JP5432539B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などの溶接構造物に適用される鋼材に関し、特に大入熱溶接後の熱影響部（以下、単に「ＨＡＺ」と呼ぶことがある）の靭性に優れた鋼材に関するものである。

近年、上記各種溶接構造物の大型化、鋼材の厚肉化が進んでおり、製造コスト削減、作業の高効率化等の観点から、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接が適用されている。

しかしながら、大入熱溶接を行うと、ＨＡＺが高温のオーステナイト（γ）領域に長時間保持された後、徐冷されるので、加熱時のγ粒成長、冷却過程での粗大フェライト（α）粒生成に代表されるような組織粗大化がもたらされ易くなり、その部分の靭性が劣化しやすいという問題がある。安全性の観点から、大入熱溶接においてもＨＡＺにおける靭性（以下、「ＨＡＺ靭性」と呼ぶことがある）を安定して高い水準に保つ技術が必要とされている。

ＨＡＺ靭性を確保するための主な手段としては、酸化物、窒化物、硫化物等の介在物粒子によるγ粒成長ピン止め（以下、「γピン止め」と略記する）、介在物粒子を起点とする粒内α生成による組織微細化等が提案されている。こうした技術としては、例えば特許文献１に示されるように、鋼材中に微細なＴｉＮをγピン止め粒子として分散させることで、大入熱溶接を行なったときのＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えた技術が提案されている。しかしながらこの技術では、鋳造後に適正な温度で再加熱が必要なことに加え、鋼材中の介在物形態を考慮しておらず、介在物を核とする粗大なＴｉＮが生じるために、ＨＡＺ靭性が必ずしも良好ではないというのが実情である。

他方、特許文献２では、ＴｉとＮの添加量を適正化することによって、ＴｉＮの分散状態を適正化し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することでＨＡＺ靭性の劣化を抑えた技術も提案されている。しかしながら、ＴｉとＮの添加量を制御しただけでは、溶鋼が凝固する過程において、ＴｉとＮの濃度が不均一となり、十分な分散効果が得られにくいという問題がある。特に、最終凝固部等では、ＴｉとＮが濃化し、粗大なＴｉＮが溶鋼中に析出するため、ＨＡＺ靭性が却って劣化してしまうことがある。

特公昭５５−２６１６４号公報 特開２００１−９８３４０号公報

本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、粗大なＴｉＮの生成を抑制し、ＨＡＺ靭性に優れた鋼材を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る鋼材とは、Ｃ：０．０２〜０．１５％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０００２〜０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％およびＯ：０．００４％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ顕微鏡観察したときの介在物の最大投影長さに垂直な方向で最も幅の大きい長さを介在物の大きさとしたときに、その大きさが２μｍ以上である介在物が分散したものであると共に、該介在物は下記（１）式および（２）式の関係を満足するものである点に要旨を有するものである。
０．０１≦［Ｃａ］／［Ａｌ］≦０．５０ …（１）
０．０８≦（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］）／（［Ａｌ₂Ｏ₃］）≦１．８０ …（２）
但し、［Ｃａ］、［Ａｌ］、［ＣａＯ］、［ＣａＳ］および［Ａｌ₂Ｏ₃］は、夫々介在物中のＣａ、Ａｌ、ＣａＯ、ＣａＳおよびＡｌ₂Ｏ₃の含有量（質量％）を示す。

尚、上記介在物の大きさとは、介在物の最大投影長さに垂直な方向で最も幅の大きい箇所の長さを意味するが、この大きさはＳＥＭやＥＰＭＡ等の画像処理により容易に測定できるものである。また、上記（１）式および（２）式における、［Ｃａ］、［Ａｌ］、［ＣａＯ］、［ＣａＳ］および［Ａｌ₂Ｏ₃］は、鋼材中に含まれる前記大きさが２μｍ以上の全介在物の組成を測定し、単独介在物として換算したときの含有量を意味する。

