｏ］−１６２０×［Ｎｂ］・・・（５）但し、[Ｃ]，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｎｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＮｂの質量％での含有量を示す。

以上に説明した本発明の実施形態に係る鋼の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明に係る鋼を得ることができる可能性がある。

４．溶接方法
上述の通り、本発明の鋼は、アーク溶接、ガス溶接、レーザービーム溶接等の一般的な溶接方法によって溶接することができる。具体的には、例えばＳＡＷ溶接（Submerged arc welding法）が挙げられる。溶接入熱は、小入熱〜中入熱での範囲(０．５〜１５ｋＪ／ｍｍ)が適している。適している入熱量は１３ｋJ／ｍｍ以下の入熱量であり、特に、約７．０ｋＪ／ｍｍ以下の入熱量での溶接が好適である。

以下に、実施例について詳述する。なお、表１〜表４において、下線を付した数値は、本発明の範囲から外れていることを示している。

（厚鋼板の製造）
１５０ｋｇ真空溶製で、表１に記載の試料Ｎｏ．１〜１０の成分組成を溶製し、仕上厚２５ｍｍとして厚鋼板を製造した。製造条件を表２に記載する。
表１の成分組成のうち、Ｔｉを除く全ての合金元素（Ａｌを含む）を添加して溶融した。その後、所定時間（表２の「Ｔｉ添加までの時間」）経過後に、Ｔｉを添加し、スラブを作製した。スラブを、表２の「加熱温度」に加熱した後、圧延開始温度まで温度制御した。その後温調圧延により、未再結晶γ域での累積圧下率が表２の「累積圧下率」となる圧延を実施し、表２に記載の仕上厚まで圧下した。なお、仕上厚となったときの鋼板の表面温度を表２の「仕上圧延温度」（Finish Rolling Temperature：ＦＲＴ）に記載した。表２の仕上厚まで圧延した後、表２に記載したように、冷却開始温度（Start Cooling Temperature：ＳＣＴ）から冷却停止温度（Finish Cooling Temperature：ＦＣＴ）の間の温度域において、約10〜16℃/ｓの平均冷却速度で冷却した。表２には、鋼の成分組成（表１）と上述した式（５）とを用いて求めたＡＲ_３変態点も記載した。表２から分かるように、いずれの試料でも、ＳＣＴはＡｒ_３変態点以上であった。
得られた厚鋼板について、（１）母材引張試験および（２）母材衝撃試験を行った。

また、表１には、各厚鋼板の成分組成から求めたパラメータ（ＨＲｉ、ＧＭｓｄｆおよびＣｅｑ）も記載した。各パラメータは、以下の式により求めた。但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｃｕ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々、Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，ＭｏおよびＶの質量％での含有量を示す。
ＨＲｉ＝−１．０［Ｃ］＋０．１７［Ｍｎ］＋０．１［Ｎｉ］＋０．０５［Ｃｒ］−０．２５Ｍｏ−４．０Ａｌ
ＧＭｓｄｆ＝−５０［Ｃ］＋９０［Ｍｎ］＋３７［Ｎｉ］＋７５［Ｃｕ］＋８０［Ｃｒ］−７０
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５

（厚鋼板の溶接）
厚鋼板を多層盛溶接して、溶接熱影響部の各種試験用試料を調製した。溶接は、一般的に試験溶接として用いられている炭酸ガス溶接（ＦＣＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になるようにＫ開先で実施した。また溶接入熱は、溶接後の冷却速度が速くＭＡが生成しやすい条件となる１．５〜２．０ｋＪ／ｍｍで実施した。適用される溶接法については、上記のような条件で多層盛溶接が実施できるものであれば何ら限定されず、代表的な溶接法として、ＭＩＧ溶接（ｉｎｅｒｔ−ｇａｓ ｍｅｔａｌ−ａｒｃ ｗｅｌｄｉｎｇ法）、炭酸ガスアーク溶接、およびＭＡＧ溶接（ｍｅｔａｌ ａｃｔｉｖｅ−ｇａｓ ｓｈｉｅｌｄｅｄ ａｒｃ ｗｅｌｄｉｎｇ法）等が挙げられる。
得られた試料を用いて、（３）溶接熱影響部ＣＴＯＤ値の測定、（４）溶接熱影響部の硬さ測定、（５）Ｆ溶接熱影響部のＭＡの平均円相当径の測定、および（６）溶接熱影響部の組織粒径の測定を行った。

