JP5201301B1 - 溶接用鋼材 - Google Patents

Abstract

この溶接用鋼材では、Ｐ_ＣＴＯＤが０．０６５％以下、ＣｅｑＨが０．２２５％以下、ＦＢが、０．０００３％以上、かつ、Ｂｐが０．０９％以上０．３０％以下である鋼成分を有し、板厚方向断面の板厚中心部において、円相当径２μｍ以上の酸化物粒子が２０個／ｍｍ^２以下、かつ０．０５〜０．５μｍのＴｉ酸化物が１．０×１０^３〜１．０×１０^５個／ｍｍ^２である。
【選択図】図２

Description

本発明は小入熱溶接から中入熱溶接の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性が優れた溶接用鋼材及びその製造法に関し、特に、小入熱溶接から中入熱溶接時に最も靭性が劣化するＦＬ部（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）、すなわちＷＭ（溶接金属）とＨＡＺ（溶接熱影響部）との境界）やＩＣ部（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ＨＡＺ）、すなわちＨＡＺとＢＭ（母材）との境界）のＣＴＯＤ特性が極めて良好で優れた靭性を示す溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた溶接用鋼材に関する。
本願は、２０１１年１１月２５日に、日本に出願された特願２０１１−２５７６８８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、寒冷地域等の開発推進に伴い厳しい使用環境で使用される鋼材が要求されている。例えば、北極圏等の寒冷地域で用いられる海洋構造物や耐震性建築物等の鋼構造物に適した高強度の鋼材が要求されている。上記のような寒冷地域で使用される鋼材は、従来鋼に比べて破壊靭性の指標であるＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）特性への要求が高く、母材とともに溶接熱影響部においても優れたＣＴＯＤ特性が必要とされる。

溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性は、主にＦＬ部およびＩＣ部の２箇所の位置にノッチを入れた試験で評価される。しかしながら、これまではＦＬ部のみがＣＴＯＤ特性改善の対象とされることがほとんどであった。

これは、試験温度があまり厳しくない条件（例えば−１０℃程度）では、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を満足すれば、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性は十分な値が得られていたためと考えられる。

しかしながら、北極圏等の寒冷地域で適用される鋼材に要求される−８０℃の厳しい試験条件下では、これまで考慮しなくても問題となっていなかったＩＣ部で低ＣＴＯＤ値が発生することが分かった。そのため、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性とＩＣ部のＣＴＯＤ特性との両方の特性をそれぞれ向上させる技術が求められている。

例えば特許文献１には、小〜中入熱の溶接継手で−６０℃の試験条件下において良好なＣＴＯＤ特性が得られる技術が開示されている。しかし、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性の記述はなされていない。

特許文献２、及び特許文献３には、ＦＬ部のみならずＩＣ部も考慮し、Ｐ_ＣＴＯＤおよびＣｅｑＨというパラメータを満たすことで、−６０℃環境下でのＣＴＯＤ特性を確保する技術が開示されている。しかし、本発明者らがこの技術に基づき作製した鋼材の−８０℃でのＣＴＯＤ特性について調査したところ、要求特性を満足しないことを確認した。更に、実継手の−８０℃ＣＴＯＤ特性と再現熱サイクル試験結果との対応関係について詳細に調査した結果、実継手の−８０℃ＣＴＯＤ特性を満足するためには、再現熱サイクル試験における限界ＣＴＯＤ値が０．１ｍｍ以上となる下限温度であるＴδ_Ｃ０．１を−１２５℃以下にする必要があることがわかった。更に、このＴδ_Ｃ０．１≦−１２５℃を達成するためには、Ｎｉが添加されていない場合には特許文献２、Ｎｉが添加されている場合には特許文献３に規定された以下のパラメータがそれぞれ、Ｐ_ＣＴＯＤ≦０．０２、ＣｅｑＨ≦０．２２５を満たす必要があることを見出した。ここで、Ｐ_ＣＴＯＤは、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性であるＴδｃ０．１（ＦＬ）に影響を与える鋼成分について評価したパラメータであり、ＣｅｑＨはＩＣ部の硬さを介してＣＴＯＤ特性に影響を与える鋼成分について評価したパラメータである。
Ｐ_ＣＴＯＤ＝［Ｃ］＋［Ｃｕ］／２２＋［Ｎｉ］／６７＋［Ｖ］／３…式１
ＣｅｑＨ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／４．１６＋［Ｍｎ］／１４．９＋［Ｃｕ］／１２．９＋［Ｎｉ］／１０５＋［Ｖ］／１．８２…式２
上記式中の成分元素は、鋼中の成分元素の含有量（質量％）である。
しかしながら、この場合、Ｐ_ＣＴＯＤ及びＣｅｑＨの規制値が低いため、添加可能な合金成分量を大幅に制限する必要がある。そのため、構造材料として一般的に使用される板厚６〜１００ｍｍにおいて、高強度鋼を得ることができない。本発明における高強度とは、降伏強度（ＹＳ）が３５５Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強度（ＴＳ）が４８０Ｎ／ｍｍ^２以上を言う。望ましくは板厚が１２ｍｍ以上、８０ｍｍ以下で、降伏強度が４００Ｎ／ｍｍ^２以上、５５０Ｎ／ｍｍ^２以下であり、引張強度が６１０Ｎ／ｍｍ^２以下である。
なお、実際の構造物に使用するにあたっては、板厚が３０ｍｍ以上、６０ｍｍ以下であり、降伏強度が４２０Ｎ／ｍｍ^２以上、５００Ｎ／ｍｍ^２以下であり、引張強度が５７０Ｎ／ｍｍ^２以下であることがより望ましい。鋼材には、厚鋼板や鋼管などがあるが、厚鋼板としても差し支えない。