本発明の鋼材において、介在物の形態として、Ｔｉを１０％以上含有するＴｉ含有介在物で、前記大きさが２μｍ以上のものの個数が、前記大きさが２μｍ以上の全ての介在物の個数の７％以下であることが好ましい。

本発明の鋼材には、必要によって更に、（ａ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、（ｂ）Ｚｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）およびＭｇ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有することでその種類に応じて鋼材の特性が更に改善されることになる。

本発明によれば、鋼材の化学成分組成を適切な範囲内に収めると共に、所定の化学成分組成を有する大きさが２μｍ以上の介在物を適切に分散させることによって、粗大なＴｉＮの生成を抑制しつつ溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性改善を図った鋼材が実現でき、こうした鋼材は、橋梁や高層建造物、船舶などの溶接構造物に適用するものとして極めて有用である。

（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］）／（［Ａｌ₂Ｏ₃］）と破面遷移温度ｖＴｒｓとの関係を示すグラフである。 Ｔｉ含有介在物の割合と破面遷移温度ｖＴｒｓの関係を示すグラフである。 Ｎｏ．２５の鋼板中の介在物の形態を示した説明図である。 Ｎｏ．２７の鋼板中の介在物の形態を示した説明図である。 Ｎｏ．３５の鋼板中の介在物の形態を示した説明図である。 Ｎｏ．３７の鋼板中の介在物の形態を示した説明図である。

本発明者らは、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性に及ぼす要因について、様々な角度から検討した。その結果、ＨＡＺ靭性が劣化する主な原因は、粗大なＴｉ含有介在物の存在であり、このようなＴｉ含有介在物は、主として溶鋼が凝固する段階で晶出するＴｉＮ若しくはＴｉＯ₂であることが判明したのである。

上記のような粗大なＴｉ含有介在物の生成過程、およびこうした介在物がＨＡＺ靭性を劣化させる要因については、次のように考えることができた。まず溶鋼中にＡｌを添加することによって脱酸する結果、溶鋼中に歪（いびつ）な形状をしたＡｌ₂Ｏ₃の固体が分散し、液相線温度（例えば、１５３５℃以下）で溶鋼の一部から固体のδ相もしくはγ相が生じ、残った液相中にＴｉ，Ｎ，Ｓが濃化することになる。そして、ＴｉとＮの溶解度積を超えると、固体のＡｌ₂Ｏ₃を核として、ＴｉＮを結出させると共に、未凝固部にＳが濃化することで、固相線温度を低下させることになる。最終的に液相線と固相線の間の温度域（例えば、１５３５〜１４９０℃程度）でＴｉＮが成長することになると考えられる。

こうした生成機構を考慮し、本発明者らは、Ｔｉ含有介在物の生成を抑制しつつ、良好なＨＡＺ靭性が得られるための要件について更に検討を重ねた。その結果、鋼材（母材）の化学成分組成を適切に調整すると共に、下記（１）式および（２）式の関係を満足すると共に、前記のように定義される大きさが２μｍ以上の介在物が分散したものとすれば、Ｔｉ含有介在物の生成を抑制しつつ、良好なＨＡＺ靭性が得られることを見出し、本発明を完成した。
０．０１≦［Ｃａ］／［Ａｌ］≦０．５０ …（１）
０．０８≦（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］／［Ａｌ₂Ｏ₃］）≦１．８０ …（２）
但し、［Ｃａ］、［Ａｌ］、［ＣａＯ］、［ＣａＳ］および［Ａｌ₂Ｏ₃］は、夫々介在物中のＣａ、Ａｌ、ＣａＯ、ＣａＳおよびＡｌ₂Ｏ₃の含有量（質量％）を示す。

