JP2021188063A - 鋼材及び鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接後においても良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材を提供する。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭを含有し、残部はＦｅ及び不純物元素からなる鋼組成を備え、鋼中に、ＭｇとＭｎとの合計に対してＭｇの割合が原子％で７０％以上、９０％以下であるＭｇＭｎ系硫化物を含み、ＭｇＭｎ系硫化物は、円相当径０．００５μｍ以上、０．５μｍ未満のナノ硫化物と、円相当径０．５μｍ以上、５．０μｍ以下のマイクロ硫化物と、を含み、ナノ硫化物の個数密度が１．０×１０４〜３０．０×１０４個／ｍｍ２であり、マイクロ硫化物のうち、個数割合で８０％以上の前記マイクロ硫化物が、１原子％以上のＮを含む複合介在物であり、複合介在物の個数密度が２０〜３００個／ｍｍ２である、鋼材を採用する。【選択図】なし

Description

本発明は、溶接熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）靭性に優れる鋼材及びその製造方法に関する。

降伏応力が２６０〜７００ＭＰａ程度の高張力鋼板は、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種の溶接鋼構造物に用いられる。特に、液化ガス用のタンクの内壁に用いられる鋼板は、−５０〜−６０℃程度での低温靭性に優れることが求められる。また、溶接施工効率の向上のため、溶接を１パスで行うことが求められる。このような要望に応えるためには、１パス溶接により形成される溶接部の溶接熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）の組織の粗大化を抑制する必要がある。

ＨＡＺにおいては溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度が高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では、オーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。

特開２００２−３９８６号公報（特許文献１）、国際公開第２０１４／０９１６０４号（特許文献２）には、微細なＭｇ及びＭｎを含む硫化物粒子を鋼中に分散させ、硫化物粒子のピン止め効果により溶接時のγ粒成長を抑制して、−５℃若しくは−２０℃においてＨＡＺ靭性を向上させることが可能な鋼材が記載されている。

また、特開２０１６−１６４２８９号公報（特許文献３）には、Ｏ量、Ｔｉ量、Ｎ量の規制により酸化物や窒化物の粗大化を抑制し、Ｂ添加及び焼入れ性指数ＤＩ値の制御により微細ベイナイトの生成を促進し、Ｍ値の制御によるラス間への島状マルテンサイトの生成の抑制により、−５℃での超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させた鋼材が記載されている。

特開２００２−３９８６号公報 国際公開第２０１４／０９１６０４号 特開２０１６−１６４２８９号公報

しかし、最近では、上述のように、より低温でのＨＡＺ靭性の向上が求められており、ＨＡＺ組織のより一層の微細化を図る必要がある。本発明の課題は、溶接後においても良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材を提供することである。

上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用する。
［１］ 質量％で、
Ｃ ：０．０３０〜０．２５０％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．０２０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．２００％、
Ｎ ：０．００２０〜０．００５０％、
Ｏ ：０．０００７〜０．００２０％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を備え、
鋼中に、ＭｇとＭｎとの合計に対してＭｇの割合が原子％で７０％以上、９０％以下であるＭｇＭｎ系硫化物を含み、
前記ＭｇＭｎ系硫化物は、円相当径０．００５μｍ以上、０．５μｍ未満のナノ硫化物と、円相当径０．５μｍ以上、５．０μｍ以下のマイクロ硫化物と、を含み、
前記ナノ硫化物の個数密度が１．０×１０^４〜３０．０×１０^４個／ｍｍ^２であり、
前記マイクロ硫化物のうち、個数割合で８０％以上の前記マイクロ硫化物が、１原子％以上のＮを含む複合介在物であり、
前記複合介在物の個数密度が２０〜３００個／ｍｍ^２である、鋼材。
［２］ 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃｕ：１．５０％以下、
Ｎｉ：２．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．１００％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］に記載の鋼材。
［３］ 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｗ ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする、上記［１］または［２］に記載の鋼材。
［４］ 上記［１］乃至［３］の何れか一項に記載の鋼材の製造方法であって、
溶鋼に対して真空脱ガスを行い、前記溶鋼の溶存酸素濃度が０．００４０質量％以下になってから、Ｍｇを３０〜３００ｋｇ／分の速度で添加し、Ｍｇ添加後１０分以内に、窒素ガス流量を１．０Ｎｍ^３／分以上として還流を開始し、前記還流を１．０分間以上施す精錬工程と、
前記精錬工程後の前記溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．２℃／秒以上とする連続鋳造工程と、
前記連続鋳造後の前記鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱間圧延工程と、を備えることを特徴とする鋼材の製造方法。

本発明によれば、溶接後においても良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材を提供できる。特に本発明の鋼材に対して溶接を行うことにより形成されるＨＡＺは、−６０℃の極低温下での低温靭性に優れたものとなる。

本発明の実施形態に係る鋼材は、大量の製造実績があり、優れた量産プロセスであるＡｌ脱酸を含む製造方法により製造された鋼材であることを前提とする。
本発明者らは、板厚４０ｍｍ以下、降伏応力２６５ＭＰａ以上、引張強さ４２０〜５６０ＭＰａを満足する成分系を前提に、入熱量５〜３０ｋＪ／ｍｍ程度の溶接によって得られる、ＨＡＺの組織と靭性との関係に関する詳細な調査及び研究を実施した。その結果、従来の溶接によって得られるＨＡＺの組織制御又は靭性向上手段をそのまま適用しても、ＨＡＺの低温靭性は限られたものであるとの結論に達した。