（１）母材強度の測定
各厚鋼板から、ＪＩＳＺ ２２０１の４号試験片を作製した。厚鋼板の厚さをｔとしたとき、試験片は、厚鋼板の表面から深さｔ／４の位置から、圧延方向と垂直方向に切り出した。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って各１回の引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）および引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を測定した。降伏強度（ＹＳ）が４２０Ｎ／ｍｍ^２以上かつ引張強度（ＴＳ）が５１０Ｎ／ｍｍ^２以上で、「良好」であると評価した。

（２）母材靭性の測定
各厚鋼板から、ＪＩＳ Ｚ２２４２のＶノッチシャルピー衝撃試験片を３本ずつ採取した。試験片は、厚鋼板の表面から深さｔ／２の位置から、圧延方向と垂直方向に切り出した。このとき、試験片の軸心（長手軸）が、厚鋼板の深さｔ／２の位置となるように採取した。３本の試験片を用いて、−８０℃でシャルピー衝撃試験を３回実施した。各々のシャルピー衝撃試験片の脆性破面率を測定し、その平均値を求めた。平均脆性破面率が５０％以下であるとき、即ち破面遷移温度が−６０℃以下であるとき、母材靭性がより優れていると評価した。

（３）溶接熱影響部ＣＴＯＤの測定
ＣＴＯＤ試験は、ＢＳ７４４８−１（非特許文献５）に準拠して行った。試験片のサイズは板厚ｔ（＝２５ｍｍ）×幅Ｗ（＝２ｔ：５０ｍｍ）×長さL（＝４．６Ｗ：２３０ｍｍ）とした。ノッチは、圧延方向に垂直な面に、板厚方向に沿って導入した。ノッチは疲労き裂により導入した。ノッチ位置は、溶接熱影響部において最も低靭性になると考えられているIRCG HAZ(Intercritically Reheated Coarse Grain HAZ)部がノッチ先端に含まれるように設定した。具体的にはAPI RP2Z（非特許文献６）の規定に従ってIRCG HAZ部を同定し、板厚方向中心部2/3の領域（つまり、板厚方向において、鋼板の表面および裏面から1/6の範囲を除いた中央の領域）において、ＣＴＯＤ試験後のセクショニング時に、ノッチ先端に含まれるIRCG HAZ部の面積率が１５％以上となるようにノッチを導入した。

なおIRCG HAZが最も低靭性となると考えられているのは、他のHAZ部と比較してMAが多く生成するためである。本実施例は、当該IRCG HAZにノッチを導入してＣＴＯＤ試験を実施している。よって、他のHAZ部にノッチを導入してＣＴＯＤ測定を行った場合には、本実施例の結果よりも良好な結果が得られると考える。すなわち、本実施例では、極めて厳しい条件でＣＴＯＤ測定を行っているため、この試験で良好な結果となった鋼であれば、IRCG HAZ以外の他のHAZ部にノッチを導入した場合にも良好なＣＴＯＤ値を有する鋼であることを保証し得る。なお、他のHAZ部としては、例えばSC HAZ(Subcritically HAZ)が挙げられる。

各鋼材で８本以上の試験用試料を準備して、溶接継手のＣＴＯＤ測定を行った。ＣＴＯＤ測定試験の試験温度は−２０℃とした。なおＣＴＯＤ試験後に、試験用試料を非特許文献６の規定に従ってセクショニングして、板厚方向中心部2/3の領域において、IRCG HAZの面積率が、疲労ノッチ先端の１５％以上となっているかどうか検証した。「IRCG HAZの面積率１５％以上」の要件を満たした試験用試料を８本確保して、それらの測定結果（８つ）から予測最低ＣＴＯＤ値を算出した。

表４には、測定で得られた８つの限界ＣＴＯＤ値を、累積頻度により整理して記載すると共に、累積確率１０％における値（これを「予測最低ＣＴＯＤ値」とした）を記載した。図１のグラフは、表４の試料Ｎｏ．６について、縦軸を累積頻度、横軸を限界ＣＴＯＣ値としてプロットしたものである。近似曲線が類似頻度１０％のときの値が、予測最低ＣＴＯＤ値（図１では、０．９０）である。