本発明の鋼材において、分散させる介在物は上記（１）式および（２）式を満足する必要があるが、これらの要件を規定した理由は、次の通りである。

［［Ｃａ］／［Ａｌ］：０．０１〜０．５０；上記（１）式の関係］
ＣａとＡｌの添加比は、介在物の低融点化の促進と溶鋼の低融点化の抑制、更にはＣａＳによるＴｉＮの晶出を抑制するために最適な（ＣａＯ）と(Ａｌ₂Ｏ₃)の比を得るために制御する必要がある。これらの効果を得るためには、［Ｃａ］／［Ａｌ］を０．０１〜０．５０の範囲内に制御する必要がある。［Ｃａ］／［Ａｌ］の値が０．０１未満であると、介在物が十分低融点化せず、粗大なＴｉＮが晶出し、ＨＡＺ靭性を劣化させることになる。一方、［Ｃａ］／［Ａｌ］の値が０．５０を超えると、鋼材の清浄度を低下させる上に、Ａｌ添加量の減少に伴い、ＴｉＯ₂が析出するため、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。尚、［Ｃａ］／［Ａｌ］の値の好ましい上限は０．４０である。

［（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］）／（［Ａｌ₂Ｏ₃］）：０．０８〜１．８０；（上記（２）式の関係］
鋼材中に含まれる介在物（基本的に酸化物系介在物）を、ＣａＯ、ＣａＳおよびＡｌ₂Ｏ₃を含む複合介在物とすることによって、介在物を低融点化する一方で、溶鋼の融点の低下を抑制するため粗大ＴｉＮの晶出をも抑制することができる。加えて、ＣａＳの析出によって、ＣａとＡｌを含む複合介在物からの、ＴｉＮの生成能力を低減できるため、より粗大なＴｉＮの晶出を抑制できる。これらの効果を発揮させるためには、鋼材中に含まれる大きさが２μｍ以上の介在物の（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］）／（［Ａｌ₂Ｏ₃］）の値を０．０８〜１．８０の範囲内に制御する必要がある。（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］）／（［Ａｌ₂Ｏ₃］）の値が０．０８未満であると、介在物が十分低融点化しない上に、ＣａＳの析出量も抑制されるために、粗大なＴｉＮが晶出し、ＨＡＺ靭性を劣化させることになる。一方、（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］）／（［Ａｌ₂Ｏ₃］）の値が１．８０を超えると、鋼材の清浄度を低下させると共に、Ａｌ添加量を低くしなければならず、ＴｉＯ₂の析出量が増加するため、ＨＡＺ靭性が劣化することになる。尚、（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］）／（［Ａｌ₂Ｏ₃］）の値の好ましい下限は０．１０であり、好ましい上限は１．１である。

本発明の鋼材においては、上記の要件を満足する介在物（複合介在物）が適切に分散することによって、ＨＡＺ靭性が良好になるのであるが、上記趣旨から明らかなようにそれに応じてＴｉＮに代表されるＴｉ含有介在物（例えば、ＴｉＮの他ＴｉＯ₂を含む）のうちで、その大きさが２μｍ以上の粗大なものはできるだけ少ないことが好ましい。こうした観点から、本発明の鋼材において、介在物の形態として、Ｔｉを１０％以上含有する大きさが２μｍ以上のＴｉ含有介在物の個数が、大きさが２μｍ以上の全ての介在物の個数の７％以下であることが好ましい。尚、大きさが２μｍに満たないような微細なＴｉ含有介在物（特に、０．５μｍ以下のも）では、その個数の如何に関わらず、ＨＡＺ靭性にそれほど影響を与えることはない。

上記のような要件を満足する介在物を分散させることによって、鋼材のＨＡＺ靭性が良好になる機構については、その全てを解明し得た訳ではないが、上記した粗大ＴｉＮの生成機構も考慮すれば、下記のように考えることができる。

溶鋼中にＡｌを添加すると、アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）が形成されるのであるが、このとき同時にＣａが含まれていると、複合介在物となって融点が低下し、液状態となっている。この状態は、鉄の凝固が開始した段階でも継続することになる。こうした状態であると、ＴｉＮが析出する時期においても晶出できる核が存在しないものとなって、ＴｉＮの析出が抑制されることになる。その後、ＴｉＮが析出しても、鉄が凝固する状態であるので、ＴｉＮはもはや粗大化しないことになる。

