JP3999673B2 - 溶接用鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接性に優れた鋼に関するものであり、好ましくは大入熱溶接から小入熱溶接に至る幅広い入熱量で溶接しても熱影響部の靭性に優れる鋼（特に厚肉鋼板）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
厚肉鋼板は、船舶、海洋構造物などを建造するのに使用されており、溶接後における熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の靭性に優れていることが求められる。特に前記船舶等は、その使用温度域が低下する傾向にあり、また大型化する傾向にあるため、厚肉鋼板も低温ＨＡＺ靭性に優れていること、また小入熱溶接時のみならず大入熱溶接時においてもＨＡＺ靭性に優れていることなどが求められる。
【０００３】
ＨＡＺの靭性を向上する技術として、ＴｉＮによるピンニングを利用してＨＡＺにおけるオーステナイト粒の成長を抑制する技術が利用されている。しかし大入熱を受けたＨＡＺでは、超微細なＴｉＮは固溶してしまうためにオーステナイト粒の成長を抑制できず、またある程度大きなＴｉＮはさらに粗大化してしまうため、ＴｉＮによる靭性向上効果を十分に発揮させるのは困難である。
【０００４】
そこでＴｉＮの粒径を制御して靭性を向上する技術が提案されている（特許文献１参照）。すなわちこの特許文献１では、粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０5〜５×１０6個程度に制御することによって、大入熱を受けたＨＡＺの靭性を改善している。
【０００５】
しかしＴｉＮの粒径を制御してもＨＡＺ靭性の向上には限界があり、特に、小入熱溶接を行ったときにも大入熱溶接の場合と同様のＨＡＺ靭性を確保するのは困難である。すなわち大入熱溶接部位の靭性を高めるためには、通常、上述したＴｉＮを利用するだけでなく、鋼の焼入性を高めておくことも重要である。鋼の焼入性を高めておけば、大入熱溶接のように冷却速度が遅い条件でも、結晶粒が粗大化し難いため、前記ＴｉＮのピンニング効果と相俟ってＨＡＺ靭性を確保できるからである。例えば上記特許文献１でも、焼入性を高めるためにＮｂを添加する例を開示している。なおＮｂはマトリックス中に固溶することによって焼入性を発揮する。ところがＮｂを固溶させて焼入性を高めると、小入熱溶接時には冷却速度が速いために、ＨＡＺにベイナイト組織が形成され、靭性が劣化する。
【０００６】
すなわち大入熱溶接部と小入熱溶接部とでは、靭性の観点から相反する焼入れ特性が要求されるため、小入熱から大入熱に至る幅広い入熱量に対する靭性（特に低温靭性）を確保することはできなかった。
【０００７】
【特許文献１】
特開２００１−９８３４０号公報（請求項１、段落０００８、段落００２３、実施例）
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、小入熱から大入熱に至る幅広い入熱量の溶接を行ってもＨＡＺ靭性（特に低温靭性）に優れた鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、ＴｉＮ系介在物中に積極的にＮｂを含有させておくと、大入熱溶接時には介在物からＮｂが固溶していき溶接中又は溶接直後に鋼の焼入性が高まるためか、フェライト粒の粗大化を防止できＨＡＺ靭性を確保できること、一方、小入熱溶接時の熱量程度では介在物中にＮｂが含まれたままであるためか、ベイナイト化を抑制できＨＡＺ靭性を確保できること、従って小入熱から大入熱に至る幅広い入熱量の溶接を行ってもＨＡＺ靭性を確保できることを見出し、本発明を完成した。
【００１０】
すなわち、本発明に係る溶接用鋼は、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％（質量％の意、以下同じ）及びＮｂ：０．００５〜０．０５０％を含有すると共に、粒径が０．０１〜０．２５μｍであり且つＴｉ及びＮを含有する介在物を、被検面積１ｍｍ2当たり、１．０×１０4個以上含有している。そして前記介在物（すなわち、粒径が０．０１〜０．２５μｍであり且つＴｉ及びＮを含有する介在物）中のＴｉとＮｂの質量比（Ｔｉ／Ｎｂ）は１．０〜５．０になっている。
【００１１】
前記鋼は、通常、鋼中のＴｉとＮｂの質量比（Ｔｉ／Ｎｂ）が０．３以上となっている。また前記鋼は、通常、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．８％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１〜２．０％、Ａｌ：０．２０％以下（０％を含まない）、及びＮ：０．００２〜０．０１０％を含有している。残部はＦｅ及び不可避的不純物（例えばＰ、Ｓ及び他の不純物）であってもよく、必要に応じて他の元素を含有していてもよい。
【００１２】
他の元素としては、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）などが挙げられる。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明の鋼は、所定量のＴｉ及びＮｂを含有する鋼において、ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数を所定の範囲にした上で、前記ＴｉＮ系介在物中にＮｂを積極的に含有させている点に最大の特徴がある。以下、詳細に説明する。
【００１４】
（１）Ｔｉ量
ＴｉはＴｉＮを形成するため本発明にとって重要な元素である。鋼中のＴｉ量は、０．００５％以上、好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上とする。しかしＴｉを過剰に添加するとＴｉＮ系介在物が粗大化しやすくなり、またＴｉＮ系介在物中のＮｂ量が不足しやすくなる。従って鋼中のＴｉ量は、０．０５０％以下、好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０３０％以下とする。
【００１５】
（２）Ｎｂ量
本発明ではＴｉＮ系介在物中にＮｂを積極的に含有させているため、Ｎｂの添加量も重要である。Ｎｂ添加量のみで介在物中のＮｂ量が定まるものではないが（詳細は後述）、鋼中のＮｂ量（添加量）も介在物中のＮｂ量を確保するためには重要な要素である。鋼中のＮｂ量は、０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０１２％以上とする。一方Ｎｂが過剰になると、炭化物が析出するためＨＡＺ靭性が劣化する。従って鋼中のＮｂ量は、０．０５０％以下、好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下（特に０．０２％以下）とする。
【００１６】
（３）ＴｉＮ系介在物
ＴｉＮ系介在物は、大入熱溶接時にピンニングによってオーステナイト粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性を高めるのに有用である。
【００１７】
このＴｉＮ系介在物は種々の粒径を有しているが、粒径が０．０１〜０．２５μｍの範囲に入るＴｉＮ系介在物が上記靭性の確保に有効である。粒径が小さすぎると、大入熱溶接時に固溶してしまうためピンニング効果を発揮できない。一方粒径が大きすぎると大入熱溶接時にＴｉＮ系介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化する虞がある。なお本発明では、後述するようにＴｉＮ系介在物中に含まれるＮｂが大入熱溶接時に固溶し、この固溶ＮｂがＴｉＮの粗大化を抑制するため、ＴｉＮ系介在物の最大粒径は大きめに設定されている。また本発明では、鋼中のＴｉ量、Ｎ量、及び鋼中のＴｉ／Ｎｂ比を前記及び後記の範囲で制御するのが望ましいが、かかる範囲で制御した場合にはＴｉＮ系介在物の粒径が０．０１μｍ以下となることは少ない。
【００１８】
ＴｉＮ系介在物の粒径は、同等の面積を有する円を想定したときの直径を意味する。
【００１９】
そして本発明の鋼では、前記有効な粒径のＴｉＮ系介在物を、被検面積１ｍｍ2当たり、１．０×１０4個以上含有している。有効な粒径のＴｉＮ系介在物の量が少なすぎると、ＨＡＺ靭性の確保が困難となる。好ましい個数は、被検面積１ｍｍ2当たり、２．０×１０4個以上、特に４×１０4個以上である。なお前記個数は、通常、２０×１０4個以下（例えば１０×１０4個以下、特に９．５×１０4個以下）程度である。
【００２０】
なお本発明におけるＴｉＮ系介在物とは、ＴｉとＮを含有する介在物全てを意味し、他の元素の含有の有無は問わない。従って上記ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数は、Ｎｂを含有しないＴｉＮ系介在物も含めた全てのＴｉＮ系介在物に対して粒径と個数を計数したときの結果を意味している。
【００２１】
ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数は、以下のようにして測定する。すなわち鋼部材の熱履歴を代表する部分［例えば、鋼板であれば板面から深さｔ／４となる場所（ｔ：板厚）］を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、上記所定粒径を有する介在物の個数を計数する。顕微鏡倍率は大きいほど正確であり、少なくとも６万倍以上とする。また顕微鏡視野も広い程正確であり、少なくとも１．５×１．５μｍに設定する。測定箇所（ｎ数）も多いほど正確であり、少なくとも５箇所以上とする。そして上記計数結果を基に、１ｍｍ2当たりのＴｉＮ系介在物の個数を求める。
【００２２】
なおＴｉ及びＮの含有の有無は、ＴＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ；ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）によって決定する。すなわちこのＥＤＸによってＴｉ及びＮの存在が確認できた介在物をＴｉＮ系介在物とする。ＥＤＸによれば、通常、介在物中にＴｉ及びＮが共に０．３質量％以上存在している場合に、Ｔｉ及びＮの存在を確認できる。
【００２３】
（４）ＴｉＮ系介在物中のＮｂ
介在物中のＮｂは、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性及び小入熱溶接時のＨＡＺ靭性を両立させるのに有用である。すなわち大入熱溶接時には、入熱量が大きいため介在物中のＮｂが固溶し（正確には介在物がＴｉＮとＮｂＮに相分離した後、高温における安定性の低いＮｂＮが固溶し）、溶接中又は溶接直後の鋼の焼入性を高めることができるため、ＨＡＺ靭性を確保できる。また溶接時に固溶したＮｂは、オーステナイト粒の粗大化を防止するのに有効であり、また溶接時に固溶したＮｂはＴｉＮの粗大化を遅らせるのにも有効であり、これらの観点からも大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を確保するために有用である。
【００２４】
一方、小入熱溶接時には入熱量が小さいために介在物中のＮｂは固溶することがなく、ベイナイト組織が形成されるのを防止できる。従って小入熱溶接時のＨＡＺ靭性を確保するためにも有用である。
【００２５】
ＴｉＮ系介在物中のＮｂ含有量は、介在物中のＴｉとＮｂの質量比（Ｔｉ／Ｎｂ）によって規定される。介在物中のＴｉ／Ｎｂ比は、１．０以上（好ましくは１．５以上、さらに好ましくは２．０以上）、５．０以下（好ましくは４．０以下、さらに好ましくは３．５以下）程度である。Ｔｉ／Ｎｂ比が大きすぎると（従って介在物中のＮｂ量が少なすぎると）、前記Ｎｂの効果を有効に発揮することができない。一方、Ｔｉ／Ｎｂ比が小さすぎると（従って介在物中のＮｂ量が多すぎると）、ＴｉＮ系介在物の高温安定性が低下し、ＴｉＮによるピンニング効果を十分に発揮することができない。
【００２６】
なおＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比は、以下のようにして算出する。すなわちＮｂの含有の有無を問わず全てのＴｉＮ系介在物（ただし、上記所定粒径の範囲に入るもの）を対象として各介在物中のＴｉ量及びＮｂ量を測定した後、総Ｔｉ量及び総Ｎｂ量を算出し、この総Ｔｉ量と総Ｎｂ量の比（総Ｔｉ量／総Ｎｂ量）をＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比とする。
【００２７】
より詳細には、前記Ｔｉ／Ｎｂ比は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付属するＥＤＸを用いて求める。なおＴＥＭの測定部分、ｎ数、顕微鏡倍率、顕微鏡視野は、上記ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数の測定方法と同様である。
【００２８】
上記のような鋼を用いれば、所定粒径のＴｉＮ系介在物の個数及びＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比（以下、ＴｉＮ系介在物プロフィールと総称する場合がある）が上記範囲を外れるような鋼に比べ、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を劣化させることなく（好ましくは大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を高めると共に）、小入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善できる。そのため小入熱から大入熱に至る幅広い入熱量の溶接を行ってもＨＡＺ靭性（特に低温靭性）に優れている。
【００２９】
前記鋼は、鋼中のＴｉ／Ｎｂ比（質量比）が所定の範囲に制御されているのが望ましい。鋼中のＴｉ／Ｎｂ比を所定の範囲を外れると、ＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比を所定の範囲に制御するのが困難となる。鋼中のＴｉ／Ｎｂ比は、例えば、０．３以上程度、好ましくは０．４以上程度、さらに好ましくは０．５以上程度である。鋼中のＴｉ／Ｎｂ比の上限は特に限定されないが、通常５以下、例えば４以下、特に３以下程度である。
【００３０】
本発明の鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎなどの鋼に必ず含まれる元素の量も制御するのが望ましい。これら必須元素の量を制御することによって、ＨＡＺ靭性をさらに高めることができ、また他の特性も向上又は安定化させることができる。以下、詳細に説明する。
【００３１】
Ｃ ： Ｃは鋼の強度を確保する点で重要な元素である。かかる観点からＣ量は、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とするのが望ましい。一方Ｃ量の上限を抑制すると、冷却速度の大きい低入熱溶接時にベイナイトラス境界に生成するマルテンサイトを微細化でき、ＨＡＺ靭性をさらに高めることができる。かかる観点からＣ量は、例えば０．１５％以下、好ましくは０．１３％以下、さらに好ましくは０．１０％以下程度とするのが望ましい。
【００３２】
Ｓｉ： Ｓｉの上限を抑制すると、ＨＡＺにおけるマルテンサイトの生成を抑制でき、鋼の靭性をさらに高めることができる。かかる観点からＳｉ量は、例えば０．８％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．２％以下程度とするのが望ましい。一方Ｓｉは鋼の強度を確保する点では有用である。かかる観点からＳｉ量は、例えば０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１３％以上程度とするのが望ましい。
【００３３】
Ｍｎ： Ｍｎは、鋼の強度及び靭性を確保する点で重要な元素である。かかる観点からＭｎ量は、例えば１％以上、好ましくは１．１％以上、さらに好ましくは１．２％以上とするのが望ましい。一方Ｍｎが過剰になると低温靭性が劣化しやすくなる。従ってＭｎ量は、例えば２．０％以下、好ましくは１．７％以下、さらに好ましくは１．６％以下程度とするのが望ましい。
【００３４】
Ａｌ： Ａｌの上限を抑制すると、Ｓｉと同様にＨＡＺにおけるマルテンサイトの生成を抑制でき、鋼の靭性をさらに高めることができる。かかる観点からＡｌ量は、例えば０．２０％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とするのが望ましい。一方Ａｌは製鋼時の脱酸剤として使用されるため、通常、０．０１％以上、例えば０．０２％以上、特に０．０３％以上鋼中に残存することが多い。
【００３５】
Ｎ ： Ｎ量はＴｉＮ系介在物プロフィールを上記範囲に制御できる限り特に限定されないが、例えば０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上とする。なおＮが過剰になるとＴｉＮ系介在物が粗大化してＴｉＮ系介在物の個数が少なくなりやすいため、Ｎ量は例えば０．０１０％以下、好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００６％以下程度とする。
【００３６】
上記鋼は必要に応じて他の元素（例えば、Ｂ、Ｚｒなどの窒化物形成元素；Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭなどの介在物形態制御元素；Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒなどの母材強度向上元素；Ｍｏ、Ｖなどの焼入性向上元素など）を含有していてもよく、また他の元素の含有の有無に拘わらず残部はＦｅ及び不可避的不純物（Ｐ、Ｓ及び他の不可避的不純物）であってもよい。これら他の元素及びＰ，Ｓの量は、例えば、以下の通りとするのが望ましい。
【００３７】