溶接によって生じるＨＡＺ靭性を向上させるには、オーステナイト粒を著しく微細化（細粒化）する必要があり、オーステナイト粒の微細化には鋼中粒子によるピン止め効果の利用が有効である。本発明者らはＡｌ脱酸鋼を前提に各種の粒子について検討し、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌ含有量などを制御することにより、ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する、円相当径が０．５μｍ未満の微細なＭｇＭｎ系硫化物を、鋼中に多量に微細分散させることが有効であることを知見した。

しかしながら、円相当径が０．５μｍ未満のＭｇＭｎ系硫化物によるオーステナイト粒の微細化だけでは、−６０℃の極低温下におけるＨＡＺ靭性の向上効果は十分ではない。すなわち、−６０℃でのシャルピー試験の３本の平均値及び最低値で評価した場合、良好な値が得られないことがわかった。

そこで、本発明者らが更に検討したところ、従来は靭性向上の効果が小さいと考えられていた、円相当径が０．５〜５．０μｍのＭｇＭｎ系硫化物に着目し、この比較的粗大なＭｇＭｎ系硫化物と窒化物とを含む複合介在物を所定量存在させることで、ＨＡＺ組織にて粒内フェライトの生成を促進させてＨＡＺ組織を微細化させ、これにより、−６０℃での低温靭性を向上できることを見出した。

以下、本発明の実施形態に係る鋼材について説明する。
本実施形態の鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．２５０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１〜０．０２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．２００％、Ｎ：０．００２０〜０．００５０％、Ｏ：０．０００７〜０．００２０％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以下、残部：Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を備え、鋼中に、ＭｇとＭｎとの合計に対してＭｇの割合が原子％で７０％以上、９０％以下であるＭｇＭｎ系硫化物を含み、ＭｇＭｎ系硫化物は、円相当径０．００５μｍ以上、０．５μｍ未満のナノ硫化物と、円相当径０．５μｍ以上、５．０μｍ以下のマイクロ硫化物と、を含み、ナノ硫化物の個数密度が１．０×１０^４〜３０．０×１０^４個／ｍｍ^２であり、マイクロ硫化物のうち、個数割合で８０％以上のマイクロ硫化物が、１原子％以上のＮを含む複合介在物であり、複合介在物の個数密度が２０〜３００個／ｍｍ^２である。
また、本実施形態の鋼材は、Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｃｕ：１．５０％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１００％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
更に、本実施形態の鋼材は、Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｗ：１．００％以下、Ｓｎ：０．５０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有してもよい。

まず、本実施形態に係る鋼材の化学成分について説明する。以下の化学成分の説明では、質量％を％と表記する。また、以下の説明において元素含有量の上限値と下限値を「〜」で結んで範囲表示する場合、特に注釈しない限り、上限値と下限値を含む範囲を意味する。したがって、質量％で０．０１〜０．２０％と表記した場合、その範囲は０．０１質量％以上、０．２０質量％以下の範囲を意味する。

Ｃ：０．０３０〜０．２５０％
Ｃは、鋼材（母材）の強度を上昇させる元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満では、母材の強度向上の効果が小さいので、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。より好ましいＣ含有量は０．０６０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２５０％を超えると、脆性破壊の起点となる島状マルテンサイトやセメンタイトが大幅に増加するため、ＨＡＺ靭性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．２５０％以下とする。より好ましいＣ含有量は０．２００％以下であり、さらに好ましいＣ含有量は０．１５０％以下である。

Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｓｉは、焼入れ性を高め、母材強度の上昇に有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０２％未満では、所期の強度を確保することが困難となる。従って、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とする。より好ましいＳｉ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、過剰な固溶Ｓｉによる島状マルテンサイトに起因して、ＨＡＺ靭性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。より好ましいＳｉ含有量は０．４０％以下、または０．３５％以下である。

Ｍｎ：０．１０〜２．００％
Ｍｎは、ＭｇＭｎ系硫化物を構成する元素であり、必須の元素である。ＭｇＭｎ系硫化物を十分に得るためには、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする必要がある。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、強度とＨＡＺ靭性を確保する上でも不利となる。ＨＡＺ靭性を改善するために、Ｍｎ含有量を０．３０％以上又は０．６０％以上としてもよい。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、ＭｇＭｎ系硫化物が粗大化しやすくなり、ＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。ＨＡＺ靱性の向上のため、Ｍｎ含有量は、１．８０％以下、または１．６０％以下としてもよい。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元素であり、低いほうが望ましい。Ｐを０．０２０％超含有すると、ＭｇＭｎ系硫化物によってＨＡＺ組織のオーステナイト粒を微細化しても靭性低下が顕著となるので、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは、０．０１０％以下、更に好ましくは、０．００８％以下である。Ｐ含有量の下限値を特に制限する必要はないが、Ｐ含有量を０％にするのは、技術的に容易ではないので、Ｐ含有量は０％超としてもよく、０．００１％以上としてもよい。

Ｓ：０．００１〜０．０２０％
Ｓは、ＭｇＭｎ系硫化物を生成させるために必須の元素である。Ｓが０．００１％未満では、ＭｇＭｎ系硫化物の析出量が不十分になるため、Ｓ含有量は０．００１％以上とする。より多量のＭｇＭｎ系硫化物を生成させるためには、Ｓ含有量は０．００３％以上とするとよい。一方、Ｓを０．０２０％超含有すると、粗大なＭｇＭｎ系硫化物が生成し、ＨＡＺ組織のγ粒の細粒化効果が得られないため、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。

Ａｌ：０．０１０〜０．２００％
Ａｌは、Ｍｇが粗大な酸化物を生成することを抑制し、Ｍｇが微細なＭｇＭｎ系硫化物を生成するために必須の元素である。Ａｌキルド鋼としてもＡｌ含有が必須であり、それらのためＡｌ含有量は０．０１０％以上とする。より多量の微細なＭｇＭｎ系硫化物を生成させるためには、０．０２５％以上または０．０３０％以上のＡｌ含有がより好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．２００％を超えると、過剰な固溶Ａｌによる島状マルテンサイト生成に起因して、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．２００％以下とする。より好ましいＡｌ含有量は０．１５０％以下である。ＨＡＺ靭性の改善のため、Ａｌ含有量は０．１２０％以下または０．１００％としてもよい。