一方、例えば特許文献４には、Ｂを添加することで低温のＣＴＯＤ特性を向上させる技術が開示されている。Ｂ添加量を０．０００５％〜０．００２０％に制御することで、ＣＴＯＤ特性を向上させることが示されているが、その目標とする特性は−３０℃及び−５０℃でのＣＴＯＤ特性である。本発明者らが、この技術に基づき製造した鋼材について、本発明で主に想定している潜弧溶接（ＳＡＷ：Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ ａｒｃ ｗｅｌｄｉｎｇ）法での溶接条件下において、−８０℃環境下のＣＴＯＤ特性を調査したところ、要求特性を満足しなかった。

また、例えば特許文献５には、Ｂを０．０００３％〜０．００３％添加し、かつ固溶Ｂ量を０％に制御することで、ＨＡＺ靭性を向上させることが示されている。しかし、大入熱溶接を想定した技術であり、さらにその目標特性は、−２０℃でのＨＡＺ靭性である。本発明者らが、この技術に基づき製造した鋼材について、本発明で主に想定している潜弧溶接（ＳＡＷ：Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ ａｒｃ ｗｅｌｄｉｎｇ）法での溶接条件下において、−８０℃環境下のＣＴＯＤ特性を調査したところ、要求特性を満足しなかった。

日本国特開２００７−００２２７１号公報 日本国特開２０１０−２４８５９０号公報 国際公開公報ＷＯ２０１０／１３４３２３Ａ１ 日本国特開平９−１３０３号公報 国際公開公報ＷＯ２００９／０７２５５９Ａ１

ＨＡＺ部の中でも、ＦＬ部は、溶接時に最も高温の熱履歴を受け、ＩＣ部は、多層溶接により溶融温度に近い高温の熱履歴を受けた後、Ａｃ１温度（昇温時のα→γ変態温度）直上の熱履歴を受けるため、いずれも特にＣＴＯＤ特性が劣化しやすい。高温の熱履歴を受けるＦＬ部は、ミクロ組織が粗大化することによって靭性が劣化するため、ミクロ組織を微細かつ均一にすることが有効と考えられる。また、ＦＬ部及びＩＣ部のいずれにおいても、破壊の起点となる粗大な非金属介在物の低減が重要であり、非金属介在物の低減にはＯ（鋼中酸素）の低減が有効と考えられる。しかしながら、一方で、Ｏを低減すると粒内変態フェライト（Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ；ＩＧＦ）が減少し、ＣＴＯＤ特性が低下することが懸念される。

これらの課題に対して、上述のように、これまで−８０℃でのＦＬ部のＣＴＯＤ特性及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性（破壊靭性）が要求値を満足する高強度の溶接用鋼材は提供されていなかった。そこで、本発明は、小〜中入熱の多層溶接等において、−８０℃でのＦＬ部のＣＴＯＤ特性及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性（破壊靭性）が要求値を満足する高強度の溶接用鋼材を提供することを目的とする。
本発明における小〜中入熱とは、例えば板厚５０ｍｍで１．５〜５．０ｋＪ／ｍｍ程度となる入熱を言う。

本発明者らは、高強度鋼としての母材強度を満足しつつ、小〜中入熱（例えば板厚５０ｍｍで１．５〜５．０ｋＪ／ｍｍ）溶接を行った鋼材のＨＡＺにおける脆化部であるＦＬ部とＩＣ部の−８０℃のＣＴＯＤ特性を満足させる手段について検討した。

その結果、Ｏを低減した上で、ＦＬ部において溶接時に付与される熱履歴によって生成する粗大な粒界組織を抑制しＩＧＦ分率を増大させることで、ＣＴＯＤ特性が著しく向上することを明らかにした。上述のＩＧＦとはＨＡＺの旧オーステナイト粒内のＴｉ酸化物を核に花弁状に生成する（Ｔｉ酸化物を中心に周囲に広がるように生成する）針状のフェライトである。このＩＧＦは、平均粒径１０μｍ以下と微細なため、それ自身による微細化効果に加えて、ＩＧＦが多く生成することで粒界から生成する靭性に有害な粗大組織の生成を抑制し、有効結晶粒径微細化をもたらすことで、ＣＴＯＤ特性の向上に著しく寄与する。

また、ＩＧＦ分率を増大させる手法としてＢ添加が最も有効であることを見出した。これまでＢ添加によって鋼材の変態温度が下がり、組織が微細で均一になる効果があることは知られていた。しかし、（ｉ）微量添加で効果を発揮するＢは、鋼中に存在するＮやＯなどの元素と結合することで存在状態が変わり、狙った効果を発揮できない場合があること、（ｉｉ）特に溶接後の冷却速度が大きくなる溶接入熱５．０ｋＪ／ｍｍ以下の小・中入熱溶接では、Ｂ添加によるＨＡＺの硬さの上昇に伴いＣＴＯＤ特性が低下する場合があることから−８０℃におけるＣＴＯＤ特性の改善にＢ添加を十分活用できた例はなかった。本発明者らは、上記（ｉ）については、Ｂが鋼中に固溶状態で存在し、狙いとする効果を発揮するために必要な量、すなわち有効Ｂ量の確保を可能とするパラメータで制御し、（ｉｉ）については、Ｂ量とＣ量からなるパラメータを用いて制御することが優れたＣＴＯＤ特性（破壊靭性）を確保ために有効であることを見出した。