また、Ａｌ₂Ｏ₃とＣａＯが固体となって析出し（液相から出ていき）、鉄の液相にＳが濃化することになる。このとき、鉄の液相にＳが濃化していくと、鉄が凝固しにくい状態となる。この状態はＴｉＮが粗大化を促進するものであるが、ＣａＳが存在することによって（ＳがＣａＳとなる）、Ｓが濃化されずにＴｉＮが粗大化されにくくなるものと考えられる。

更に、ＣａＳはＴｉＮに対して格子整合性が悪いことも知られており（例えば、「鋼中介在物による組織と材質制御の現状と制御メカニズムの検討」（社）日本鉄鋼協会 基礎研究会 平成７年９月発行）、ＣａＳがＴｉＮの晶出サイトになりにくいことも、ＣａＳの存在によってＴｉＮの粗大化が抑制される原因になると考えられる。

上記のような介在物の分散状態を実現するには、次のような手順に従って鋼材を製造すれば良い。まず、溶鋼中のＡｌ濃度が０．００５〜０．０８％となるようにＡｌを添加して脱酸した後、脱ガス装置（例えば、ＲＨ装置）で脱ガスを１０分以上実施する。その後、脱ガスが完了する５分前までにＴｉを添加し、その後１分以上環流する。脱ガスを完了した後Ｃａを添加し、前記大きさが２μｍ以上の各介在物について、Ａｌ₂Ｏ₃，ＭｎＳ，ＭｎＯ，ＣａＯ，ＣａＳの合計した質量（１００％）に占めるＡｌ₂Ｏ₃，ＣａＯおよびＣａＳの質量％の標準偏差σが、夫々σ（Ａｌ₂Ｏ₃）≦３０質量％、σ（ＣａＯ）≦１５質量％およびσ（ＣａＳ）≦２０質量％となった後鋳造するようにすればよい。

最初に添加するＡｌは、脱酸力が強く、溶鋼中の酸素と結合し、Ａｌ₂Ｏ₃を形成する。次に、脱ガス装置により粗大なＡｌ₂Ｏ₃等の不純物を浮上分離する。脱ガスを完了する５分前までにＴｉの歩留まりを向上させ、その後１分以上環流することによって、溶鋼中にＴｉを均一に分散させる。

脱ガスを完了した後、Ｃａを添加し、溶鋼中にＣａＯおよびＣａＳを生成させた後、Ａｌ₂Ｏ₃，ＣａＯおよびＣａＳの質量％の標準偏差σが、夫々σ（Ａｌ₂Ｏ₃）≦３０質量％、σ（ＣａＯ）≦１５質量％およびσ（ＣａＳ）≦２０質量％とすることによって、ＣａＯとＣａＳがＡｌ₂Ｏ₃と均一に結合し、上記のような（ＣａＯ＋ＣａＳ）とＡｌ₂Ｏ₃が良好なバランスをもった［上記（２）式の関係］、Ａｌ₂Ｏ₃，ＣａＯおよびＣａを含む複合介在物が形成される。

尚、本発明の鋼材を製造するに当たっては、溶鋼の段階で上記のような条件で製造することが有用であるが、熱間圧延工程においても、その条件を適切に制御することが好ましい。即ち、鋼素材（スラブ）を熱間圧延するに際して、その加熱温度は１０００〜１２５０℃程度とすることが好ましい。この温度が、１０００℃未満では、熱間圧延中に温度低下を招き、適正な温度で圧延を完了することが困難になる上、スラブ中の鋳造欠陥を圧着させることが難しくなる。一方、この加熱温度が１２５０℃を超えると、オーステナイトが粗大化すると共に、ＴｉＮも粗大化するためにＨＡＺ靭性が劣化することになる。