Ｎ：０．００２０〜０．００５０％
Ｎは、窒化物や炭窒化物を形成する元素であり、含有量が過剰になると、粗大なＴｉＮ粒子や（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）粒子を生成しやすくなる。これらの粒子は、脆性破壊の発生起点となる。板厚４０ｍｍ以下、降伏応力２６５ＭＰａ以上、引張強さ４２０〜５６０ＭＰａの鋼材において、ＨＡＺの−６０℃での靭性評価では、数μｍのＴｉＮ粒子や（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）粒子でも脆性破壊の発生起点となり、ＨＡＺ靭性の低下を招く。従って、Ｎ含有量は厳格に制御する必要がある。また、固溶Ｎ量が多いと、ＢＮ粒子が過剰に生成して固溶Ｂ量が低減するので好ましくない。固溶Ｂ量が低減すると、固溶Ｂがフェライト変態を遅らせ、ＨＡＺ組織を微細化する効果や、母材強度を向上させる効果が低減する。

特に、本実施形態に係る鋼材では、粗大なＴｉＮ粒子を生成させないようにＴｉ含有量を０．０２５％以下にしているため、ＴｉＮ粒子としてＴｉに固定されていない固溶Ｎ量が増えやすい。そのため、溶鋼段階からＮ含有量を厳格に制限しておく必要がある。このためＮ含有量を０．００５０％以下とする。より好ましいＮ含有量は０．００４５％以下、または０．００４０％以下であり、さらにより好ましくは０．００３０％以下である。一方、Ｎ含有量が少なすぎると、複合介在物の個数密度が低下し、−６０℃での低温靭性が低下する。従って、Ｎ含有量は０．００２０％以上とする。Ｎ含有量は０．００２３％以上、または０．００２６％以上としてもよい。

Ｏ：０．０００７〜０．００２０％
Ｏ含有量が多いと、粗大な酸化物が生成しやすくなる。粗大な酸化物は脆性破壊の発生起点となり、ＨＡＺ靭性を低下させる。また、Ｍｇの含有に先立つＡｌ含有量が０．０１０％以上の場合でも、設備上あるいは操業上の不具合などの特殊な要因による溶鋼の大気による汚染などにより、Ｏ含有量が０．００２０％を超える場合には、粗大な酸化物に消費されるＭｇ量が増加する。その結果、ＭｇＭｎ硫化物中のＭｇ割合が低下し、ＭｇＭｎ硫化物の個数が減少し、これによりＨＡＺ靭性が低下する場合がある。このためＯ含有量は０．００２０％以下とする。より好ましいＯ含有量は０．００１８％以下、または０．００１６％以下である。Ｏ含有量は少ないほうが望ましいが、０．０００７％未満に低減するとコスト上昇を伴う場合があるので、Ｏ含有量は０．０００７％以上とする。コスト上昇を避けるため、Ｏ含有量は０．０００９％以上、または０．００１１％以上としてもよい。

Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％
Ｔｉは、主にＢによる焼入れ性向上効果を高めるので、母材の強度上昇に有効であるとともに、ＨＡＺ組織の微細化によるＨＡＺ靭性の向上に有効である。ＨＡＺ組織の微細化には固溶Ｂ量の確保が重要であり、Ｔｉの含有は固溶ＮをＴｉＮ粒子として固定して、ＢＮ粒子の生成を抑制することで固溶Ｂ量を確保することができる。また、ＴｉＮ粒子によるオーステナイト粒の粒成長の抑制効果による母材の組織微細化（細粒化）と、１３５０℃以下に加熱されるＨＡＺ組織の微細化に有効である。

しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００４％未満では、これらの効果が得られないので、Ｔｉ含有量は０．００４％以上とする。Ｔｉの含有効果をより確実に発揮させるため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上、または０．００６％以上としてもよい。一方、Ｔｉ含有量が０．０２５％超になると、粗大なＴｉＮ粒子が生成し、これが破壊の発生起点となるため、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とする。より好ましいＴｉ含有量は０．０２０％以下または０．０１５％以下であり、さらに好ましいＴｉ含有量は０．０１８％以下である。

Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、結晶粒界に偏析して顕著な強度上昇の効果を発揮し、母材の強度上昇に有効な元素である。また、ＨＡＺにおいて、固溶Ｂがフェライト変態を遅らせるため、ミクロ組織を微細化しＨＡＺ靭性を良好にするのに必須の元素である。しかしながら、０．０００５％未満のＢ含有量では、強度上昇効果とＨＡＺ靭性向上効果が得られないので、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。これらのＢ含有効果をより確実に発揮させるために、Ｂ含有量は０．０００７％以上、または０．０００８％以上としてもよい。一方、Ｂを０．００５０％超含有すると、粗大なＢ窒化物や炭硼化物を析出し、固溶Ｂが不足して強度が低下したり、析出物が破壊の起点となって、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。より好ましいＢ含有量は０．００４０％以下であり、さらに好ましいＢ含有量は０．００３５％以下または０．００３０％以下である。

Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇは、ＭｇＭｎ系硫化物の生成に必須の元素である。Ｍｇ含有量が０．０００５％未満では、必要な個数のＭｇＭｎ系硫化物を得ることができない。従ってＭｇ含有量は０．０００５％以上とする。より多量のＭｇＭｎ系硫化物を生成させるためには、Ｍｇ含有量は０．００１５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％超では、Ｍｇが酸化物を生成するため、ＭｇＭｎ系硫化物の析出量が飽和してＨＡＺ靭性の向上効果も飽和する上、経済性を損なうので、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。