さらに、本発明者らは、上述のＢの効果をより活用するためには、鋼中に微細なＴｉ酸化物を含有させることが有効であることを見出した。

本発明は上述の知見に基づいて構成されており、上記の課題を解決して係る目的を達成するために、以下の手段を採用した。
（１）すなわち、本発明の一態様に係る溶接用鋼材は、質量％で、Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０１５％以上０．０４５％以下のＣと、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］が、０．０５％以上０．２０％以下のＳｉと、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が、１．６％以上２．５％以下のＭｎと、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．１％以上１．０％以下のＮｉと、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が、０．００５％以上０．０１５％以下のＴｉと、Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００３％以上０．００１５％以下のＢと、Ｎ含有量［Ｎ］が、０．００２％以上０．００６％以下のＮと、Ｏ含有量［Ｏ］が、０．００１５％以上０．００３５％以下のＯとを含有し、Ｐ含有量［Ｐ］を、０．００８％以下、Ｓ含有量［Ｓ］を、０．００５％以下、Ａｌ含有量［Ａｌ］を、０．００４％以下、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］を、０．００４％以下、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を、０．５％以下、Ｖ含有量［Ｖ］を、０．０２％以下に制限し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、下記式１で表されるＰ_ＣＴＯＤが０．０６５％以下、下記式２で表されるＣｅｑＨが０．２２５％以下、下記式３で表されるＦＢが、０．０００３％以上、かつ、下記式４で表されるＢｐが０．０９％以上０．３０％以下である鋼成分を有し、板厚方向断面の板厚中心部において、円相当径２μｍ以上の酸化物粒子が２０個／ｍｍ^２以下、かつ０．０５〜０．５μｍのＴｉ酸化物が１．０×１０^３〜１．０×１０^５個／ｍｍ^２である。
ここで、
Ｐ_ＣＴＯＤ＝［Ｃ］＋［Ｃｕ］／２２＋［Ｎｉ］／６７＋［Ｖ］／３…式１
ＣｅｑＨ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／４．１６＋［Ｍｎ］／１４．９＋［Ｃｕ］／１２．９＋［Ｎｉ］／１０５＋［Ｖ］／１．８２…式２
ＦＢ＝［Ｂ］−０．７７×（［Ｎ］−０．２９×（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）））…式３
Ｂｐ＝（８８４×［Ｃ］×（１−０．３×［Ｃ］^２）＋２９４）×ＦＢ…式４
ただし、式３において、（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）の項が０以下であれば、式３における（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）の項を０にして前記ＦＢを算出し、
また、式３において、（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］））の項が０以下であれば、式３における（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］））の項を０にして前記ＦＢを算出し、
更に、式３において、（［Ｎ］−０．２９×（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）））の項が０以下であれば、式３における（［Ｎ］−０．２９×（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）））の項を０にして前記ＦＢを算出し、
更にまた、ＦＢ≦０のときはＦＢ＝０とする。

（２）上記（１）に記載の溶接用鋼材では、前記Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０３％以下であってもよい。

（３）上記（１）または（２）に記載の溶接用鋼材では、前記Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００６％以上であってもよい。

以上述べたように、本発明により製造した鋼は、小〜中入熱の多層溶接等の溶接時に最も靭性が劣化するＦＬ部及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性が極めて良好で優れた破壊靭性を示す。これにより、海洋構造物、耐震性建築物等に使用され、厳しい環境でも優れたＣＴＯＤ特性を示す高強度溶接用鋼材を得ることができる。

ＦＢと継手ＦＬ部のＩＧＦ分率との関係を示す図である。 ＢｐとＦＬ部における−８０℃の継手ＣＴＯＤ特性の最小値との関係を示す図である。

本実施形態においては、上述の通り、ＦＬ部のミクロ組織を微細化するためにＢを添加する。Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下させることで鋼のフェライト変態を著しく遅延させる効果がある。そのため、粗大なオーステナイト粒を有するＨＡＺ組織にて粒界から生成する粗大なフェライトなどの組織を抑制する。更に、Ｔｉ酸化物に代表される酸化物系の非金属介在物を粒内変態フェライト（ＩＧＦ）の変態核として利用する技術と組み合わせることで、ＦＬ部のミクロ組織を著しく微細にする。これは、固溶しているＢにより粒界部の変態が抑制され、変態核として粒内に存在する酸化物系非金属介在物からのフェライト変態が起こりやすくなることでＩＧＦが増加することを狙いとした。なお、粗大な介在物は破壊の起点となるため低減する必要があり、変態核として望ましいのは微細な介在物である。

上述の効果を得るためには、粒内変態の核となる酸化物系非金属介在物を所定量含む鋼中において、固溶状態で存在するＢ（有効Ｂ；ＦＢ）を確保する必要がある。しかしながら、一方でＢを添加することによる粒界部のフェライト変態の遅延効果は、焼入れ性の向上を意味している。そのため、焼入れ性の向上に伴う硬質組織の増加によってＦＬ部の硬さが上昇し、破壊靭性が劣化することが懸念される。そのため、後述のように必要な固溶Ｂ量を確保しつつ、Ｂ添加によるＦＬ部の硬さの上昇を回避することが有効である。