また、ＢＳ７４４８−１（非特許文献５）に従って、ＣＴＯＤ測定の際に、荷重-ノッチ開口変位(notch opening displacement)曲線を作成した。当該曲線を、ＢＳ７４４８−１（非特許文献５）の判定基準に従って破壊パターン（パターン１〜６）に分類し、表４の「破壊パターン」の欄に１〜６のいずれかの番号を記載した。各試料Ｎｏ．の厚鋼板で８つの試料を準備してＣＴＯＤ測定を行ったので、表４では、各試料Ｎｏ．で８つの破壊パターンの番号を記載した。
パターン６は、最大荷重を示した後に脆性破壊が生じることを示し、靭性の観点から最も好ましい。パターン４は、疲労亀裂先端からすべり変形とその後に微小空洞合体型の延性亀裂が発生し、荷重増加に伴い延性亀裂が安定的に成長したのち、最終的に脆性破壊が生じることを示す。一方、パターン２は、パターン４よりも早期に脆性破壊が生じることを示し、靭性の観点から好ましくない。

（４）溶接熱影響部の硬さの測定
硬さ測定は、板厚をｔとしたとき、各鋼板の表面から深さｔ／４の箇所で、板厚方向±３ｍｍの範囲内にあるIRCG HAZ部で行った。上述した通り、IRCG HAZ部が最も低靭性であり、ＭＡと周囲組織との硬さの差が大きいと考えられるためである。非特許文献６の規定に従ってIRCG HAZ部を同定し、当該IRCG HAZ部の硬さを下記要領で測定した。

溶接熱影響部のＭＡの硬さは、マイクロビッカース試験機を用いて、溶接継手のIRCG HAZ部におけるＭＡに、荷重１ｇで圧痕を５点打ち込み、その平均値を「溶接熱影響部のＭＡの硬さ」とした。
同様に、IRCG HAZ部におけるＭＡ周囲の組織（フェライトまたはベイナイト）の硬さも、マイクロビッカース試験機を用いて、IRCG HAZ部における周囲組織に、荷重１ｇで圧痕を５点打ち込み、その平均値を「溶接熱影響部の周囲組織の硬さ」とした。
それらの平均値を下記の式に代入して、ＭＨｈｒを算出した。
ＭＨｈｒ＝ＭＡの硬さ／周囲組織の硬さ

また、ＭＨｈｒの計算結果を用いて、試料Ｎｏ．１〜１０について、ＭＨｈｒと予測最低ＣＴＯＤ値との関係を図２にプロットした。図２では、縦軸を予測最低ＣＴＯＤ値、横軸をＭＨｈｒとした。試料Ｎｏ．１〜３を×印、試料Ｎｏ．４〜７を●印、試料Ｎｏ．８〜１０を○印とした。図２から、ＭＨｈｒの低減により、予測最低ＣＴＯＤ値を向上できることがわかる。

さらに、ＭＨｈｒの計算結果を用いて、試料Ｎｏ．１〜１０について、ＨＲｉ（表１）とＭＨｈｒとの関係を図３にプロットした。図３では、縦軸をＭＨｈｒ、横軸をＨＲｉとした。図３から、ＨＲｉの増加によりＭＨｈｒを低減できることがわかる。

（５）溶接熱影響部のＭＡの平均円相当径の測定
ＭＡの平均円相当径の測定は、板厚をｔとしたとき、各鋼板の表面から深さｔ／４の箇所で、板厚方向±３ｍｍの範囲（この部分を「測定領域」とする）内にあるIRCG HAZ部 に形成されたＭＡについて行った。
各鋼板溶接継手材（試験用試料）について、圧延方向に垂直な面で切断し、その断面をレペラ試薬で腐食し、上記測定領域内のIRCG HAZ部を１０００倍にて光学顕微鏡で観察した。なお、観察位置は、表面から深さｔ／４の位置かつＦＬ部の位置とした。５６００μｍ^２の面積を有する視野を２視野撮影し、画像解析によりＭＡの円相当径（以下、「ＭＡ平均円相当径」と呼ぶ）を算出した。２視野から得られた２つの「ＭＡ平均円相当径」のうち大きい値を、その鋼板溶接継ぎ手材における「ＭＡの最大サイズ」とした。