Ｃａ：０．０００５％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以下
本実施形態では、ＭｇＭｎ系硫化物を生成させることが必要であり、このためにＭｇ、Ｍｎ以外の硫化物形成元素の含有量は極力低減することが望ましい。代表的な硫化物形成元素はＣａ及びＲＥＭであり、ＭｇＭｎ系硫化物のサイズ及び個数を制御するために、これらを０．０００５％以下とする。より好ましくは、それぞれ、０．０００３％以下とする。これらの元素の下限は特に制限する必要はなく、これらの下限は０％である。ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ、及びランタノイドの合計１７元素を指す。ＲＥＭ含有量とは、上記元素の合計含有量を指す。

本実施形態に係る鋼材の化学成分の残部は、鉄（Ｆｅ）及び不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分であって、本実施形態に係る鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。ただし、不純物のうち、Ｐ、Ｏ及びＮについては上述のように上限値を制限する必要がある。

また、本実施形態に係る鋼材は、上記の化学成分を含むことを基本とするが、鋼材（母材）の機械特性やＨＡＺ靭性を向上させるために、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．５０％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１００％以下の１種又は２種以上を含有させてもよい。

Ｃｕ：１．５０％以下
Ｃｕは、母材の強度上昇に有効な元素であり、特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることにより、著しい強度上昇が得られる。強度上昇の効果をより確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０５％以上が好ましい。逆に、Ｃｕを１．５０％超含有すると、母材やＨＡＺの脆化が顕著となるので、Ｃｕ含有量は１．５０％以下とする。

Ｎｉ：２．００％以下
Ｎｉは、焼入れ性を上昇させることにより母材の強度上昇に効果を有し、さらに、靭性を向上させる。これらの効果をより確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、２．００％超含有すると経済性を損なうため、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。

Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、母材の強度上昇に効果を有する。この効果をより確実に得るためには、Ｃｒ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が１．００％超になると、ＨＡＺに硬化組織が生成し、ＭｇＭｎ系硫化物によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。

Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、母材の強度上昇に効果を有する。この効果をより確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％超になると、ＨＡＺに硬化組織が生成し、ＭｇＭｎ系硫化物によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。

Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。これらの効果をより確実に得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％超になると、ＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の析出が顕著となり、ＭｇＭｎ系硫化物によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。

Ｖ：０．１００％以下
Ｖは、母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。これらの効果をより確実に得るためには、Ｖ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．１００％超では、ＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となり、ＭｇＭｎ系硫化物によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。

また、本実施形態に係る鋼材は、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、Ｗ：１．００％以下、Ｓｎ：０．５０％以下の一方又は両方を含有させてもよい。

Ｗ：１．００％以下
Ｗは、溶解して酸素酸イオンＷＯ_４ ⁻の形でさびに吸着し、さび層中の塩化物イオンの透過を抑制し、耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、低温靱性が低下する場合がある。そのため、Ｗ含有量は１．００％以下、好ましくは０．７５％以下である。上記の効果を得たい場合は、Ｗ含有量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。

Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、Ｓｎ^２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する元素である。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させても、上記効果が飽和するだけでなく、鋼板の圧延割れが発生しやすくなる。そのため、Ｓｎ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．３０％以下である。上記の効果を得たい場合は、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。

本実施形態に係る鋼材の化学成分は、ＨＡＺ靭性の観点から、下記式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．２５〜０．５０の範囲であることが好ましい。また、Ｃｅｑが０．３０以上であると、よりＨＡＺ靭性に優れた鋼材となる。また、Ｃｅｑが０．４５以下であると、ＭＡの生成が抑制され、ＨＡＺ靭性が向上するため、より好ましい。Ｃｅｑは０．４０以下であることが更に好ましい。

Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５

上記式中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。

次に、鋼中に含まれるＭｇＭｎ系硫化物について説明する。
本実施形態に係る鋼材は、ＭｇとＭｎとの合計に対してＭｇの割合が原子％で７０％以上、９０％以下であるＭｇＭｎ系硫化物を含む。ＭｇＭｎ系硫化物には、円相当径０．００５μｍ以上、０．５μｍ未満の（Ｍｇ，Ｍｎ）ナノ硫化物と、円相当径０．５μｍ以上、５．０μｍ以下の（Ｍｇ，Ｍｎ）マイクロ硫化物とが含まれる。以下の説明では、（Ｍｇ，Ｍｎ）ナノ硫化物を「ナノ硫化物」と言う場合がある。また、（Ｍｇ，Ｍｎ）マイクロ硫化物を「マイクロ硫化物」という場合がある。

ＭｇＭｎ系硫化物における、ＭｇとＭｎの割合については、Ｍｇの割合が増える程、粒子は高温で安定となり、強いオーステナイト粒成長抑制効果を持つ。本実施形態のＭｇＭｎ系硫化物は、ＭｇとＭｎとの合計に対するＭｇの割合が、原子％で、７０％≦Ｍｇ≦９０％である硫化物である。Ｍｇ量がＳ量に対して不足すると、ＭｎＳが生成しやすくなり、相対的にＭｇの割合が低下する。また、Ａｌ量が不足したり、過剰にＯを含有すると、Ｍｇが酸化物を生じやすくなり、Ｍｇの割合が低下する。また、過剰にＣａ、ＲＥＭを含有するとＣａ、ＲＥＭが硫化物を形成するため、ＭｇＭｎ系硫化物が減少すると共に、ＭｇＭｎ系硫化物中のＭｇの割合が低下する。