鋼中に固溶状態で存在するＢ（有効Ｂ）を確保してＢ添加によるＦＬ部のミクロ組織の微細化および均一化効果を有効に活用した上で、実継手で−８０℃のＣＴＯＤ特性を満足させるためには、式３に定義される有効Ｂ量を示すパラメータＦＢと、ＢによるＨＡＺ硬さ上昇を回避するパラメータとして式４に定義されるＢパラメータＢｐとを考慮する必要があることを見出した。
ＦＢ＝［Ｂ］−０．７７×（［Ｎ］−０．２９×（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）））…式３
ただし、式３において、（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）の項が０以下であれば、式３における（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）の項を０にして前記ＦＢを算出し、
また、式３において、（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］））の項が０以下であれば、式３における（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］））の項を０にして前記ＦＢを算出し、
更に、式３において、（［Ｎ］−０．２９×（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）））の項が０以下であれば、式３における（［Ｎ］−０．２９×（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）））の項を０にして前記ＦＢを算出し、
更にまた、ＦＢ≦０のときはＦＢ＝０とする。
Ｂｐ＝（８８４×［Ｃ］×（１−０．３×［Ｃ］^２）＋２９４）×ＦＢ…式４
上記式中の成分元素は、鋼中の成分元素の含有量（質量％）である。
式３は、それぞれの元素間の結合力の強さを考慮した上で、化学量論比により得られた鋼中の固溶Ｂ量（有効Ｂ量；ＦＢ）を求める式である。この式により求められたＦＢが０．０００３％以上、すなわち有効Ｂ量が０．０００３％以上である場合、Ｂは狙い通りに粗大な粒界組織を抑制する。その結果、鋼中に分散したＴｉ酸化物によりＩＧＦが生成しうる環境下では、図１に示すようにＦＬ部におけるＩＧＦ分率が９０％以上となる。Ｂｐは、多数の実験室溶製鋼での解析から導出した経験式であり、（Ｃ量によって予想される最高硬さ）×（ＦＢの寄与）でパラメータ化したものである。ＦＢが多いほど、ＨＡＺ硬さが高くなりやすく、特に今回のような極低温でのＣＴＯＤ特性に大きく影響する。本発明者らは、図２に示すように、Ｂｐが０．３０％を超えるとＦＬ部で著しい硬さの上昇を引き起こし、−８０℃でＣＴＯＤ特性の目標値である０．２５ｍｍ以上を満足しないことを見出した。また、本実施形態に係る溶接鋼材においてＦＢが０．０００３％以上であればＢｐは必ず０．０９％以上となることから、Ｂｐが０．０９未満となるのは本実施形態に係る溶接鋼材の狙いとする固溶Ｂの効果が得られない領域であるため、Ｂｐは０．０９％以上とする。なお、図２に記載されている鋼は、Ｂｐ以外は本実施形態に係る溶接鋼材の範囲を満足している。
ＦＢが、０．００１０％超となると、Ｂｐが０．３０％を超えることが懸念されるためＦＢの上限を０．００１０％とすることが望ましい。

さらに、実継手で−８０℃のＣＴＯＤ特性を満足させるには、円相当径で２μｍ以上の酸化物の個数を２０個／ｍｍ^２以下でかつ、変態核として鋼中に円相当径で０．０５〜０．５μｍのＴｉ酸化物を１．０×１０^３〜１．０×１０^５個／ｍｍ^２有することが重要であることが分かった。円相当径２μｍ以上の酸化物個数が２０個／ｍｍ^２を超えると、この酸化物が破壊発生起点となり、ＣＴＯＤ特性が劣化する。また、円相当径０．０５〜０．５μｍのＴｉ酸化物が１．０×１０^３個／ｍｍ^２未満では、ＩＧＦの生成核としてのＴｉ酸化物個数が不十分となり、１．０×１０^５個／ｍｍ^２を超えると、Ｔｉ酸化物が破壊発生起点となって、いずれの場合もＣＴＯＤ特性が劣化する。

以上に示すとおり、ＢｐとＦＢを同時に満たすことで、ＦＬ部の硬さの著しい上昇を抑制しながら、更なるミクロ組織の微細化を達成することが可能となった。また、酸化物の制御が重要であることが分かった。その結果、本実施形態で限定する範囲の成分及び酸化物を含有する鋼を用いた場合、ＢｐとＦＢを満たした上で、−６０℃でのＣＴＯＤ特性を確保するために必要であったＰ_ＣＴＯＤ≦０．０６５％を満足し、さらに、円相当径で２μｍ以上の酸化物の個数が２０個／ｍｍ^２以下でかつ、変態核として鋼中に円相当径で０．０５〜０．５μｍのＴｉ酸化物を１．０×１０^３〜１．０×１０^５個／ｍｍ^２有することで、−８０℃でＦＬ部のＣＴＯＤ特性が満足することを見出した。なお、Ｐ_ＣＴＯＤは、後述の各元素の組成範囲から、０．０１６％以上となる。

一方、上述したように試験温度−８０℃のような厳しい条件の場合、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性が目標値を満足しても、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性値が目標値を満足しない場合がある。そこで、ＩＣ部においても検討を進めた。その結果、円相当径で２μｍ以上の酸化物の個数を２０個／ｍｍ^２以下としてかつ、ＣｅｑＨ≦０．２２５％を満足することで、−８０℃のＣＴＯＤ特性を満たすことを確認した。ただし、ＣｅｑＨは後述の各元素の組成範囲から、０．１３５％以上となる。

以下に本実施形態に係る溶接鋼材の限定理由について説明する。まず、本実施形態に係る溶接鋼材の組成限定理由について説明する。以下の組成についての％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．０１５〜０．０４５％
Ｃは強度を得るための元素であり、Ｃ含有量［Ｃ］は０．０１５％以上とする。安価に高強度とするためには望ましくは、０．０１８％以上または０．０２０％以上であり、さらに望ましくは、０．０２５以上％又は０．０３０％以上である。一方で０．０４５％超では溶接ＨＡＺの特性を劣化させ、−８０℃のＣＴＯＤ特性を満足できないため０．０４５％を上限とする。より良好なＣＴＯＤ特性を得るためには０．０４２％未満又は０．０４０％未満が望ましい。

Ｓｉ：０．０５〜０．２０％
Ｓｉは良好なＣＴＯＤ特性を得るために少ない方が好ましいが、脱酸の観点からは、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］は０．０５％以上とする。望ましくは０．０８％以上又は０．１０％以上である。しかしながら、０．２０％超ではＦＬ部のＣＴＯＤ特性を害するため、０．２０％を上限とする。より良好なＣＴＯＤ特性を得るためには、０．１８％以下又は０．１５％以下が望ましい。