上記の温度範囲に加熱したスラブは、次でＡｒ₃変態点から（Ａｒ₃変態点＋１００℃）の温度域において、累積圧下率が３０％以上となるように熱間圧延を施せば良い。熱間圧延を、上記のような条件で行なうことによって、鋼材の結晶粒径が微細化し良好な母材靭性を確保する上で有用である。上記の条件で熱間圧延を完了した後は、鋼材（鋼板）の表面温度で３℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却を行なう。圧延終了温度の上限は、上記加熱温度の範囲内となる。尚、上記Ａｒ₃変態点とは、下記（３）式によって求められた値である。
Ａｒ₃変態点（℃）＝８６８−３６９・［Ｃ］＋２４．６・［Ｓｉ］−６８．１・［Ｍｎ］−３６．１・［Ｎｉ］−２０．７・［Ｃｕ］−２４．８・［Ｃｒ］ …（３）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｕ］および［Ｃｒ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒの含有量（質量％）を示し、合金元素を添加しない場合は、その項がないものとして計算する。

次に、本発明の厚鋼板（母材）における化学成分組成について説明する。本発明の鋼材は、介在物の分散状態が適切であっても、鋼材の化学成分組成が適正範囲内になければ、母材の特性とＨＡＺを良好にすることはできない。従って、本発明の鋼材では、夫々の化学成分の量が、以下に記載するような適正範囲内にあることも必要である。尚、これらの成分のうち、介在物を形成する元素（例えば、Ａｌ，Ｃａ，Ｔｉ等）の含有量は、その作用効果から明らかなように、介在物を構成する量を含めたものである。

［Ｃ：０．０２〜０．１５％］
Ｃは、鋼板（母材）および溶接部（溶接金属）の強度を確保するために欠くことのできない元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃ含有量が０．０２％以上とする必要がある。好ましくは０．０３％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性と溶接性を劣化させるので０．１５％以下（好ましくは０．１３％以下）に抑える必要がある。

［Ｓｉ：０．０３〜１．０％］
Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０３％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有されると、溶接性や母材の靭性が劣化するので、１．０％以下とする必要がある。好ましくは、０．７％以下である。

［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは、母材および溶接部の強度向上に有効な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、１．０％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になるとＨＡＺ靭性や溶接性を劣化させるので、２．０％以下とする必要がある。好ましくは１．８％以下である。

［Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）］
Ｐは鋼材中に不可避的に含まれてくる不純物元素であり、その含有量が０．０２％を超えるとＨＡＺ靭性の劣化が著しくなるので、０．０２％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１５％以下とする。しかし、工業的に、鋼中のＰを０％にすることは困難である。

［Ｓ：０．０００２〜０．０１％］
Ｓは、ＣａＳを形成して粗大ＴｉＮの生成を抑制する作用を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓ含有量は０．０００２％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓ含有量が過剰になると、延伸したＭｎＳを多量に生成して、ＨＡＺ靭性の劣化が著しくなるので、０．０１％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００８％以下とする。

［Ａｌ：０．００５〜０．０８％］
Ａｌは強脱酸素元素であり、Ａｌ含有量が少ないとＴｉＯ₂が多量に生成するために、その含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると（ＣａＯ＋ＣａＳ）との適切は組成［前記（２）式］を確保することができないので、０．０８％以下に抑える必要がある。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０６％である。

［Ｔｉ：０．００３〜０．０３％］
Ｔｉは、鋼材中でＴｉＮとして析出することによって、溶接時のＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を防止し、フェライト変態を促進するため、ＨＡＺ靭性を向上させるのに必要有な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．００３％以上含有させる必要があり、好ましくは０．００５％以上とする。しかしＴｉを過剰に含有させると、固溶Ｔｉ量が増加、ＴｉＣの析出が生じ、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるので、その含有量は０．０３％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０２％以下とするのがよい。