本実施形態では、ナノ硫化物の円相当径を０．００５μｍ以上、０．５μｍ未満とする。０．００５μｍ未満では、オーステナイト粒成長抑制効果が小さくなる。一方、０．５μｍ以上の硫化物は、ピン止め効果によるオーステナイト粒成長の抑制効果が得られにくくなるので、０．５μｍ未満を上限とする。

ナノ硫化物の個数密度は１．０×１０^４〜３０．０×１０^４個／ｍｍ^２である。個数密度が１．０×１０^４個／ｍｍ^２以上の場合に、オーステナイト粒成長抑制効果が顕著となる。より好ましい個数密度は３．０×１０^４個／ｍｍ^２以上であり、さらに好ましい個数密度は４．０×１０^４個／ｍｍ^２以上である。一方、個数密度を３０．０×１０^４個／ｍｍ^２を超えるまでに増やすには過剰なＭｇ含有が必要となり、経済性を損なうので、ナノ硫化物の個数の上限を３０．０×１０^４個／ｍｍ^２以下にする。より好ましい個数密度は２０．０×１０^４個／ｍｍ^２以下である。ナノ硫化物が所定の個数密度の範囲で含まれることで、ＨＡＺ組織においてナノ硫化物がピン止め効果を発揮し、組織中のオーステナイト粒の粗大化を抑制して、オーステナイト粒を微細化させるようになる。

マイクロ硫化物の円相当径は、０．５μｍ以上、５．０μｍ以下とする。０．５μｍ未満では、複合介在物が得られにくくなり、複合介在物の個数密度が小さくなり、粒内フェライトの形成効果が得られにくくなるので、マイクロ硫化物の円相当径は０．５μｍ以上とする。一方、円相当径が５．０μｍ超の硫化物が増加すると、鋼中のＭｇ量が限られているため結果的に微細な粒子の個数が大幅に減少することになり、オーステナイト粒成長抑制効果が小さくなる。

マイクロ硫化物のうち、個数割合で８０％以上のマイクロ硫化物は、１原子％以上のＮを含む複合介在物となっている。マイクロ硫化物であって、更に窒化物も含んでいる介在物である。複合介在物の形態としては、マイクロ硫化物の表面に窒化物が存在する形態を例示できる。窒化物としては、ＴｉＮ、ＢＮ等が挙げられる。複合介在物の個数割合が８０％未満になると、粒内フェライトの形成効果が不十分となり、ＨＡＺ組織の微細化効果が小さくなる。マイクロ硫化物であって、Ｎ含有量が１原子％未満である介在物が、１原子％以上のＮを含んでいる介在物に対して、個数割合で多いと、シャルピー試験を３本行ったときの最低値が低くなり、靭性のバラつきが大きいものとなってしまう。このため、マイクロ硫化物に占める複合介在物の個数割合は８０％以上とする。

複合介在物は、所定の個数密度の範囲で含まれる。溶接を行ったときに、この複合介在物がＨＡＺ組織中に存在することにより、粒内フェライトがこの複合介在物を起点にして析出するので、ＨＡＺ組織がより一層微細化されるようになる。

複合介在物の個数密度は２０〜３００個／ｍｍ^２である。個数密度が少なすぎて２０個／ｍｍ^２未満だと、粒内フェライトの形成効果が不十分となり、ＨＡＺ組織の微細化効果が小さくなる。また、個数密度が多すぎて３００個／ｍｍ^２超だと、衝撃が加えられた際の破壊起点となり、低温靭性が低下するので好ましくない。

ナノ硫化物、マイクロ硫化物並びに複合介在物の個数密度は、鋼材の板厚ｔに対して１／４ｔの位置から採取した試験片を用いて抽出レプリカを作成し、特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）付きの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で測定することができる。０．００５〜５．０μｍの大きさの粒子個数を、少なくとも１０００μｍ^２以上の面積につき測定し、単位面積当たりの個数に換算した値をそれぞれの個数密度とする。例えば、２万倍の倍率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍとして観察した場合、１視野あたりの観察面積は２０μｍ^２であるから、少なくとも５０視野につき観察を行う。このときの０．００５〜５．０μｍの粒子の個数が５０視野（１０００μｍ^２）で１００個であれば、粒子個数は１平方ｍｍあたり１×１０^５個と換算できる。

次に、個数を測定した粒子のうち、ＭｇＭｎ系硫化物がどれだけ存在するかを測定する。粒子個数は多い場合には１０００個以上となるため全粒子を逐一同定することは大変な作業となる。このため、少なくとも２０個以上の粒子について下記の条件にてＭｇＭｎ系硫化物であるかどうかを同定しその存在割合を求め、先に求めた粒子個数にＭｇＭｎ系硫化物の存在割合をかけることでＭｇＭｎ系硫化物の個数を求めればよい。例えば、上述した粒子個数、１平方ｍｍあたり１×１０^５個に対し、ＭｇＭｎ系硫化物の存在割合が９０％であった場合にはＭｇＭｎ系硫化物の個数は１平方ｍｍあたり９×１０^４個であるとする。

次に、ＭｇＭｎ系硫化物の同定方法について述べる。ＭｇＭｎ系硫化物は、ＭｇとＭｎとの合計に対するＭｇの割合が、原子％で、７０％≦Ｍｇ≦９０％であるＭｇ・Ｍｎ含有硫化物と定義される。すなわち、ＭｇＭｎ硫化物中のＭｇとＭｎとの合計に対するＭｇとＭｎのそれぞれの割合を、原子％で、７０％≦Ｍｇ≦９０％及び１０％≦Ｍｎ≦３０％とする。Ｍｇ、Ｍｎを主体とする硫化物であればオーステナイト粒微細化効果を発揮するため、Ｍｇ、Ｍｎ以外の元素が検出されても構わない。ただし、Ｍｇ、Ｍｎ以外の元素が、ＭｇとＭｎとの合計よりも多い場合は、ＭｇＭｎ硫化物とはみなさない。