Ｍｎ：１．６〜２．５％
Ｍｎはミクロ組織を適正化する効果が大きく安価な元素であることや、ＣＴＯＤ特性に対して有害な粒界からの変態を抑制する効果を有し、ＣＴＯＤ特性を害することが少ないために添加量を多くしたい。Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が１．６％未満ではミクロ組織の適正化効果が小さいため、下限を１．６％とした。下限は、望ましくは１．７％であり、更に望ましくは１．８％である。一方で、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が２．５％超ではＦＬ部において焼き入れ性が高くなりすぎたり、ＩＣＨＡＺの硬さが増加したりして、ＣＴＯＤ特性が劣化する。そのため２．５％を上限とする。上限は、望ましくは２．３％、より望ましくは、２．２％、更に望ましくは２．０％である。

Ｐ：０．００８％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、Ｐ含有量［Ｐ］を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、０．００８％を上限とする。より良好なＣＴＯＤ特性を得るためには、０．００５％以下が望ましい。Ｐは不可避的不純物であり、その下限は０％である。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不可避不純物として含有され、母材靭性、ＣＴＯＤ特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るため、Ｓ含有量［Ｓ］の上限を０．００５％とする。より良好なＣＴＯＤ特性を得るためには、０．００３％以下又は０．００２％以下が望ましい。Ｓは不可避的不純物であり、その下限は０％である。

Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉは、ＣＴＯＤ特性の劣化が少なく、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な元素であるが、高価な合金でありコスト上昇を招くことから、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］を１．０％以下とする。望ましくは０．８％以下、より望ましくは０．７％以下又は０．６％以下、更に望ましくは０．５％以下又は０．４５％以下とした。一方、Ｎｉを添加した場合の効果を得るために、下限を０．１％とする。Ｎｉの効果をより活用するためには０．２％以上の添加が望ましく、０．２５％以上の添加がより望ましい。合金コストの上昇より母材の強度向上を優先する場合には、０．４％以上、０．５％以上又は０．６％以上のＮｉを添加してもよい。

Ａｌ：０．００４％以下
Ａｌは、Ｔｉ酸化物を生成させてＩＧＦを得るために少ない方が好ましいため、Ａｌ含有量［Ａｌ］の上限を０．００４％とする。より多くのＩＧＦを得、良好なＣＴＯＤ特性を得るためには、０．００３％以下又は０．００２％以下が望ましい。その下限は０％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％
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ＦＬ部に粗大なＴｉＣを生成し、ＣＴＯＤ特性を劣化させる。また、ＩＣ部にＴｉＣ生成による硬化組織が生成したり、ＴｉＣが破壊の発生の起点となる場合がある。そのため、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］は０．００５〜０．０１５％が適正範囲である。Ｔｉの効果をより活用するためには、０．００７％以上とすることが望ましく、０．００８％以上とすることがより望ましい。一方、よりＣＴＯＤ特性を改善するためには、０．０１３％以下が望ましい。

Ｎｂ：０．００４％以下
Ｎｂは、母材の強度と靭性の観点から有益であるが、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性には有害であるため、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］をＣＴＯＤ特性を著しく低下しない範囲である０．００４％以下に制限する。ただし、よりＣＴＯＤ特性を改善させるためには、０．００３％以下又は０．００２％以下に制限することがより望ましく、０．００１％以下に制限することが更に望ましい。その下限は０％である。

Ｂ：０．０００３〜０．００１５％
Ｂは、ＨＡＺの旧オーステナイト粒界に偏析して、ＣＴＯＤ特性に有害となる粗大な粒界組織の生成抑制効果を有し、さらにＦＬ部のミクロ組織を均一にする効果を有する元素である。そのため、Ｂ含有量［Ｂ］を、０．０００３％以上とする。ただし、Ｂの効果をより活用するためには、０．０００４％以上又は０．０００６％以上とすることが望ましい。一方、過剰の添加によりＦＬ部の硬さが著しく上昇しＣＴＯＤ特性を劣化させることが懸念されるため、０．００１５％を上限とする。よりＦＬ部のＣＴＯＤ特性を改善させるためには、０．００１３％又は０．００１１％以下が望ましい。

Ｎ：０．００２〜０．００６％
Ｎは、Ｔｉ窒化物生成に必要であるが、０．００２％未満では効果が少ない。そのため、Ｎ含有量［Ｎ］の下限を０．００２％とする。Ｎの効果をより活用するためには、下限を０．００２５％とすることが望ましく、０．００３％とすることがより望ましい。一方、０．００６％超では破壊の発生起点となる粗大なＴｉ窒化物を形成し、ＣＴＯＤ特性を劣化させてしまうため、上限を０．００６％とする。より良好なＣＴＯＤ特性を得るためには、０．００５％以下が望ましい。さらに望ましくは０．００４５％以下又は０．００４％以下である。

Ｏ：０．００１５〜０．００３５％
Ｏ含有量［Ｏ］は、ＦＬ部のＩＧＦの生成核としてのＴｉ酸化物の生成性から０．００１５％以上とする。Ｏの効果をより活用するためには、０．００２０％以上とすることが望ましい。しかし、Ｏが多すぎると酸化物のサイズおよび個数が過大となって、ＦＬ部及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性を劣化させるため、上限を０．００３５％とする。より良好なＣＴＯＤ特性を得るためには、０．００３０％以下が、より好ましくは０．００２８％以下又は０．０２６％以下が望ましい。