［窒化物形成元素］
Ｂ ： Ｂは焼入性を高めて強度を向上させる点、及び大入熱溶接時のＨＡＺにおいてオーステナイト粒内からフェライトが生成するときの核となるなどの点で有用な元素である。Ｂを添加する場合（０％超とする場合）、例えば０．０００５％以上、好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上とする。一方Ｂが過剰になるとかえってＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｂ量は例えば０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下程度とする。
【００３８】
Ｚｒ： ＺｒはＴｉと同様に窒化物を形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するのに有用である。Ｚｒを添加する場合（０％超とする場合）、例えば０．００５％以上、好ましくは０．００７％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上とする。一方Ｚｒが過剰になると介在物が粗大化してかえってＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｚｒ量は例えば０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下程度とする。
【００３９】
上記Ｂ及びＺｒは単独で添加してもよく、組み合わせて添加してもよい。
【００４０】
［介在物形態制御元素］
Ｃａ： Ｃａは介在物の形状の異方性を低減するのに有用であり、ＨＡＺ靭性を改善するのに有用である。Ｃａを添加する場合（０％超とする場合）、例えば０．００１％以上、好ましくは０．００１５％以上、さらに好ましくは０．００２０％以上とする。一方Ｃａが過剰になると介在物を粗大化させ、かえってＨＡＺ靭性が低下する。従ってＣａ量は、例えば、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下程度とする。
【００４１】
Ｍｇ： ＭｇはＴｉＮ系介在物が析出するときの核となる酸化物を微細分散させるのに有用である。Ｍｇを添加する場合（０％超とする場合）、０．０００５％以上、好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上とする。一方Ｍｇが過剰になると介在物を粗大化させ、かえってＨＡＺ靭性が低下する。従ってＭｇ量は、例えば、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
【００４２】
ＲＥＭ： ＲＥＭ（Ｌａ、Ｃｅなどの希土類金属元素）は、Ｃａと同様の作用効果を有している。ＲＥＭを添加する場合（０％超とする場合）、例えば、０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上とする。一方ＲＥＭを過剰に添加すると、介在物の粗大化を助長し、かえってＨＡＺ靭性を劣化させる。従ってＲＥＭ量は、例えば、０．００５％以下、好ましくは０．００４５％以下、さらに好ましくは０．００４０％以下程度とする。
【００４３】
上記Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭは単独で添加してもよく、２種以上組み合わせて添加してもよい。
【００４４】
［母材強度向上元素］
Ｃｕ： ＣｕはＨＡＺ靭性を損なうことなく、母材強度及び母材靭性を改善するのに有用である。Ｃｕを添加する場合（０％超とする場合）、Ｃｕ量は、例えば０．０５％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上とする。一方Ｃｕが過剰になると、低入熱溶接時のマルテンサイト化を促進し、かえってＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＣｕ量は、例えば、１．５％以下、好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．８％以下とする。
【００４５】
Ｎｉ： ＮｉもＣｕと同様の作用効果を有する。Ｎｉを添加する場合（０％超とする場合）、Ｎｉ量は、例えば０．０５％以上（好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上）、３％以下（好ましくは２％以下、さらに好ましくは１．０％以下）とする。
【００４６】
Ｃｒ： ＣｒはＨＡＺ靭性を損なうことなく、母材強度を向上するのに有用である。Ｃｒを添加する場合（０％超とする場合）、Ｃｒ量は、例えば０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．２％以上とする。一方Ｃｒが過剰になるとＨＡＺ靭性が劣化するため、例えば１．５％以下、好ましくは１．３％以下、さらに好ましくは１．０％以下程度とする。
【００４７】
上記Ｃｕ、Ｎｉ、及びＣｒは単独で添加してもよく、２種以上組み合わせて添加してもよい。
【００４８】
［焼入性向上元素］
Ｍｏ： Ｍｏは鋼の焼入性及び焼戻軟化抵抗を高めるのに有用である。Ｍｏを添加する場合（０％超とする場合）、Ｍｏ量は、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上とする。一方Ｍｏが過剰になると、低入熱溶接後の強度を増加させ逆にＨＡＺ靭性を劣化させる。従ってＭｏ量は、１．５％以下、好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下程度とする。
【００４９】
Ｖ ： ＶもＭｏと同様の作用効果を有する。Ｖを添加する場合（０％超とする場合）、Ｖ量は、例えば、０．００１％以上（好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上）、０．３％以下（好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２０％以下）程度とする。
【００５０】
上記Ｍｏ及びＶは単独で添加してもよく、組み合わせて添加してもよい。
【００５１】
［不純物］
Ｐ ： Ｐは鋼の靭性を劣化させるため極力低減するのが望ましい。好ましいＰ量は０．０２％以下程度（０％を含まない）である。
【００５２】
Ｓ ： ＳもＰと同様、鋼の靭性を劣化させるため極力低減するのが望ましい。好ましいＳ量は０．０２％以下程度（０％を含まない）、特に０．０１％以下程度である。
【００５３】
本発明の鋼はＴｉＮ系介在物の粒径及び個数を制御しながら、ＮｂをＴｉＮ系介在物中に積極的に含有させることによって製造できる。より正確には、以下の現象を制御することによって製造できる。すなわち溶鋼の凝固過程においてＴｉＮ系介在物が析出し、このＴｉＮ系介在物中に一旦Ｎｂが取り込まれる。そしてその後に高温でさらされる時間が長くなると（例えば鋳片や鋼片の冷却時間が長くなったり、分塊圧延時や熱間圧延時の加熱温度が高くなると）、ＴｉＮ系介在物中のＮｂがマトリックス中に固溶していき、ＴｉＮ系介在物中のＮｂ含有量が減少していくと共に、ＴｉＮ系介在物自体も徐々に（Ｎｂ無添加鋼に比べればゆるやかながら）粗大化してその個数が減少する。従ってまず（１）鋼中のＮｂ量に合わせて鋼の凝固後の熱履歴条件を制御してＴｉＮ系介在物中のＮｂ量を制御すると共に、（２）この設定された熱履歴条件から逆算して凝固末期におけるＴｉＮ系介在物の粒径及び個数を調整すれば本発明の鋼を製造できる。
【００５４】
（１）ＴｉＮ系介在物中のＮｂ量の制御
ＴｉＮ系介在物中のＮｂ量は、鋼中のＮｂ量に合わせて熱履歴条件を制御することによって調整できる。例えばＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比を１．０〜５．０とする場合には下記（１−１）〜（１−３）に従えばよく、Ｔｉ／Ｎｂ比をより厳密に制御する場合には下記（１−１）〜（１−３）を適宜修正すればよい。
【００５５】
（１−１）鋼中のＴｉ／Ｎｂ比が０．５以下の場合
鋼中のＴｉ／Ｎｂ比が０．５以下の場合、Ｔｉに比べてＮｂが比較的多くなっていて、ＴｉＮ系介在物中にＮｂが含まれやすい状況にあるといえる。この場合、下記（１−２）〜（１−３）の場合に比べれば、ＴｉＮ系介在物中のＮｂをマトリックス中に固溶させるような熱履歴条件に設定する。具体的にはスラブ厚を２８０ｍｍ以上としてスラブの冷却速度を遅くすると共に、分塊圧延及び熱間圧延の加熱温度を１１００℃以上として高く設定する。
【００５６】
（１−２）鋼中のＴｉ／Ｎｂ比が２．０を超える場合
鋼中のＴｉ／Ｎｂ比が２．０を超える場合、Ｔｉに比べてＮｂが比較的少なくなっていて、ＴｉＮ系介在物中にＮｂが含まれにくい状況にあるといえる。この場合には、ＴｉＮ系介在物中のＮｂをできるだけ固溶させないような熱履歴条件に設定する。具体的にはスラブ厚を２８０ｍｍ以下としてスラブの冷却速度を速くすると共に、分塊圧延及び熱間圧延の加熱温度を１０００℃以下として低く設定する。