また、粒子中から微量のＯが検出される場合があるが、ＳとＯとの合計に対する割合が原子％で、Ｓ≧９５％であり、含まれているＯが５％未満と微量であればＭｇＭｎ系硫化物であるとみなす。ただし、ＳとＯとの合計に対する割合が原子％にてＳ≧９５％であり、含まれているＯが５％未満であっても、粒子が球状で明らかにＭｎＳとＭｇＯの複合体であると同定できる場合には、ＭｇＭｎ系硫化物とはみなさない。

ＭｇとＭｎの割合及びＳとＯの割合は、ＥＤＸにて定量して求める。この定量時に使用する電子ビーム径は０．００１〜０．０２μｍ、ＴＥＭ観察倍率は５万〜１００万倍とし、微細なＭｇＭｎ系硫化物内の任意の位置を定量する。

上記のようにして同定したＭｇＭｎ系硫化物のうち、円相当径０．００５μｍ以上、０．５μｍ未満のものをナノ硫化物とし、また、円相当径０．５μｍ以上、５．０μｍ以下のものをマイクロ硫化物とする。更に、マイクロ硫化物のうち、１原子％以上のＮを含むものを複合介在物とする。そして、ナノ硫化物の個数密度、マイクロ硫化物における複合介在物の個数割合、および、複合介在物の個数密度を求める。

なお、鋼材から抽出レプリカを作成する際に、ＭｇＭｎ系硫化物以外の析出物、例えばセメンタイトや合金炭窒化物などが多数生成していて、ＭｇＭｎ系硫化物の個数を測定しにくい場合には、１４００℃にて１００秒保持してＭｇＭｎ系硫化物以外の粒子を固溶させ、その後急冷、もしくは急冷途中でフェライトが生成する熱サイクルを付与して、セメンタイトや合金炭窒化物が少ないサンプルを作成し、これから抽出レプリカを作成しても良い。ＭｇＭｎ系硫化物は、高温で安定であるため、上記の熱サイクルを付与しても結果は変わらない。

本実施形態の鋼材の板厚は特に制限はないが、１０〜４０ｍｍの範囲が好ましい。

また、本実施形態の鋼材は、降伏応力ＹＰが２６５ＭＰａ以上、引張強さＴＳが４２０〜５６０ＭＰａを満足するものが好ましい。引張強さＴＳ及び降伏応力ＹＰの評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準じて行う。試験片は１Ｂ号試験片とする。試験方法は永久伸び法とする。

なお、本発明の鋼材は特に限定されるものではなく、前記以外の板厚及び強度レベルの鋼材であっても、本発明の範囲を満足すれば、本発明と同様にＨＡＺの低温靭性を向上させることができる。

本実施形態の鋼材は、溶接入熱量が５〜３０ｋＪ／ｍｍの条件で溶接した場合の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性が優れたものとなる。特に、−６０℃でのシャルピー吸収エネルギーを向上させることができる。

より具体的には、本実施形態の鋼材から採取したサンプルに対し、エレクトロガス溶接適用を想定し、大入熱溶接を模擬した再現熱サイクル試験を適用する。具体的な再現熱サイクル条件としては、２０ｋＪ／ｍｍの入熱量を想定し、１０〜５０ｍｍ厚の板厚をエレクトロガス溶接により１パスで溶接することを模擬し、室温から１４００℃まで加熱した後、１０秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を３．０℃／秒の速度に制御して冷却する。厚板鋼材に熱サイクルを付与した後、Ｖノッチ試験片へと加工し、各鋼材３片ずつ−６０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーを測定する。３つの試験片の吸収エネルギーの平均が１００Ｊ以上であり、かつ、３つの試験片のうち最小の吸収エネルギーが５０Ｊ以上の場合に、溶接熱影響部の靱性が優れるということができる。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作成する。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準じて行う。

次に、本実施形態の鋼材の製造方法を説明する。
本実施形態の鋼材の製造方法は、溶鋼に対して真空脱ガスを行い、溶鋼の溶存酸素濃度が０．００４０質量％以下になってから、Ｍｇを３０〜３００ｋｇ／分の速度で添加し、Ｍｇ添加後１０分以内に、窒素ガス流量を１．０Ｎｍ^３／分以上として還流を開始し、還流を１．０分間以上施す精錬工程と、精錬工程後の溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．２℃／秒以上とする連続鋳造工程と、連続鋳造後の鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱間圧延工程と、を順次行う。

本実施形態の製造方法では、精錬工程において、Ｍｇを所定の速度で添加することでＭｇＭｎ系硫化物を形成し、次いで窒素ガスを導入して還流することで、マイクロ硫化物に窒化物を付着させて複合介在物を形成する。また、連続鋳造工程において冷却速度を制御することで、ＭｇＭｎ系硫化物の過度の粒成長を抑制する。以下、製造方法の詳細について説明する。

本実施形態において、溶鋼は、製鋼炉から取鍋に出鋼された後、真空脱ガス装置にて減圧処理される。取鍋に出鋼された後、真空脱ガス装置まで搬送される間に、合金等を添加して成分調整してもよい。

次いで、精錬工程では、溶鋼に対して真空脱ガスを行い、溶鋼の溶存酸素濃度が０．００４０質量％以下になってから、Ｍｇを３０〜３００ｋｇ／分の速度で添加する。溶鋼の溶存酸素濃度が高い状態でＭｇの添加を開始すると、Ｍｇが溶鋼中のＳよりも溶存酸素と優先して結合し、ＭｇＭｎ系硫化物を十分に形成できなくなるので、Ｍｇ添加開始時の溶存酸素濃度を０．００４０質量％以下とする。