［Ｃａ：０．０００３〜０．００５％］
Ｃａは本発明の鋼材において最も重要な位置を占める元素であり、ＣａＯ・ＣａＳとしてＡｌ₂Ｏ₃と共に、複合介在物を形成することによって、介在物を低融点化することに加え、固溶Ｓを減少させることで鋼の低融点化を抑制するため、介在物と鋼の融点を接近させる効果があり、粗大なＴｉＮの晶出を抑制できる。また、ＣａＳの析出によって、ＣａとＡｌを含む複合介在物からのＴｉＮの生成能力を低減できるため、粗大なＴｉＮの晶出を抑制できる。これらの効果を発揮させるためには、Ｃａは０．０００３％以上含有させる必要がある。好ましくは、０．０００５％以上である。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になると、鋼材の清浄度を低下させる上に、鋳造時にノズルの溶損が生じるため、０．００５％以下とする必要がある。好ましくは、０．００４％以下である。

［Ｎ：０．００１〜０．０１％］
Ｎは、鋼材組織中にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、更にフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ靭性を向上させる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎは０．００１％以上含有させる必要がある。好ましくは、０．００３％以上である。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大し、却ってＨＡＺの靭性が劣化する。こうしたことから、Ｎ含有量は０．０１％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００８％以下とする。

［Ｏ：０．００４％以下（０％を含まない）］
Ｏは、本発明において介在物を構成する元素であり、管理する必要がある。０．００４％を超えるような過剰なＯは鋼材の清浄度を低下させ、破壊の起点となる粗大な介在物を多く生成させ、母材靭性、ＨＡＺ靭性を低下させる。よってＯは０．００４％以下とする。好ましくは、０．００３％以下である。一方、Ｏ含有量は少ないほど好ましいので、その下限を設定する必要はないが、工業的に、Ｏの低減には限界があり、通常０．０００５％以上は含まれる。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｃｏ，Ｚｎ，Ｐｂ等）の混入が許容され得る。また、更に下記元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。

［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素］
Ｂ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼材の強度を向上させる上で有用な元素であり、必要により１種または２種以上を含有させても良い。このうち、Ｂは鋼材の焼入れ性を高めて、母材および溶接部の強度を高めると共に、溶接時に加熱されたＨＡＺが冷却する過程で、Ｎと結合してＢＮを析出し、オーステナイト粒内からフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ靭性を向上させる。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．０００２％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．０００５％以上）。しかし、Ｂ含有量が過剰になると、母材およびＨＡＺの靭性や溶接性が劣化するので、０．００５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４％以下とするのがよい。

Ｎｂは強度と母材靭性を高めるのに有用な元素であり、その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．００５％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｎｂ含有量が過剰になると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため、０．０６％以下に抑えることが好ましい。

Ｖは強度を高めるのに有用な元素であり、その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．００５％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｖ含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性および溶接性が劣化するため、０．１％以下に抑えることが好ましい。

Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高めて強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が過剰になると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、１．５％以下とすることが好ましい。

Ｎｉは鋼材および溶接部の強度と靭性を高めるのに有用な元素であり、その効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｎｉ含有量が過剰になると、構造用鋼材として極めて高価になるため、経済性の観点から３．５％以下に抑えることが好ましい。

Ｃｒは鋼材の強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性が劣化するので、１．５％以下とすることが好ましい。

Ｍｏは鋼材の強度と靭性を高めるのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が過剰になると、ＨＡＺ靭性および溶接性が劣化するので、１．５％以下とすることが好ましい。

［Ｚｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）およびＭｇ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素］
Ｚｒ，ＲＥＭ（希土類元素）およびＭｇは、ＨＡＺ靭性の向上に有効な元素であり、必要により１種または２種以上を含有させても良い。このうち、ＺｒおよびＲＥＭは、酸化物を形成し微細に分散することで、ＨＡＺ靭性を向上させる。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、いずれも０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、これらの含有量が過剰になると、（ＣａＯ＋ＣａＳ）／（Ａｌ₂Ｏ₃）の最適バランスを維持できなくなってＨＡＺ靭性が劣化することになる。こうしたことから、Ｚｒで０．０５％以下、ＲＥＭで０．００５％以下とすることが好ましい。尚、本発明において、ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。