以上が本実施形態に係る溶接鋼材における必須の元素であり、これらの効果を損なわない範囲で以下の元素を添加することも有効である。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、母材の強度を向上させる効果があり、ＩＣＨＡＺの硬さの増加も少なく有効な元素である。しかしながらＣｕ含有量［Ｃｕ］が、０．５％を超えて添加された場合、破壊の起点のなる島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；ＭＡ）生成が促進され、さらに分解を抑制することからＦＬ部のＣＴＯＤ特性の劣化を招く。したがって、ＣＴＯＤ特性を劣化させない範囲として、０．５％以下を制限範囲とする。ただし、より良好なＣＴＯＤ特性を得るためには、０．３％以下又は０．１％以下が望ましい。更に安定したＣＴＯＤ特性を確保するためには０．０５％以下又は０．０３％以下に制限することが望ましい。その下限は０％である

Ｖ：０．０２％以下
Ｖは、母材強度の向上に有効な元素である。しかし、Ｖ含有量［Ｖ］が０．０２％を超えるとＣＴＯＤ特性を害することになるので、ＣＴＯＤ特性を大きく害しない範囲として、［Ｖ］の上限を０．０２％以下とする。よりすぐれたＣＴＯＤ特性を確保するためには０．０１％未満が望ましい。その下限は０％である。

本実施形態に係る溶接用鋼材は、上記成分を含有または制限し、残部が鉄および不可避的不純物を含む。しかしながら、本実施形態に係る溶接鋼材には、上記成分の他に、鋼板自体の耐食性及び熱間加工性を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不可避的不純物として、他の合金元素を含有してもよい。ただし、上記成分（Ｎｉ等）の上記効果（母材の靭性の向上等）を十分に発揮させるために、他の各合金元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、ＲＥＭ）を以下のように制限することが好ましい。これらの各元素の含有量は、０％を含む。なお、これらの合金元素が意図的に添加されたとしても、その添加量が後述の範囲内にあれば、不可避的不純物と見做してよい。

Ｃｒは、ＣＴＯＤ特性を低下させるため、Ｃｒ含有量［Ｃｒ］は、０．１％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましく、０．０２％以下であることが最も好ましい。その下限は０％である。
Ｍｏは、ＣＴＯＤ特性を低下させるため、Ｍｏ含有量［Ｍｏ］は、０．０５％以下であることが好ましく、０．０３％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることが最も好ましい。その下限は０％である。

Ｃａは、Ｔｉ酸化物の生成を抑制する効果があるため、Ｃａ含有量［Ｃａ］は、０．０００３％未満であることが好ましく、０．０００２％未満又は０．０００１％未満であることがより好ましい。その下限は０％である。
Ｍｇは、Ｔｉ酸化物の生成を抑制する効果があるため、Ｍｇ含有量［Ｍｇ］は、０．０００３％未満であることが好ましく、０．０００２％未満又は０．０００１％未満であることがより好ましい。その下限は０％である。

Ｓｂは、ＣＴＯＤ特性を損なうため、Ｓｂ含有量［Ｓｂ］は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。その下限は０％である。
Ｓｎは、ＣＴＯＤ特性を損なうため、Ｓｎ含有量［Ｓｎ］は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。その下限は０％である。
Ａｓは、ＣＴＯＤ特性を損なうため、Ａｓ含有量［Ａｓ］は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。その下限は０％である。
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、Ｔｉ酸化物の生成を抑制する効果があるため、ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００２％未満又は０．００１％未満であることが最も好ましい。なお、本実施形態に係る溶接用鋼材には、本実施形態の特性を阻害しない範囲で、上述した元素以外にも製造工程などで不可避的に混入する不純物を含有してもよいが、できるだけ不純物が混入しないようにすることが好ましい。その下限は０％である。

鋼の成分を上記のように限定しても製造法が適切でなければ目的とした効果は発揮できない。このため、本実施形態に係る溶接用鋼材を製造する場合、以下のような製造条件とすることが望ましい。

本実施形態に係る溶接用鋼材は工業的には連続鋳造法で製造することが望ましい。その理由は溶鋼の凝固冷却速度が速く、破壊の発生起点となる粗大な酸化物の生成を回避できるため、及びスラブ中に微細なＴｉ酸化物をより多量に生成することが可能なためである。本実施形態に係る溶接鋼材の製造方法では、凝固点近傍から８００℃までの鋳片の中心部の平均冷却速度を５℃／ｍｉｎ以上とすることが望ましい。その理由としては、鋼中に、円相当径で２μｍ以上の酸化物の個数を２０個／ｍｍ^２以下でかつ円相当径で０．０５〜０．５μｍのＴｉ酸化物を１．０×１０^３〜１．０×１０^５個／ｍｍ^２得るためである。鋳片の冷却速度が５℃／ｍｉｎ未満の場合、微細な酸化物が得られにくく粗大な酸化物が増加する。一方、平均冷却速度を５０℃／ｍｉｎ超にしても微細なＴｉ酸化物の数は大きく増加せず、むしろ製造コストが上昇するため、平均冷却速度を５０℃／ｍｉｎ以下としてもよい。
なお、鋳片の中心部の平均冷却速度は、鋳片表面の冷却速度を測定し、伝熱計算により求めることができる。また、平均冷却速度は、鋳造温度や冷却水量などを測定し、伝熱計算により求めることもできる。

スラブの圧延に際し、その再加熱温度（加熱温度）は９５０〜１１００℃とすることが望ましい。再加熱温度が１１００℃を超えるとＴｉ窒化物が粗大化して母材の靭性劣化やＣＴＯＤ特性改善効果が小さいためである。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、９５０℃を下限とすることが望ましい。母材靭性の確保と生産性の観点から、再加熱温度は９５０〜１１００℃が望ましいが、さらに優れた母材靭性が要求される場合は、再加熱温度は９５０〜１０５０℃とすることがより望ましい。