Ｍｇの添加速度は、ＭｇＭｎ系硫化物の粒径の制御に極めて重要である。Ｍｇの添加速度が遅いと、ＭｇＭｎ系硫化物が凝集してナノ硫化物の量が減少してしまう。また、Ｍｇの添加速度が速すぎると、マイクロ硫化物を十分に形成することができない。従って、Ｍｇを３０〜３００ｋｇ／分の速度で添加する。Ｍｇは、例えば、粒状またはワイヤの状態で添加するとよい。

次いで、Ｍｇ添加後１０分以内に、窒素ガス流量を１．０Ｎｍ^３／分以上として、１．０分間以上の還流を開始する。Ｍｇ添加から窒素ガス導入までの時間が長すぎると、ＭｇＭｎ系硫化物が凝集してナノ硫化物の量が減少してしまうので、Ｍｇ添加後１０分以内に還流を開始する必要がある。また、窒素ガスの流量が不足すると、窒化物の生成量が不十分となり、複合介在物の個数密度が減少してしまうため、窒素ガス流量は１．０Ｎｍ^３／分以上とする。なお、連続鋳造時に鋳片が割れやすくなるので、窒素ガス流量は５．０Ｎｍ^３／分以下とすることが好ましい。窒素ガスを吹き込みつつ、１．０分間以上の還流を開始する。還流時間が短すぎると窒化物の生成量が不十分となり、複合介在物の個数密度が減少してしまう。また、還流時間は５．０分間以内とすることが好ましい。還流時間が長いと、連続鋳造時に鋳片が割れやすくなる。

次いで、精錬工程後の溶鋼に対して連続鋳造を行う。連続鋳造では、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．２℃／秒以上とする。平均冷却速度が０．２℃／秒を下回ると、精錬工程において形成されたＭｇＭｎ系硫化物が粒成長して、特にナノ硫化物の個数密度が低下してしまので、平均冷却速度は０．２℃／秒以上とする。なお、連続鋳造時に鋳片が割れやすくなるので、平均冷却速度は０．５℃／秒以下とすることが好ましい。

鋳造後の熱間圧延、熱処理条件は、鋼材の目標とする機械的性質に応じて、例えば、制御圧延・制御冷却、圧延後直接焼入れ・焼き戻し、圧延後一旦冷却後焼入れ・焼戻し、など適宜選定すればよい。

本実施形態によれば、溶接後においても良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材を提供できる。特に本実施形態の鋼材に対して溶接を行うことにより形成されるＨＡＺは、−６０℃の極低温下での低温靭性に優れたものとなる。

以下、本実施形態に係る鋼材について、実施例を挙げて具体的に説明する。ただし、下記実施例における条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、下記実施例に限定されるものではない。

精錬工程を経て鋼を溶製し、更に連続鋳造を行って鋳片とし、得られた鋳片を熱間圧延して鋼材とした。
精錬工程では、溶鋼に対して真空脱ガスを行い、溶鋼の溶存酸素濃度が０．００４０質量％以下になってから、Ｍｇを３０〜３００ｋｇ／分の速度で添加し、Ｍｇ添加後１０分以内に、窒素ガス流量を１．０Ｎｍ^３／分以上として、１．０分間以上の還流を開始した。

ただし、鋼ＡＯは、溶鋼の溶存酸素濃度が０．００４５％の時点でＭｇの添加を開始した。鋼ＡＰは、Ｍｇの添加速度を３３０ｋｇ／分とし、鋼ＡＱは、Ｍｇの添加速度を２７ｋｇ／分とした。鋼ＡＲは、Ｍｇの添加から還流開始までの時間を１２分間とした。鋼ＡＳは、窒素ガス流量を０．８Ｎｍ^３／分とした。鋼ＡＴは、還流時間を０．６分間とした。

連続鋳造工程では、精錬工程後の溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．２℃／秒以上とした。ただし、鋼ＡＵは、平均冷却速度を０．１℃／秒とした。

更に、連続鋳造後の鋳片に対して熱間圧延を行い鋼材とした。一部の鋼材については、更に熱処理を行った。

得られた鋼材について、以下の手順により、ナノ硫化物の個数密度、マイクロ硫化物における複合介在物の個数割合、及び複合介在物の個数密度を求めた。

まず、鋼材の板厚ｔに対して１／４ｔの位置から採取した試験片を用いて抽出レプリカを作成し、特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）付きの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で測定した。０．００５〜５．０μｍの大きさの粒子個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算した値をそれぞれの個数密度とした。観察視野は、２万倍の倍率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍとして観察した。この場合の１視野あたりの観察面積は２０μｍ^２であった。そして、５０視野につき観察を行った。

なお、鋼材から抽出レプリカを作成した際に、ＭｇＭｎ系硫化物以外の析出物を固溶させるため、１４００℃にて１００秒間保持し、その後急冷することで、抽出レプリカを作成した。

次に、個数を測定した粒子のうち、ＭｇＭｎ系硫化物がどれだけ存在したかを測定した。少なくとも２０個以上の粒子について下記の条件にてＭｇＭｎ系硫化物であるかどうかを同定しその存在割合を求め、先に求めた粒子個数にＭｇＭｎ系硫化物の存在割合をかけることでＭｇＭｎ系硫化物の個数を求めた。

次に、ＭｇＭｎ系硫化物の同定は以下のようにして行った。ＭｇＭｎ系硫化物は、ＭｇとＭｎとの合計に対するＭｇの割合が、原子％で、７０％≦Ｍｇ≦９０％であるものとした。ただし、Ｍｇ、Ｍｎ以外の元素が、ＭｇとＭｎとの合計よりも多い場合は、ＭｇＭｎ系硫化物とみなさないこととした。