【００５７】
（１−３）鋼中のＴｉ／Ｎｂ比が０．５超、２．０以下の場合
この場合にはスラブ厚を２８０〜４００ｍｍとし、分塊圧延及び熱間圧延の加熱温度を１０００〜１２００℃とする。
【００５８】
（２）ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数の制御
上記のようにして設定された熱履歴条件から逆算して凝固末期のＴｉＮ系介在物中の粒径及び個数を調整すれば、最終的に得られる鋼中のＴｉＮ系介在物の粒径及び個数を上記所定の範囲に制御できる。
【００５９】
すなわち凝固後の鋼が高温にさらされる時間が長くなる程、ＴｉＮ系介在物は粗大化して個数が少なくなる傾向があるため、凝固末期の酸化物介在物を多くして凝固末期ではＴｉＮ系介在物を微細に数多く分散させておけばよい。
【００６０】
具体的には、（ａ）鋼中のＴｉ量が多くなる程、また鋼中のＮ量が多くなる程、ＴｉＮ系介在物が粗大化して個数が少なくなる傾向にあり、（ｂ）鋼中のＭｇ量が多くなる程ＴｉＮ系介在物が微細分散し、かつ前記Ｍｇ量が過剰になるとＴｉＮ系介在物が粗大化する傾向にあるため、これらＴｉ量及び必要に応じてＮ量、Ｍｇ量を適当に制御すれば、ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数を本発明の範囲に制御することができる。
【００６１】
上述のようにして得られる本発明の鋼は、ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数、並びにＴｉＮ系介在物中のＮｂ量が適切に制御されているため、ＨＡＺの靭性（特に低温靭性）に優れている。
【００６２】
また本発明の鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎなどの必須元素（及び必要に応じて他の元素）を適切な範囲に制御すれば高張力（例えば引張強さ５００ＭＰａ以上程度、好ましくは引張強さ６００ＭＰａ以上程度）の鋼とすることができるため、高張力と靭性（特に低温靭性）を両立することもできる。
【００６３】
本発明は棒鋼などに適用することを否定するものではないが、通常、鋼板、特に厚板（例えば３０ｍｍ以上、好ましくは４０ｍｍ以上）に適用される。
【００６４】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００６５】
実験例１〜３８
下記表１〜２に示す鋼板を溶製して下記表３に示す厚さのスラブを製造した。このスラブを下記表３〜４に示す温度で分塊圧延し、次いで下記表３〜４に示す温度で厚さ５０ｍｍまで熱間圧延した後、水冷し、次いで温度６００℃で焼戻しすることによって厚板を製造した。
【００６６】
前記厚板中のＴｉＮ系介在物のプロフィール、引張強さ及び溶接性を下記のようにして測定した。
【００６７】
（１）ＴｉＮ系介在物のプロフィール１
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い、板面と垂直な断面を板厚方向のｔ／４付近（ｔ：板厚）で観察した。顕微鏡倍率を６万倍、視野を１．５×１．５μｍに設定し、合計で５視野分を観察した。粒径が０．０１〜０．２５μｍとなるＴｉＮ系介在物の個数をカウントし、１ｍｍ2当たりの個数を算出した。
【００６８】
（２）ＴｉＮ系介在物のプロフィール２
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い、板面と垂直な断面を板厚方向のｔ／４付近（ｔ：板厚）で観察した。ＥＤＸ分析を行い、粒径が０．０１〜０．２５μｍとなるＴｉＮ系介在物中のＮｂ／Ｔｉ比を算出した。
【００６９】
（３）引張強さ
前記厚板からＪＩＳ Ｚ２２０１に規定する５号試験片を切り出した。この試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張強さを特定した。
【００７０】
（４）溶接性１（小入熱部分）
前記厚板からＪＩＳ Ｚ２２０２に規定するＶノッチ試験片を切り出した。この試験片を温度１３５０℃に加熱した後、温度８００〜５００℃の範囲を約６０秒かけて冷却することにより、溶接入熱量＝１００ｋＪ／ｃｍに相当する熱サイクルを与えた。ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠して、温度−６０℃におけるシャルピー衝撃値を測定した。３本の試験片についてシャルピー衝撃値を測定し、その平均値を厚板のシャルピー衝撃値とした。
【００７１】
（３）溶接性２（大入熱部分）
試験片を温度１３５０℃に加熱した後、温度８００〜５００℃の範囲を約４００秒かけて冷却することにより、溶接入熱量＝５００ｋＪ／ｃｍに相当する熱サイクルを与える以外は、前記溶接性１（小入熱部分）と同様にした。
【００７２】
結果を表３〜４に示す。
【００７３】
【表１】
【００７４】
【表２】
【００７５】
【表３】
【００７６】
【表４】
【００７７】
［鋼中のＴｉ・Ｎｂ量及びＴｉＮ系介在物プロフィールに関して］
鋼中のＴｉ量及びＮｂ量が不適切な場合、ＴｉＮ系介在物プロフィールを適切な範囲に制御することが困難であり、溶接性を改善できない（実験例２４、２６、２７参照）。
【００７８】
実験例２９〜３８は、鋼中のＴｉ量及びＮｂ量が適切であって、鋼板の製造条件を適切に設定すればＴｉＮ系介在物プロフィールを適切な範囲に制御可能な鋼種（１，６，７，１６，２２，２３，２５）を使用しているにも拘わらず、製造条件が適切な範囲に制御されていない結果、ＴｉＮ系介在物プロフィールが不適切となっており、溶接性に劣る。より詳細には実験例２９〜３２及び３５〜３８では、ＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比が大きすぎるため（従って固溶Ｎｂ量が多すぎるため）、鋼の焼入性が高くなり過ぎており、特に小入熱溶接時の靭性が劣化する。また実験例３３〜３４では、ＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比が小さすぎるため（従って介在物中のＮｂ量が多すぎるため）、介在物のピンニング効果が不十分となってオーステナイト粒が粗大化し易くなるため、特に大入熱溶接時の靭性が劣化する。
【００７９】
これに対して、実験例１、実験例６、実験例７、実験例１６、実験例２２、実験例２３、及び実験例２５では、前記実験例２９〜３８と同じようにＴｉ量及びＮｂ量が適切な鋼種（１，６，７，１６，２２，２３，２５）を使用しており、しかも鋼板の製造条件を適切な範囲に制御し、ＴｉＮ系介在物プロフィールを適切な範囲に制御しているため、小入熱溶接時のシャルピー衝撃値性及び大入熱溶接時のシャルピー衝撃値が前記実験例２９〜３８よりも向上している。
【００８０】
以上より明らかなように、鋼中のＴｉ量及びＮｂ量を適正化してＴｉＮ系介在物プロフィールを適正化すれば、鋼板の溶接性は向上する。
【００８１】
［Ｔｉ及びＮｂ以外の化学成分に関して］
前記実験例１、６、７及び実験例１６を含む実験例１〜２０では、Ｔｉ及びＮｂ以外の化学組成も適切な範囲に制御されているため、小入熱溶接時のシャルピー衝撃値性及び大入熱溶接時のシャルピー衝撃値が共に７０Ｊ以上となっている。
【００８２】
一方、実験例２１〜２３、２５及び２８では、Ｔｉ及びＮｂ以外の化学成分が不適切であるため（すなわち実験例２１はＣが過剰であり、実験例２２はＳｉが過剰であり、実験例２３はＭｎが過剰であり、実験例２５はＮが過剰であり、実験例２８はＡｌが過剰であるため）、ＴｉＮ系介在物プロフィールを適切な範囲に制御しても、小入熱時及び大入熱時のシャルピー衝撃値を共に７０以上にすることは困難である。
【００８３】
以上より明らかなように、Ｔｉ及びＮｂ以外の化学成分も適正化すれば、溶接性を十分に高くできる。
【００８４】
【発明の効果】
本発明によれば、鋼中のＴｉ量及びＮｂ量を適正化してＴｉＮ系介在物プロフィールを適正化しているため、小入熱、大入熱などの入熱量に拘わらず、溶接後のＨＡＺ靭性（特に低温靭性）を高めることができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接性に優れた鋼に関するものであり、好ましくは大入熱溶接から小入熱溶接に至る幅広い入熱量で溶接しても熱影響部の靭性に優れる鋼（特に厚肉鋼板）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
厚肉鋼板は、船舶、海洋構造物などを建造するのに使用されており、溶接後における熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の靭性に優れていることが求められる。特に前記船舶等は、その使用温度域が低下する傾向にあり、また大型化する傾向にあるため、厚肉鋼板も低温ＨＡＺ靭性に優れていること、また小入熱溶接時のみならず大入熱溶接時においてもＨＡＺ靭性に優れていることなどが求められる。
【０００３】