Ｍｇは、結晶粒の微細化を通じてＨＡＺ靭性を向上させる。こうした効果は、Ｍｇ含有量が増加するにつれて増大するが、こうした効果を有効に発揮させるには、０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｍｇを過剰に含有させてもその効果が飽和するので、０．００５％以下とすることが好ましい。

本発明の鋼材は、基本的に厚鋼板の素材を想定したものであるが、厚鋼板とは、ＪＩＳで定義されるように、一般に板厚が３．０ｍｍ以上であるものを指す。本発明の鋼材は、板厚が３０ｍｍ以上となるような厚鋼板に対して、入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接を行っても良好なＨＡＺ靭性を示すものであるので、この様な厚みのある鋼板へ適用することは好ましい態様であるが、鋼板の厚みは３０ｍｍ以上のものに限定されず、それ未満となるような鋼板への適用を排除するものではない。

こうして得られる厚鋼板は、例えば橋梁や高層建造物、船舶などの構造物の材料として使用でき、小〜中入熱溶接はもとより大入熱溶接においても、溶接熱影響部の靭性劣化を防ぐことができる。

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

下記表１、２に示す化学成分組成の溶鋼を連続鋳造機でスラブとした後、このスラブを１０００〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ₃変態点〜（Ａｒ₃変態点＋１００℃）の温度域において、累積圧下率が３０％以上となるように熱間圧延を施し、板厚が５０ｍｍの鋼板を得た。尚、表１、２において、ＲＥＭはＬａを３０％程度とＣｅを５０％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。また表１中「−」は元素を添加していないことを示している。

［介在物の組成測定］
上記の様にして得られた各鋼板について、その断面（圧延方向で表面に垂直な断面）を島津製作所製「ＥＰＭＡ−８７０５」で観察し、前記のようにして定義される大きさが２μｍ以上の介在物について、成分組成を定量分析した。このときの観察条件は、観察倍率：１００〜４００倍、観察視野：１０〜７０ｍｍ²とし、特性Ｘ線の波長分散分光により介在物中央部での成分組成を定量分析した。

このときの分析対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｖ，Ｓ，Ｃｒ，ＲＥＭとし、既知物質を用いて、各元素のＸ線教祖と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、次で前記介在物から得られたＸ線強度と前記検量線から各介在物の元素濃度を定量した。これらの測定値に基づいて、下記の基準に従ってＣａＳ，ＣａＯおよびＡｌ₂Ｏ₃の含有量を測定すると共に、［Ｃａ］／［Ａｌ］、（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］）／（［Ａｌ₂Ｏ₃］）の値を求めた（測定方法は前記）。また、Ｔｉを１０％以上含有する介在物をＴｉ含有介在物として定義し、その大きさが２μｍ以上の介在物を対象に全介在物個数（ＥＰＭＡによって測定）に占めるＴｉ含有介在物の割合（％）を算出した。
（１）ＣａＳ含有量の算出：検出されたＳはＭｎと優先的に結合し、ＭｎＳを形成するとし、Ｍｎに対して過剰なＳがＣａＳを形成するとした。
（２）ＣａＯ含有量の算出：検出されたＣａのうち、ＣａＳ以外のＣａはＣａＯとして存在するものとした。
（３）Ａｌ₂Ｏ₃含有量の算出：検出されたＡｌは、全てＡｌ₂Ｏ₃として存在するものとした。

［ＨＡＺ靭性の評価］
溶接時に熱影響を受けるＨＡＺの靭性を評価するため、各鋼板について溶接入熱量が１０００ｋＪ／ｃｍまたは６００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接を模擬して、下記に示す溶接再現試験を行なった。
（１）溶接入熱量１０００ｋＪ／ｃｍ：スラブから切り出したサンプル全体が１４００℃となるように加熱した後、３０秒保持し冷却した。このときの冷却速度は８００〜５００℃への冷却時間が７３０秒となるように調整した。
（２）溶接入熱量６００ｋＪ／ｃｍ：スラブから切り出したサンプル全体が１４００℃となるように加熱した後、６０秒保持し冷却した。このときの冷却速度は８００〜５００℃への冷却時間が５００秒となるように調整した。