（６）溶接熱影響部の結晶粒径の測定
結晶粒径の測定は、板厚をｔとしたとき、各鋼板の表面から深さｔ／４の箇所で、板厚方向±３ｍｍの範囲（この部分を「測定領域」とする）内にあるIRCG HAZ部で行った。
各鋼板溶接継手材について、圧延方向に垂直な面で切断し、その断面を走査型電子顕微鏡を用いてＥＢＳＰ法により１００μｍ×１００μｍの視野を０．２μｍのステップ間隔で結晶方位を測定した。方位差が１５度以上の粒界を対象として測定して、最大粒径をその鋼の「結晶粒径の最大サイズ」とした。

得られた「ＭＡの最大サイズ（ＭＡＳ）」と「結晶粒径の最大サイズ（ＧＳ）」を下記の式に代入して、ＧＭｓｐを算出した。
ＧＭｓｐ＝０．０６５×ＭＡＳ＋０．０２×ＧＳ

また、ＧＭｓｐの計算結果を用いて、試料Ｎｏ．１〜１０について、ＧＭｓｐと予測最低ＣＴＯＤ値との関係を図４にプロットした。図４では、縦軸を予測最低ＣＴＯＤ値予測最低ＣＴＯＤ値、横軸をＧＭｓｐとした。試料Ｎｏ．１〜３を×印、試料Ｎｏ．４〜７を●印、試料Ｎｏ．８〜１０を○印とした。図４から、ＧＭｓｐの低減により予測最低ＣＴＯＤ値を向上できることがわかる。

さらに、ＧＭｓｐの計算結果を用いて、試料Ｎｏ．１〜１０について、ＧＭｓｄｆ（表
１）とＧＭｓｐとの関係を図５にプロットした。図５では、縦軸をＧＭｓｐ、横軸をＧＭｓｄｆとした。図５から、ＨＲｉの増加によりＧＭｓｄｆを低減できることがわかる。

表３および表４の結果を考察する。

（発明例および比較例の評価）
試料Ｎｏ．４〜１０は、本発明で規定する要件（成分組成およびＭＨｈｒ≦１．７２）を満たしており、−２０℃における予測最低ＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上と良好な破壊靭性を示した。また、破壊パターンはパターン６またはパターン４であり、パターン２のものはなかった。このことからも、良好な靭性を有していることがわかる。さらに、降伏強度（ＹＳ）が４２０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強度（ＴＳ）が５１０Ｎ／ｍｍ^２以上でと、優れた機械的特性も有していた。
特に試料Ｎｏ．８〜１０の鋼材は、ＭＨｈｒが１．６４以下で、且つＧＭｓｐが１．２０以下であるため、予測最低ＣＴＯＤ値が１．１以上と特に高くなった。そして、破壊パターンは全てパターン６であり、優れた靭性を有することがわかった。

試料Ｎｏ．１および２の鋼材は、ＨＲｉ、ＧＭｓｄｆが好ましい範囲から外れており、ＭＨｈｒが本発明の範囲外になった。そのため、予測最低ＣＴＯＤ値が低い値となった。また、破壊パターンはパターン２のものが存在し、パターン６のものはなかった。これらの結果から、試料Ｎｏ．１および２の鋼材は、靭性が低いことがわかった。
試料Ｎｏ．３の鋼材は、製造条件において、Ａｌ添加後にＴｉ添加するまでの時間が短かったため、ＭＨｈｒが本発明の範囲外になった。そのため、予測最低ＣＴＯＤ値が低い値となった。また、破壊パターンはパターン２またはパターン４であり、パターン６のものはなかった。これらの結果から、試料Ｎｏ．３の鋼材は、靭性が低いことがわかった。

このように、本発明に係る鋼は、予測最低ＣＴＯＤ値が高く、低温環境での使用に好適であることがわかった。

Claims (7)