ＨＡＺの靭性を向上する技術として、ＴｉＮによるピンニングを利用してＨＡＺにおけるオーステナイト粒の成長を抑制する技術が利用されている。しかし大入熱を受けたＨＡＺでは、超微細なＴｉＮは固溶してしまうためにオーステナイト粒の成長を抑制できず、またある程度大きなＴｉＮはさらに粗大化してしまうため、ＴｉＮによる靭性向上効果を十分に発揮させるのは困難である。
【０００４】
そこでＴｉＮの粒径を制御して靭性を向上する技術が提案されている（特許文献１参照）。すなわちこの特許文献１では、粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０5〜５×１０6個程度に制御することによって、大入熱を受けたＨＡＺの靭性を改善している。
【０００５】
しかしＴｉＮの粒径を制御してもＨＡＺ靭性の向上には限界があり、特に、小入熱溶接を行ったときにも大入熱溶接の場合と同様のＨＡＺ靭性を確保するのは困難である。すなわち大入熱溶接部位の靭性を高めるためには、通常、上述したＴｉＮを利用するだけでなく、鋼の焼入性を高めておくことも重要である。鋼の焼入性を高めておけば、大入熱溶接のように冷却速度が遅い条件でも、結晶粒が粗大化し難いため、前記ＴｉＮのピンニング効果と相俟ってＨＡＺ靭性を確保できるからである。例えば上記特許文献１でも、焼入性を高めるためにＮｂを添加する例を開示している。なおＮｂはマトリックス中に固溶することによって焼入性を発揮する。ところがＮｂを固溶させて焼入性を高めると、小入熱溶接時には冷却速度が速いために、ＨＡＺにベイナイト組織が形成され、靭性が劣化する。
【０００６】
すなわち大入熱溶接部と小入熱溶接部とでは、靭性の観点から相反する焼入れ特性が要求されるため、小入熱から大入熱に至る幅広い入熱量に対する靭性（特に低温靭性）を確保することはできなかった。
【０００７】
【特許文献１】
特開２００１−９８３４０号公報（請求項１、段落０００８、段落００２３、実施例）
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、小入熱から大入熱に至る幅広い入熱量の溶接を行ってもＨＡＺ靭性（特に低温靭性）に優れた鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、ＴｉＮ系介在物中に積極的にＮｂを含有させておくと、大入熱溶接時には介在物からＮｂが固溶していき溶接中又は溶接直後に鋼の焼入性が高まるためか、フェライト粒の粗大化を防止できＨＡＺ靭性を確保できること、一方、小入熱溶接時の熱量程度では介在物中にＮｂが含まれたままであるためか、ベイナイト化を抑制できＨＡＺ靭性を確保できること、従って小入熱から大入熱に至る幅広い入熱量の溶接を行ってもＨＡＺ靭性を確保できることを見出し、本発明を完成した。
【００１０】
すなわち、本発明に係る溶接用鋼は、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％（質量％の意、以下同じ）及びＮｂ：０．００５〜０．０５０％を含有すると共に、粒径が０．０１〜０．２５μｍであり且つＴｉ及びＮを含有する介在物を、被検面積１ｍｍ2当たり、１．０×１０4個以上含有している。そして前記介在物（すなわち、粒径が０．０１〜０．２５μｍであり且つＴｉ及びＮを含有する介在物）中のＴｉとＮｂの質量比（Ｔｉ／Ｎｂ）は１．０〜５．０になっている。
【００１１】
前記鋼は、通常、鋼中のＴｉとＮｂの質量比（Ｔｉ／Ｎｂ）が０．３以上となっている。また前記鋼は、通常、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．８％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１〜２．０％、Ａｌ：０．２０％以下（０％を含まない）、及びＮ：０．００２〜０．０１０％を含有している。残部はＦｅ及び不可避的不純物（例えばＰ、Ｓ及び他の不純物）であってもよく、必要に応じて他の元素を含有していてもよい。
【００１２】
他の元素としては、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）などが挙げられる。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明の鋼は、所定量のＴｉ及びＮｂを含有する鋼において、ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数を所定の範囲にした上で、前記ＴｉＮ系介在物中にＮｂを積極的に含有させている点に最大の特徴がある。以下、詳細に説明する。
【００１４】
（１）Ｔｉ量
ＴｉはＴｉＮを形成するため本発明にとって重要な元素である。鋼中のＴｉ量は、０．００５％以上、好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上とする。しかしＴｉを過剰に添加するとＴｉＮ系介在物が粗大化しやすくなり、またＴｉＮ系介在物中のＮｂ量が不足しやすくなる。従って鋼中のＴｉ量は、０．０５０％以下、好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０３０％以下とする。
【００１５】
（２）Ｎｂ量
本発明ではＴｉＮ系介在物中にＮｂを積極的に含有させているため、Ｎｂの添加量も重要である。Ｎｂ添加量のみで介在物中のＮｂ量が定まるものではないが（詳細は後述）、鋼中のＮｂ量（添加量）も介在物中のＮｂ量を確保するためには重要な要素である。鋼中のＮｂ量は、０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０１２％以上とする。一方Ｎｂが過剰になると、炭化物が析出するためＨＡＺ靭性が劣化する。従って鋼中のＮｂ量は、０．０５０％以下、好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下（特に０．０２％以下）とする。
【００１６】
（３）ＴｉＮ系介在物
ＴｉＮ系介在物は、大入熱溶接時にピンニングによってオーステナイト粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性を高めるのに有用である。
【００１７】
このＴｉＮ系介在物は種々の粒径を有しているが、粒径が０．０１〜０．２５μｍの範囲に入るＴｉＮ系介在物が上記靭性の確保に有効である。粒径が小さすぎると、大入熱溶接時に固溶してしまうためピンニング効果を発揮できない。一方粒径が大きすぎると大入熱溶接時にＴｉＮ系介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化する虞がある。なお本発明では、後述するようにＴｉＮ系介在物中に含まれるＮｂが大入熱溶接時に固溶し、この固溶ＮｂがＴｉＮの粗大化を抑制するため、ＴｉＮ系介在物の最大粒径は大きめに設定されている。また本発明では、鋼中のＴｉ量、Ｎ量、及び鋼中のＴｉ／Ｎｂ比を前記及び後記の範囲で制御するのが望ましいが、かかる範囲で制御した場合にはＴｉＮ系介在物の粒径が０．０１μｍ以下となることは少ない。
【００１８】
ＴｉＮ系介在物の粒径は、同等の面積を有する円を想定したときの直径を意味する。
【００１９】
そして本発明の鋼では、前記有効な粒径のＴｉＮ系介在物を、被検面積１ｍｍ2当たり、１．０×１０4個以上含有している。有効な粒径のＴｉＮ系介在物の量が少なすぎると、ＨＡＺ靭性の確保が困難となる。好ましい個数は、被検面積１ｍｍ2当たり、２．０×１０4個以上、特に４×１０4個以上である。なお前記個数は、通常、２０×１０4個以下（例えば１０×１０4個以下、特に９．５×１０4個以下）程度である。
【００２０】
なお本発明におけるＴｉＮ系介在物とは、ＴｉとＮを含有する介在物全てを意味し、他の元素の含有の有無は問わない。従って上記ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数は、Ｎｂを含有しないＴｉＮ系介在物も含めた全てのＴｉＮ系介在物に対して粒径と個数を計数したときの結果を意味している。
【００２１】
ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数は、以下のようにして測定する。すなわち鋼部材の熱履歴を代表する部分［例えば、鋼板であれば板面から深さｔ／４となる場所（ｔ：板厚）］を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、上記所定粒径を有する介在物の個数を計数する。顕微鏡倍率は大きいほど正確であり、少なくとも６万倍以上とする。また顕微鏡視野も広い程正確であり、少なくとも１．５×１．５μｍに設定する。測定箇所（ｎ数）も多いほど正確であり、少なくとも５箇所以上とする。そして上記計数結果を基に、１ｍｍ2当たりのＴｉＮ系介在物の個数を求める。
【００２２】
なおＴｉ及びＮの含有の有無は、ＴＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ；ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）によって決定する。すなわちこのＥＤＸによってＴｉ及びＮの存在が確認できた介在物をＴｉＮ系介在物とする。ＥＤＸによれば、通常、介在物中にＴｉ及びＮが共に０．３質量％以上存在している場合に、Ｔｉ及びＮの存在を確認できる。