また、粒子中から微量のＯが検出された場合は、ＳとＯとの合計に対する割合が原子％で、Ｓ≧９５％であり、含まれているＯが５％未満と微量であればＭｇＭｎ系硫化物であるとみなした。ただし、ＳとＯとの合計に対する割合が原子％にてＳ≧９５％であり、含まれているＯが５％未満であっても、粒子が球状で明らかにＭｎＳとＭｇＯの複合体であると同定できる場合には、ＭｇＭｎ系硫化物とはみなさなかった。

ＭｇとＭｎの割合及びＳとＯの割合は、ＥＤＸにて定量して求めた。この定量時に使用する電子ビーム径は０．００１μｍ、ＴＥＭ観察倍率は５万倍とし、微細なＭｇＭｎ系硫化物内の任意の位置を定量した。

上記のようにして同定したＭｇＭｎ系硫化物のうち、円相当径０．００５μｍ以上、０．５μｍ未満のものをナノ硫化物とし、また、円相当径０．５μｍ以上、５．０μｍ以下のものをマイクロ硫化物とした。更に、マイクロ硫化物のうち、１原子％以上のＮを含むものを複合介在物とした。そして、ナノ硫化物の個数密度、マイクロ硫化物における複合介在物の個数割合、および、複合介在物の個数密度を求めた。

引張強さＴＳ及び降伏応力ＹＰの評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準じて行った。試験片は１Ｂ号試験片とした。試験方法は永久伸び法とした。降伏応力ＹＰが２６５ＭＰａ以上、引張強さＴＳが４２０〜５６０ＭＰａのものを合格とした。

次に、鋼材から熱サイクル試験用の試験片を採取した。この試験片に入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接を再現した熱サイクルを付与した。具体的な熱サイクル条件としては、室温から１４００℃まで加熱した後、１０秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を３．０℃／秒の平均冷却速度に制御して冷却した。
熱サイクルを付与した後の鋼材から、三個ずつＶノッチ試験片を採取し、−６０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_−６０）を測定した。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作成した。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して行った。
３個の試験片の吸収エネルギー（ｖＥ_−６０）の平均値が１００Ｊ以上であり、３個の試験片の吸収エネルギー（ｖＥ_−６０）の最小値が５０Ｊ以上であった場合を合格とした。

また、鋼材からオーステナイト粒径測定用の試験片を採取し、ピーク温度１４００℃でまで加熱した後、１０秒間保持し、その後、８００℃から５００℃までの温度範囲を３．０℃／秒の平均冷却速度で冷却する熱サイクルを付与したサンプルにつき、オーステナイト粒径を測定した。

結果を表１Ａ〜表１Ｄ及び表２Ａ〜表２Ｄに示す。

表１Ａ、表１Ｃ、表２Ａ及び表２Ｃに示すように、鋼Ａ〜Ｕは、いずれも、優れた低温靭性を有しており、また、機械的性質にも優れていた。

一方、表１Ｂ、表１Ｄ、表２Ｂ及び表２Ｄに示すように、鋼Ｖ〜ＡＮは、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、靭性が劣化した。

また、鋼ＡＯ〜ＡＵは、化学成分が本発明の成分範囲を満たしていたが、製造条件が本発明の条件を満足しなかった。そのため、鋼ＡＯ〜ＡＵは、ナノ硫化物の個数密度、マイクロ硫化物における複合介在物の個数割合、または、複合介在物の個数密度を満足せず、靭性が劣化した。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３０〜０．２５０％、
   Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
   Ｐ ：０．０２０％以下、
   Ｓ ：０．００１〜０．０２０％、
   Ａｌ：０．０１０〜０．２００％、
   Ｎ ：０．００２０〜０．００５０％、
   Ｏ ：０．０００７〜０．００２０％、
   Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、
   Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ｃａ：０．０００５％以下、
   ＲＥＭ：０．０００５％以下、
   残部：Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を備え、
   鋼中に、ＭｇとＭｎとの合計に対してＭｇの割合が原子％で７０％以上、９０％以下であるＭｇＭｎ系硫化物を含み、
   前記ＭｇＭｎ系硫化物は、円相当径０．００５μｍ以上、０．５μｍ未満のナノ硫化物と、円相当径０．５μｍ以上、５．０μｍ以下のマイクロ硫化物と、を含み、
   前記ナノ硫化物の個数密度が１．０×１０^４〜３０．０×１０^４個／ｍｍ^２であり、
   前記マイクロ硫化物のうち、個数割合で８０％以上の前記マイクロ硫化物が、１原子％以上のＮを含む複合介在物であり、
   前記複合介在物の個数密度が２０〜３００個／ｍｍ^２である、鋼材。
2. 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
   Ｃｕ：１．５０％以下、
   Ｎｉ：２．００％以下、
   Ｃｒ：１．００％以下、
   Ｍｏ：１．００％以下、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、
   Ｖ ：０．１００％以下
   からなる群から選択される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に記載の鋼材。
3. 前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
   Ｗ ：１．００％以下、
   Ｓｎ：０．５０％以下
   からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の鋼材。
4. 請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の鋼材の製造方法であって、
   溶鋼に対して真空脱ガスを行い、前記溶鋼の溶存酸素濃度が０．００４０質量％以下になってから、Ｍｇを３０〜３００ｋｇ／分の速度で添加し、Ｍｇ添加後１０分以内に、窒素ガス流量を１．０Ｎｍ^３／分以上として還流を開始し、前記還流を１．０分間以上施す精錬工程と、
   前記精錬工程後の前記溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．２℃／秒以上とする連続鋳造工程と、
   前記連続鋳造後の前記鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱間圧延工程と、を備えることを特徴とする鋼材の製造方法。