再加熱後の製造法は加工熱処理を行うことが望ましい。なぜなら、優れたＣＴＯＤ特性が得られても、母材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分なためである。加工熱処理は圧延温度を鋼成分に適した範囲に制御し、その後に必要に応じて水冷等を施す処理であり、この処理により、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、鋼材の強度向上や靭性を改善させることができる。加工熱処理法の条件として、未再結晶域温度（７００〜８５０℃）における累積圧下率が３０％以上であることが望ましい。

加工熱処理の方法としては、（ｉ）制御圧延（ＣＲ：Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｒｏｌｌｉｎｇ、以下単にＣＲという。）、（ｉｉ）制御圧延-加速冷却（ＣＲ＋ＡＣＣ：Ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ、以下は単にＡＣＣという。）、（ｉｉｉ）制御圧延-加速冷却-焼戻し（ＣＲ＋ＡＣＣ＋Ｔ：Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ、以下単にＡＣＣ＋Ｔという。）が挙げられる。このうち、好ましい方法は（ｉｉ）制御圧延-加速冷却法である。それぞれの加工熱処理方法の一例として、（ｉ）制御圧延の場合は、スラブを９５０〜１１００℃に加熱し未再結晶温度域（７００〜８５０℃）で累積圧下率３０％以上の圧延を行い、圧延後は常温まで空冷する、（ｉｉ）制御圧延-加速冷却の場合は、圧延までは（ｉ）と同様の手順で行い、圧延後水冷装置６５０℃以上から冷却速度５℃／ｓ以上で５００℃以下に加速冷却する、（ｉｉｉ）制御圧延-加速冷却-焼戻しの場合は、加速冷却までは（ｉｉ）と同様の手順で行い、加速冷却後熱処理炉で４００〜６６０℃の焼戻しを行う、方法が挙げられる。なお、この鋼を加工熱処理の後に脱水素処理などの目的でＡｒ３変態点以下の温度に再度加熱しても、本実施形態に係る溶接用鋼材の特徴を損なうものではない。

＜実施例＞
以下、実施例に基づいて本発明を説明する。
転炉で溶製された溶鋼を連続鋳造にてスラブとし、そのスラブを厚板工程で加工熱処理を行うことで種々の鋼成分の厚鋼板を製造した。その後、製造した厚鋼板について母材強度や溶接継手のＣＴＯＤ試験を実施した。溶接継手は、一般的に試験溶接として用いられている潜弧溶接（ＳＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になるようにＫ開先とし、溶接入熱を４．５〜５．０ｋＪ／ｍｍとした溶接条件で作製した。

ＣＴＯＤ試験はＢＳ７４４８ Ｐａｒｔ１（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）に基づき、ｔ（板厚）×２ｔの試験片サイズで、ノッチは５０％疲労き裂で実施し、ノッチ位置はＦＬ部（ＷＭとＨＡＺの境界）およびＩＣ部（ＨＡＺとＢＭ（母材）の境界）の２箇所で、−８０℃でそれぞれ５本の試験を実施した。目標とするＣＴＯＤ値はＭｉｎ．／Ａｖｅ．ともに０．２５ｍｍ以上とした。

ＦＬ部のＨＡＺ組織は、ナイタール腐食液によってエッチングを施し、光学顕微鏡およびＳＥＭにて観察した。ＩＧＦ分率は、任意の倍率で３視野観察した組織写真を用いて、目視にて面積率を測定し、その平均とした。

鋼材の酸化物粒子の個数は、以下の方法で測定した。各鋼材から板厚方向の中央部の断面試料を採取し、円相当径が２μｍ以上の粗大な酸化物については、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて観察し、その粒子サイズと個数を測定した。円相当径が０．０５〜０．５μｍのＴｉ酸化物については、同じく板厚方向の中央部から試料を採取し、ＳＰＥＥＤ法（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ Ｐｏｔｅｎｔｉｏｓｔａｔｉｃ Ｅｔｃｈｉｎｇ ｂｙ Ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｉｃ Ｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎ）で電解研磨した試料から、抽出レプリカ膜を作成して１００００〜１００００００倍のＦＥ−ＴＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察した。ＥＤＸ法（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）により、特性Ｘ線から求められたＴｉの重量比が１０％以上の酸化物をＴｉ含有酸化物と判定した。これらの結果から、Ｔｉ含有酸化物のサイズと個数を測定した。各試料の板厚方向断面の板厚中心部において２０視野以上の観察を行い、単位面積あたりの酸化物粒子の個数の平均値を計算した。測定位置を板厚中心部とするのは、ＣＴＯＤ特性が組成拘束の影響を受ける板厚中心部の靭性に特に影響を受けるためである。板厚方向断面とは、板厚方向（鋼板の表面から裏面に向かう方向）に沿って鋼板を切断した際の断面である。

表１、表２に鋼の化学成分を示し、表３、表４に製造条件および母材、溶接継手のＣＴＯＤ特性を示す。表３、表４中の加工熱処理方法の記号は、以下の熱処理方法を意味する。
ＣＲ：制御圧延（強度・靭性に最適な温度域での圧延）
ＡＣＣ：加速冷却（制御圧延後に４００〜６００℃の温度域まで水冷後放冷）
ＡＣＣ＋Ｔ：圧延直後焼入れ＋焼戻し処理（圧延直後に常温まで水冷し、その後に焼戻し処理）
なお、表１、表２の化学成分において、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、ＲＥＭは、意図的に添加を行っていない。