【００２３】
（４）ＴｉＮ系介在物中のＮｂ
介在物中のＮｂは、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性及び小入熱溶接時のＨＡＺ靭性を両立させるのに有用である。すなわち大入熱溶接時には、入熱量が大きいため介在物中のＮｂが固溶し（正確には介在物がＴｉＮとＮｂＮに相分離した後、高温における安定性の低いＮｂＮが固溶し）、溶接中又は溶接直後の鋼の焼入性を高めることができるため、ＨＡＺ靭性を確保できる。また溶接時に固溶したＮｂは、オーステナイト粒の粗大化を防止するのに有効であり、また溶接時に固溶したＮｂはＴｉＮの粗大化を遅らせるのにも有効であり、これらの観点からも大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を確保するために有用である。
【００２４】
一方、小入熱溶接時には入熱量が小さいために介在物中のＮｂは固溶することがなく、ベイナイト組織が形成されるのを防止できる。従って小入熱溶接時のＨＡＺ靭性を確保するためにも有用である。
【００２５】
ＴｉＮ系介在物中のＮｂ含有量は、介在物中のＴｉとＮｂの質量比（Ｔｉ／Ｎｂ）によって規定される。介在物中のＴｉ／Ｎｂ比は、１．０以上（好ましくは１．５以上、さらに好ましくは２．０以上）、５．０以下（好ましくは４．０以下、さらに好ましくは３．５以下）程度である。Ｔｉ／Ｎｂ比が大きすぎると（従って介在物中のＮｂ量が少なすぎると）、前記Ｎｂの効果を有効に発揮することができない。一方、Ｔｉ／Ｎｂ比が小さすぎると（従って介在物中のＮｂ量が多すぎると）、ＴｉＮ系介在物の高温安定性が低下し、ＴｉＮによるピンニング効果を十分に発揮することができない。
【００２６】
なおＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比は、以下のようにして算出する。すなわちＮｂの含有の有無を問わず全てのＴｉＮ系介在物（ただし、上記所定粒径の範囲に入るもの）を対象として各介在物中のＴｉ量及びＮｂ量を測定した後、総Ｔｉ量及び総Ｎｂ量を算出し、この総Ｔｉ量と総Ｎｂ量の比（総Ｔｉ量／総Ｎｂ量）をＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比とする。
【００２７】
より詳細には、前記Ｔｉ／Ｎｂ比は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に付属するＥＤＸを用いて求める。なおＴＥＭの測定部分、ｎ数、顕微鏡倍率、顕微鏡視野は、上記ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数の測定方法と同様である。
【００２８】
上記のような鋼を用いれば、所定粒径のＴｉＮ系介在物の個数及びＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比（以下、ＴｉＮ系介在物プロフィールと総称する場合がある）が上記範囲を外れるような鋼に比べ、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を劣化させることなく（好ましくは大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を高めると共に）、小入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善できる。そのため小入熱から大入熱に至る幅広い入熱量の溶接を行ってもＨＡＺ靭性（特に低温靭性）に優れている。
【００２９】
前記鋼は、鋼中のＴｉ／Ｎｂ比（質量比）が所定の範囲に制御されているのが望ましい。鋼中のＴｉ／Ｎｂ比を所定の範囲を外れると、ＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比を所定の範囲に制御するのが困難となる。鋼中のＴｉ／Ｎｂ比は、例えば、０．３以上程度、好ましくは０．４以上程度、さらに好ましくは０．５以上程度である。鋼中のＴｉ／Ｎｂ比の上限は特に限定されないが、通常５以下、例えば４以下、特に３以下程度である。
【００３０】
本発明の鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎなどの鋼に必ず含まれる元素の量も制御するのが望ましい。これら必須元素の量を制御することによって、ＨＡＺ靭性をさらに高めることができ、また他の特性も向上又は安定化させることができる。以下、詳細に説明する。
【００３１】
Ｃ ： Ｃは鋼の強度を確保する点で重要な元素である。かかる観点からＣ量は、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とするのが望ましい。一方Ｃ量の上限を抑制すると、冷却速度の大きい低入熱溶接時にベイナイトラス境界に生成するマルテンサイトを微細化でき、ＨＡＺ靭性をさらに高めることができる。かかる観点からＣ量は、例えば０．１５％以下、好ましくは０．１３％以下、さらに好ましくは０．１０％以下程度とするのが望ましい。
【００３２】
Ｓｉ： Ｓｉの上限を抑制すると、ＨＡＺにおけるマルテンサイトの生成を抑制でき、鋼の靭性をさらに高めることができる。かかる観点からＳｉ量は、例えば０．８％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．２％以下程度とするのが望ましい。一方Ｓｉは鋼の強度を確保する点では有用である。かかる観点からＳｉ量は、例えば０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１３％以上程度とするのが望ましい。
【００３３】
Ｍｎ： Ｍｎは、鋼の強度及び靭性を確保する点で重要な元素である。かかる観点からＭｎ量は、例えば１％以上、好ましくは１．１％以上、さらに好ましくは１．２％以上とするのが望ましい。一方Ｍｎが過剰になると低温靭性が劣化しやすくなる。従ってＭｎ量は、例えば２．０％以下、好ましくは１．７％以下、さらに好ましくは１．６％以下程度とするのが望ましい。
【００３４】
Ａｌ： Ａｌの上限を抑制すると、Ｓｉと同様にＨＡＺにおけるマルテンサイトの生成を抑制でき、鋼の靭性をさらに高めることができる。かかる観点からＡｌ量は、例えば０．２０％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０５％以下とするのが望ましい。一方Ａｌは製鋼時の脱酸剤として使用されるため、通常、０．０１％以上、例えば０．０２％以上、特に０．０３％以上鋼中に残存することが多い。
【００３５】
Ｎ ： Ｎ量はＴｉＮ系介在物プロフィールを上記範囲に制御できる限り特に限定されないが、例えば０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上とする。なおＮが過剰になるとＴｉＮ系介在物が粗大化してＴｉＮ系介在物の個数が少なくなりやすいため、Ｎ量は例えば０．０１０％以下、好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００６％以下程度とする。
【００３６】
上記鋼は必要に応じて他の元素（例えば、Ｂ、Ｚｒなどの窒化物形成元素；Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭなどの介在物形態制御元素；Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒなどの母材強度向上元素；Ｍｏ、Ｖなどの焼入性向上元素など）を含有していてもよく、また他の元素の含有の有無に拘わらず残部はＦｅ及び不可避的不純物（Ｐ、Ｓ及び他の不可避的不純物）であってもよい。これら他の元素及びＰ，Ｓの量は、例えば、以下の通りとするのが望ましい。
【００３７】
［窒化物形成元素］
Ｂ ： Ｂは焼入性を高めて強度を向上させる点、及び大入熱溶接時のＨＡＺにおいてオーステナイト粒内からフェライトが生成するときの核となるなどの点で有用な元素である。Ｂを添加する場合（０％超とする場合）、例えば０．０００５％以上、好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上とする。一方Ｂが過剰になるとかえってＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｂ量は例えば０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下程度とする。
【００３８】