1. Ｃ ：０．０１〜０．１５質量％、
   Ｓｉ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、
   Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、
   Ｐ ：０質量％超、０．０３質量％以下、
   Ｓ ：０質量％超、０．０２５質量％以下、
   Ａｌ：０．０１〜０．０７質量％、
   Ｃｕ：０質量％超、１．０質量％以下、
   Ｎｉ：０質量％超、１．８質量％以下、
   Ｔｉ：０．００３〜０．０３質量％、
   Ｎ ：０．００１〜０．０１質量％、
   Ｎｂ：０．００３質量％以上、０．０５質量％未満、および
   Ｃｒ：１．２質量％以下（０質量％を含む）を含み、
   残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼であって、
   溶接した際に、ＭＡおよび当該ＭＡを囲む周囲組織を含む溶接熱影響部が形成され、
   前記溶接熱影響部が下記式（１）を満足することを特徴とする鋼。
   ＭＨｈｒ＝ＭＡの硬さ／周囲組織の硬さ≦１．７２・・・（１）
2. さらに、前記溶接熱影響部が下記式（２）を満足することを特徴とする請求項１に記載の鋼。
   ＧＭｓｐ＝０．０６５×ＭＡＳ＋０．０２×ＧＳ≦２．００・・・（２）
   ただし、ＭＡＳ：溶接熱影響部におけＭＡの最大サイズ[μｍ]であり、ＧＳ：溶接熱影響部における結晶粒径の最大サイズ[μｍ]。
3. Ｍｏ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、
   Ｖ ：０．１質量％以下（０質量％を含む）、
   Ｂ ：０．００５質量％以下（０質量％を含む）、および
   Ｃａ：０．０００３〜０．００６質量％
   の少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする請求項１または２に記載の鋼。
4. さらに、下記式（３）を満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼。
   ０．１０≦ＨＲｉ＝−１．０［Ｃ］＋０．１７［Ｍｎ］＋０．１［Ｎｉ］＋０．０５［Ｃｒ］−０．２５［Ｍｏ］−４．０［Ａｌ］≦０．４０・・・（３）
   但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ａｌ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＡｌの質量％での含有量を示す。
5. さらに、下記式（４）を満足することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼。
   ＧＭｓｄｆ＝−５０［Ｃ］＋９０［Ｍｎ］＋３７［Ｎｉ］＋７５［Ｃｕ］＋８０［Ｃｒ］−７０≧１１０・・・（４）
   但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｕ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒの質量％での含有量を示す。
6. Ｃ ：０．０１〜０．１５質量％、
   Ｓｉ：０．５質量％以下（０質量％を含む）、
   Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、
   Ｐ ：０質量％超、０．０３質量％以下、
   Ｓ ：０質量％超、０．０２５質量％以下、
   Ａｌ：０．０１〜０．０７質量％、
   Ｃｕ：０質量％超、１．０質量％以下、
   Ｎｉ：０質量％超、１．８質量％以下、
   Ｔｉ：０．００３〜０．０３質量％、
   Ｎ ：０．００１〜０．０１質量％、
   Ｎｂ：０．００３質量％以上、０．０５質量％未満、および
   Ｃｒ：１．２質量％以下（０質量％を含む）を含み、残部が鉄及び不可避不純物からなり、下記式（３）を満足する溶湯を調製する工程と、
   前記溶湯からスラブを作製する工程と、
   前記スラブを圧延する工程と、を含み、
   前記溶湯を調製する工程において、Ａｌを添加してから１０分以上経過後に、Ｔｉを添加することを特徴とする、鋼の製造方法。
   ０．１０≦ＨＲｉ＝−１．０［Ｃ］＋０．１７［Ｍｎ］＋０．１［Ｎｉ］＋０．０５［Ｃｒ］−０．２５［Ｍｏ］−４．０［Ａｌ］≦０．４０・・・（３）
   但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ａｌ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＡｌの質量％での含有量を示す。
7. 前記溶湯が、さらに下記式（４）を満足することを特徴とする請求項６に記載の製造方法。
   ＧＭｓｄｆ＝−５０［Ｃ］＋９０［Ｍｎ］＋３７［Ｎｉ］＋７５［Ｃｕ］＋８０［Ｃｒ］−７０≧１１０・・・（４）
   但し、[Ｃ]，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｕ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒの質量％での含有量を示す。

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