表３、表４中の溶接継手のＣＴＯＤ試験結果において、δ_ＣＡｖｅは５本の試験結果の平均値を、δ_Ｃｍｉｎは５本の試験のうちの最低値を示す。

本発明で製造した鋼板（本発明鋼１〜３３）は降伏強度（ＹＳ）が４２０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強度（ＴＳ）が４８０Ｎ／ｍｍ^２以上で、−８０℃のＣＴＯＤ値がＦＬノッチのδ_Ｃｍｉｎで０．３０ｍｍ以上、ＩＣノッチのδ_Ｃｍｉｎで０．６３ｍｍ以上の良好な破壊靭性を示した。また、このときのＦＬ部のＨＡＺ組織におけるＩＧＦ分率はいずれも９０％以上であった。

鋼３４は、化学成分は本発明を満たしているが、鋳片の冷却速度が望ましい製造条件を満たしていない。その結果、円相当径２μｍ以上の酸化物粒子の個数または、０．０５〜０．５μｍのＴｉ酸化物の個数が本発明の範囲を外れており、ＦＬ部、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性が目標を満足しなかった。

一方、鋼３５〜５５は表２から明らかなように、化学成分について本発明から逸脱した比較例を示したものである。これらの鋼は、それぞれＣ量（鋼３８）、Ｓｉ量（鋼４３）、Ｍｎ量（鋼３７、鋼４７）、Ｎｉ量（鋼３５、）Ａｌ量（鋼５２）、Ｔｉ量（鋼３６、鋼４４、鋼５０）、Ｂ量（鋼４１、鋼４５、鋼４９）、Ｎｂ量（鋼５３）、Ｏ量（鋼３９、鋼５５）、Ｎ量（鋼５１）、Ｃｕ量（鋼４２）、Ｖ量（鋼４６）、Ｐ_ＣＴＯＤ（鋼４８）、ＣｅｑＨ（鋼３７、鋼４０、鋼４２、鋼４８）、ＦＢ（鋼３９、鋼４５、鋼４６、鋼４７、鋼５０、鋼５１）、Ｂｐ（鋼３８、鋼３９、鋼４１、鋼４５、鋼４６、鋼４７、鋼４９、鋼５０、鋼５１、鋼５４）の条件が発明のものと異なっている。また、鋼５２はＡｌが本発明から逸脱したことで、円相当径０．０５〜０．５μｍのＴｉ酸化物個数が発明のものを満たしていない。比較鋼の強度の一部は目標強度を下回るものもあるものの、概ね発明鋼と同等である。しかしながら、ＣＴＯＤ値が劣り、厳しい環境下で使用される鋼板として適切ではない。

本発明の態様によれば、小〜中入熱の多層溶接等の溶接時にＦＬ部及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性が極めて良好な高強度溶接用鋼材を得ることができる。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０１５％以上０．０４５％以下のＣと、
   Ｓｉ含有量［Ｓｉ］が、０．０５％以上０．２０％以下のＳｉと、
   Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が、１．６％以上２．５％以下のＭｎと、
   Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．１％以上１．０％以下のＮｉと、
   Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が、０．００５％以上０．０１５％以下のＴｉと、
   Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００３％以上０．００１５％以下のＢと、
   Ｎ含有量［Ｎ］が、０．００２％以上０．００６％以下のＮと、
   Ｏ含有量［Ｏ］が、０．００１５％以上０．００３５％以下のＯと
   を含有し、
   Ｐ含有量［Ｐ］を、０．００８％以下、
   Ｓ含有量［Ｓ］を、０．００５％以下、
   Ａｌ含有量［Ａｌ］を、０．００４％以下、
   Ｎｂ含有量［Ｎｂ］を、０．００４％以下、
   Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を、０．５％以下、
   Ｖ含有量［Ｖ］を、０．０２％以下
   に制限し、
   残部が鉄及び不可避不純物からなり、
   下記式１で表されるＰ_ＣＴＯＤが０．０６５％以下、
   下記式２で表されるＣｅｑＨが０．２２５％以下、
   下記式３で表されるＦＢが、０．０００３％以上、
   かつ、下記式４で表されるＢｐが０．０９％以上０．３０％以下である鋼成分を有し、
   板厚方向断面の板厚中心部において、円相当径２μｍ以上の酸化物粒子が２０個／ｍｍ^２以下、かつ０．０５〜０．５μｍのＴｉ酸化物が１．０×１０^３〜１．０×１０^５個／ｍｍ^２である
   ことを特徴とする溶接用鋼材。
   ここで、
   Ｐ_ＣＴＯＤ＝［Ｃ］＋［Ｃｕ］／２２＋［Ｎｉ］／６７＋［Ｖ］／３…式１
   ＣｅｑＨ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／４．１６＋［Ｍｎ］／１４．９＋［Ｃｕ］／１２．９＋［Ｎｉ］／１０５＋［Ｖ］／１．８２…式２
   ＦＢ＝［Ｂ］−０．７７×（［Ｎ］−０．２９×（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）））…式３
   Ｂｐ＝（８８４×［Ｃ］×（１−０．３×［Ｃ］^２）＋２９４）×ＦＢ…式４
   ただし、式３において、（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）の項が０以下であれば、式３における（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）の項を０にして前記ＦＢを算出し、
   また、式３において、（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］））の項が０以下であれば、式３における（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］））の項を０にして前記ＦＢを算出し、
   更に、式３において、（［Ｎ］−０．２９×（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）））の項が０以下であれば、式３における（［Ｎ］−０．２９×（［Ｔｉ］−２×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）））の項を０にして前記ＦＢを算出し、
   更にまた、ＦＢ≦０のときはＦＢ＝０とする。
2. 前記Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０３％以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶接用鋼材。
3. 前記Ｂ含有量［Ｂ］が、０．０００６％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の溶接用鋼材。

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