Ｚｒ： ＺｒはＴｉと同様に窒化物を形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するのに有用である。Ｚｒを添加する場合（０％超とする場合）、例えば０．００５％以上、好ましくは０．００７％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上とする。一方Ｚｒが過剰になると介在物が粗大化してかえってＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｚｒ量は例えば０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下程度とする。
【００３９】
上記Ｂ及びＺｒは単独で添加してもよく、組み合わせて添加してもよい。
【００４０】
［介在物形態制御元素］
Ｃａ： Ｃａは介在物の形状の異方性を低減するのに有用であり、ＨＡＺ靭性を改善するのに有用である。Ｃａを添加する場合（０％超とする場合）、例えば０．００１％以上、好ましくは０．００１５％以上、さらに好ましくは０．００２０％以上とする。一方Ｃａが過剰になると介在物を粗大化させ、かえってＨＡＺ靭性が低下する。従ってＣａ量は、例えば、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下程度とする。
【００４１】
Ｍｇ： ＭｇはＴｉＮ系介在物が析出するときの核となる酸化物を微細分散させるのに有用である。Ｍｇを添加する場合（０％超とする場合）、０．０００５％以上、好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上とする。一方Ｍｇが過剰になると介在物を粗大化させ、かえってＨＡＺ靭性が低下する。従ってＭｇ量は、例えば、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下とする。
【００４２】
ＲＥＭ： ＲＥＭ（Ｌａ、Ｃｅなどの希土類金属元素）は、Ｃａと同様の作用効果を有している。ＲＥＭを添加する場合（０％超とする場合）、例えば、０．００１％以上、好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上とする。一方ＲＥＭを過剰に添加すると、介在物の粗大化を助長し、かえってＨＡＺ靭性を劣化させる。従ってＲＥＭ量は、例えば、０．００５％以下、好ましくは０．００４５％以下、さらに好ましくは０．００４０％以下程度とする。
【００４３】
上記Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭは単独で添加してもよく、２種以上組み合わせて添加してもよい。
【００４４】
［母材強度向上元素］
Ｃｕ： ＣｕはＨＡＺ靭性を損なうことなく、母材強度及び母材靭性を改善するのに有用である。Ｃｕを添加する場合（０％超とする場合）、Ｃｕ量は、例えば０．０５％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上とする。一方Ｃｕが過剰になると、低入熱溶接時のマルテンサイト化を促進し、かえってＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＣｕ量は、例えば、１．５％以下、好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．８％以下とする。
【００４５】
Ｎｉ： ＮｉもＣｕと同様の作用効果を有する。Ｎｉを添加する場合（０％超とする場合）、Ｎｉ量は、例えば０．０５％以上（好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上）、３％以下（好ましくは２％以下、さらに好ましくは１．０％以下）とする。
【００４６】
Ｃｒ： ＣｒはＨＡＺ靭性を損なうことなく、母材強度を向上するのに有用である。Ｃｒを添加する場合（０％超とする場合）、Ｃｒ量は、例えば０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．２％以上とする。一方Ｃｒが過剰になるとＨＡＺ靭性が劣化するため、例えば１．５％以下、好ましくは１．３％以下、さらに好ましくは１．０％以下程度とする。
【００４７】
上記Ｃｕ、Ｎｉ、及びＣｒは単独で添加してもよく、２種以上組み合わせて添加してもよい。
【００４８】
［焼入性向上元素］
Ｍｏ： Ｍｏは鋼の焼入性及び焼戻軟化抵抗を高めるのに有用である。Ｍｏを添加する場合（０％超とする場合）、Ｍｏ量は、例えば０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上とする。一方Ｍｏが過剰になると、低入熱溶接後の強度を増加させ逆にＨＡＺ靭性を劣化させる。従ってＭｏ量は、１．５％以下、好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下程度とする。
【００４９】
Ｖ ： ＶもＭｏと同様の作用効果を有する。Ｖを添加する場合（０％超とする場合）、Ｖ量は、例えば、０．００１％以上（好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上）、０．３％以下（好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２０％以下）程度とする。
【００５０】
上記Ｍｏ及びＶは単独で添加してもよく、組み合わせて添加してもよい。
【００５１】
［不純物］
Ｐ ： Ｐは鋼の靭性を劣化させるため極力低減するのが望ましい。好ましいＰ量は０．０２％以下程度（０％を含まない）である。
【００５２】
Ｓ ： ＳもＰと同様、鋼の靭性を劣化させるため極力低減するのが望ましい。好ましいＳ量は０．０２％以下程度（０％を含まない）、特に０．０１％以下程度である。
【００５３】
本発明の鋼はＴｉＮ系介在物の粒径及び個数を制御しながら、ＮｂをＴｉＮ系介在物中に積極的に含有させることによって製造できる。より正確には、以下の現象を制御することによって製造できる。すなわち溶鋼の凝固過程においてＴｉＮ系介在物が析出し、このＴｉＮ系介在物中に一旦Ｎｂが取り込まれる。そしてその後に高温でさらされる時間が長くなると（例えば鋳片や鋼片の冷却時間が長くなったり、分塊圧延時や熱間圧延時の加熱温度が高くなると）、ＴｉＮ系介在物中のＮｂがマトリックス中に固溶していき、ＴｉＮ系介在物中のＮｂ含有量が減少していくと共に、ＴｉＮ系介在物自体も徐々に（Ｎｂ無添加鋼に比べればゆるやかながら）粗大化してその個数が減少する。従ってまず（１）鋼中のＮｂ量に合わせて鋼の凝固後の熱履歴条件を制御してＴｉＮ系介在物中のＮｂ量を制御すると共に、（２）この設定された熱履歴条件から逆算して凝固末期におけるＴｉＮ系介在物の粒径及び個数を調整すれば本発明の鋼を製造できる。
【００５４】
（１）ＴｉＮ系介在物中のＮｂ量の制御
ＴｉＮ系介在物中のＮｂ量は、鋼中のＮｂ量に合わせて熱履歴条件を制御することによって調整できる。例えばＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比を１．０〜５．０とする場合には下記（１−１）〜（１−３）に従えばよく、Ｔｉ／Ｎｂ比をより厳密に制御する場合には下記（１−１）〜（１−３）を適宜修正すればよい。
【００５５】
（１−１）鋼中のＴｉ／Ｎｂ比が０．５以下の場合
鋼中のＴｉ／Ｎｂ比が０．５以下の場合、Ｔｉに比べてＮｂが比較的多くなっていて、ＴｉＮ系介在物中にＮｂが含まれやすい状況にあるといえる。この場合、下記（１−２）〜（１−３）の場合に比べれば、ＴｉＮ系介在物中のＮｂをマトリックス中に固溶させるような熱履歴条件に設定する。具体的にはスラブ厚を２８０ｍｍ以上としてスラブの冷却速度を遅くすると共に、分塊圧延及び熱間圧延の加熱温度を１１００℃以上として高く設定する。
【００５６】
（１−２）鋼中のＴｉ／Ｎｂ比が２．０を超える場合
鋼中のＴｉ／Ｎｂ比が２．０を超える場合、Ｔｉに比べてＮｂが比較的少なくなっていて、ＴｉＮ系介在物中にＮｂが含まれにくい状況にあるといえる。この場合には、ＴｉＮ系介在物中のＮｂをできるだけ固溶させないような熱履歴条件に設定する。具体的にはスラブ厚を２８０ｍｍ以下としてスラブの冷却速度を速くすると共に、分塊圧延及び熱間圧延の加熱温度を１０００℃以下として低く設定する。
【００５７】
（１−３）鋼中のＴｉ／Ｎｂ比が０．５超、２．０以下の場合
この場合にはスラブ厚を２８０〜４００ｍｍとし、分塊圧延及び熱間圧延の加熱温度を１０００〜１２００℃とする。
【００５８】
（２）ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数の制御
上記のようにして設定された熱履歴条件から逆算して凝固末期のＴｉＮ系介在物中の粒径及び個数を調整すれば、最終的に得られる鋼中のＴｉＮ系介在物の粒径及び個数を上記所定の範囲に制御できる。
【００５９】
すなわち凝固後の鋼が高温にさらされる時間が長くなる程、ＴｉＮ系介在物は粗大化して個数が少なくなる傾向があるため、凝固末期の酸化物介在物を多くして凝固末期ではＴｉＮ系介在物を微細に数多く分散させておけばよい。
【００６０】
具体的には、（ａ）鋼中のＴｉ量が多くなる程、また鋼中のＮ量が多くなる程、ＴｉＮ系介在物が粗大化して個数が少なくなる傾向にあり、（ｂ）鋼中のＭｇ量が多くなる程ＴｉＮ系介在物が微細分散し、かつ前記Ｍｇ量が過剰になるとＴｉＮ系介在物が粗大化する傾向にあるため、これらＴｉ量及び必要に応じてＮ量、Ｍｇ量を適当に制御すれば、ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数を本発明の範囲に制御することができる。
【００６１】
上述のようにして得られる本発明の鋼は、ＴｉＮ系介在物の粒径及び個数、並びにＴｉＮ系介在物中のＮｂ量が適切に制御されているため、ＨＡＺの靭性（特に低温靭性）に優れている。
【００６２】
また本発明の鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎなどの必須元素（及び必要に応じて他の元素）を適切な範囲に制御すれば高張力（例えば引張強さ５００ＭＰａ以上程度、好ましくは引張強さ６００ＭＰａ以上程度）の鋼とすることができるため、高張力と靭性（特に低温靭性）を両立することもできる。
【００６３】
本発明は棒鋼などに適用することを否定するものではないが、通常、鋼板、特に厚板（例えば３０ｍｍ以上、好ましくは４０ｍｍ以上）に適用される。
【００６４】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００６５】
実験例１〜３８
下記表１〜２に示す鋼板を溶製して下記表３に示す厚さのスラブを製造した。このスラブを下記表３〜４に示す温度で分塊圧延し、次いで下記表３〜４に示す温度で厚さ５０ｍｍまで熱間圧延した後、水冷し、次いで温度６００℃で焼戻しすることによって厚板を製造した。
【００６６】
前記厚板中のＴｉＮ系介在物のプロフィール、引張強さ及び溶接性を下記のようにして測定した。
【００６７】
（１）ＴｉＮ系介在物のプロフィール１
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い、板面と垂直な断面を板厚方向のｔ／４付近（ｔ：板厚）で観察した。顕微鏡倍率を６万倍、視野を１．５×１．５μｍに設定し、合計で５視野分を観察した。粒径が０．０１〜０．２５μｍとなるＴｉＮ系介在物の個数をカウントし、１ｍｍ2当たりの個数を算出した。
【００６８】
（２）ＴｉＮ系介在物のプロフィール２
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用い、板面と垂直な断面を板厚方向のｔ／４付近（ｔ：板厚）で観察した。ＥＤＸ分析を行い、粒径が０．０１〜０．２５μｍとなるＴｉＮ系介在物中のＮｂ／Ｔｉ比を算出した。
【００６９】
（３）引張強さ
前記厚板からＪＩＳ Ｚ２２０１に規定する５号試験片を切り出した。この試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して引張強さを特定した。
【００７０】
（４）溶接性１（小入熱部分）
前記厚板からＪＩＳ Ｚ２２０２に規定するＶノッチ試験片を切り出した。この試験片を温度１３５０℃に加熱した後、温度８００〜５００℃の範囲を約６０秒かけて冷却することにより、溶接入熱量＝１００ｋＪ／ｃｍに相当する熱サイクルを与えた。ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠して、温度−６０℃におけるシャルピー衝撃値を測定した。３本の試験片についてシャルピー衝撃値を測定し、その平均値を厚板のシャルピー衝撃値とした。
【００７１】
（３）溶接性２（大入熱部分）
試験片を温度１３５０℃に加熱した後、温度８００〜５００℃の範囲を約４００秒かけて冷却することにより、溶接入熱量＝５００ｋＪ／ｃｍに相当する熱サイクルを与える以外は、前記溶接性１（小入熱部分）と同様にした。
【００７２】
結果を表３〜４に示す。
【００７３】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
［鋼中のＴｉ・Ｎｂ量及びＴｉＮ系介在物プロフィールに関して］
鋼中のＴｉ量及びＮｂ量が不適切な場合、ＴｉＮ系介在物プロフィールを適切な範囲に制御することが困難であり、溶接性を改善できない（実験例２４、２６、２７参照）。
【００７８】
実験例２９〜３８は、鋼中のＴｉ量及びＮｂ量が適切であって、鋼板の製造条件を適切に設定すればＴｉＮ系介在物プロフィールを適切な範囲に制御可能な鋼種（１，６，７，１６，２２，２３，２５）を使用しているにも拘わらず、製造条件が適切な範囲に制御されていない結果、ＴｉＮ系介在物プロフィールが不適切となっており、溶接性に劣る。より詳細には実験例２９〜３２及び３５〜３８では、ＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比が大きすぎるため（従って固溶Ｎｂ量が多すぎるため）、鋼の焼入性が高くなり過ぎており、特に小入熱溶接時の靭性が劣化する。また実験例３３〜３４では、ＴｉＮ系介在物中のＴｉ／Ｎｂ比が小さすぎるため（従って介在物中のＮｂ量が多すぎるため）、介在物のピンニング効果が不十分となってオーステナイト粒が粗大化し易くなるため、特に大入熱溶接時の靭性が劣化する。
【００７９】
これに対して、実験例１、実験例６、実験例７、実験例１６、実験例２２、実験例２３、及び実験例２５では、前記実験例２９〜３８と同じようにＴｉ量及びＮｂ量が適切な鋼種（１，６，７，１６，２２，２３，２５）を使用しており、しかも鋼板の製造条件を適切な範囲に制御し、ＴｉＮ系介在物プロフィールを適切な範囲に制御しているため、小入熱溶接時のシャルピー衝撃値性及び大入熱溶接時のシャルピー衝撃値が前記実験例２９〜３８よりも向上している。
【００８０】
以上より明らかなように、鋼中のＴｉ量及びＮｂ量を適正化してＴｉＮ系介在物プロフィールを適正化すれば、鋼板の溶接性は向上する。
【００８１】
［Ｔｉ及びＮｂ以外の化学成分に関して］
前記実験例１、６、７及び実験例１６を含む実験例１〜２０では、Ｔｉ及びＮｂ以外の化学組成も適切な範囲に制御されているため、小入熱溶接時のシャルピー衝撃値性及び大入熱溶接時のシャルピー衝撃値が共に７０Ｊ以上となっている。
【００８２】
一方、実験例２１〜２３、２５及び２８では、Ｔｉ及びＮｂ以外の化学成分が不適切であるため（すなわち実験例２１はＣが過剰であり、実験例２２はＳｉが過剰であり、実験例２３はＭｎが過剰であり、実験例２５はＮが過剰であり、実験例２８はＡｌが過剰であるため）、ＴｉＮ系介在物プロフィールを適切な範囲に制御しても、小入熱時及び大入熱時のシャルピー衝撃値を共に７０以上にすることは困難である。
【００８３】
以上より明らかなように、Ｔｉ及びＮｂ以外の化学成分も適正化すれば、溶接性を十分に高くできる。
【００８４】
【発明の効果】
本発明によれば、鋼中のＴｉ量及びＮｂ量を適正化してＴｉＮ系介在物プロフィールを適正化しているため、小入熱、大入熱などの入熱量に拘わらず、溶接後のＨＡＺ靭性（特に低温靭性）を高めることができる。
Claims (6)
- Ｃ：０．０１〜０．１５％（質量％の意、以下同じ）、Ｓｉ：０．８％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１〜２．０％、Ａｌ：０．２０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物、を満たす鋼であって、
粒径が０．０１ 〜０．２５μｍであり且つＴｉ及びＮを含有する介在物を、被検面積１ｍｍ２当たり、１．０×１０４個以上含有し、
前記介在物中のＴｉとＮｂの質量比（Ｔｉ／Ｎｂ）が１．０ 〜５．０であることを特徴とする溶接用鋼。 - 鋼中のＴｉとＮｂの質量比（Ｔｉ／Ｎｂ）が０．３以上である請求項１に記載の溶接用鋼。
- Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）及びＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）から選択された少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の溶接用鋼。
- Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）から選択された少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の溶接用鋼。
- Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、及びＣｒ：１．５％以下（０％を含まない）から選択された少なくとも１種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の溶接用鋼。
- Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない）、及びＶ：０．３％以下（０％を含まない）から選択された少なくとも１種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の溶接用鋼。
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