冷却後のサンプルから、ＨＡＺの位置の板表面に垂直に切欠きを入れたＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度ｖＴｒｓを測定した（１回の測定値）。そして、破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃以下のものを、ＨＡＺ靭性が良好と評価した。

これらの結果を、一括して下記表３、４に示す。またこれらの結果に基づいて、（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］）／（［Ａｌ₂Ｏ₃］）と破面遷移温度ｖＴｒｓとの関係を図１に、Ｔｉ含有介在物の割合と破面遷移温度ｖＴｒｓの関係を図２に示す。

これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表１〜４の鋼Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜３４は、本発明で規定する要件を満足する例であり、化学成分組成、介在物の分散が適切になされており、良好なＨＡＺ靭性が得られていることが分かる。これに対して、Ｎｏ．３５〜５０は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、ＨＡＺ靭性が劣化していることが分かる。

良好なＨＡＺ靭性が得られた鋼板（Ｎｏ．２，３，２６）と、ＨＡＺ靭性が劣化した鋼板（Ｎｏ．４７）について、鋳造前介在物中の各成分（Ａｌ₂Ｏ₃，ＭｎＳ，ＭｎＯ，ＣａＳ，ＣａＯ）の標準偏差σについて調査した。その結果を、下記表５に示すが、良好なＨＡＺ靭性を示したものでは、鋳造前介在物中の各成分が所定の範囲内にあり［σ（Ａｌ₂Ｏ₃）≦３０質量％、σ（ＣａＯ）≦１５質量％、σ（ＣａＳ）≦２０質量％］、ＣａＯとＣａＳがＡｌ₂Ｏ₃と均一に結合していることが確認できた。これに対して、ＨＡＺ靭性が劣化したものでは、上記の範囲を外れていることが分かる。

良好なＨＡＺ靭性が得られた鋼板（Ｎｏ．２，３，１１，１３）と、ＨＡＺ靭性が劣化した鋼板（Ｎｏ．３５，３６）について、大きさが０．５μｍ以下のＴｉＮにおける個数密度について調査した。その結果を、下記表６に示すが、微細なＴｉＮの個数密度はＨＡＺ靭性にそれほど影響を与えないことが分かる。

上記の各鋼板のうちから、その代表的なものについて、介在物の形態を示す。図３は、Ｎｏ．２５の鋼板中の介在物の形態を示したものである［図３（ａ）は図面代用顕微鏡写真、図３（ｂ）は介在物の形態を模式的に示した説明図］。図３（ａ）の参照符号１で示した部分は、ＣａＯ：３６％、ＣａＳ：２９％、Ａｌ₂Ｏ₃:６３％、ＳｉＯ₂：１％の部分、参照符号２で示した部分は、ＣａＯ：２４％、ＣａＳ：６％、ＭｇＯ：２％、Ａｌ₂Ｏ₃:６８％の部分である。

図４は、Ｎｏ．２７の鋼板中の介在物の形態を示したものである［図４（ａ）は図面代用顕微鏡写真、図４（ｂ）は介在物の形態を模式的に示した説明図］。図４（ａ）の参照符号１で示した部分は、ＭｎＯ：２％、ＣａＳ：７６％、ＣａＯ：１９％、Ａｌ₂Ｏ₃:３％の部分、参照符号２で示した部分は、ＣａＯ：３８％、ＣａＳ：４％、Ａｌ₂Ｏ₃:５７％の部分、参照符号３で示した部分は、ＭｎＯ：１％、ＣａＯ：２３％、ＣａＳ：１８％、Ａｌ₂Ｏ₃:２０％、ＴｉＯ₂：３８％の部分である。

図５は、Ｎｏ．３５の鋼板中の介在物の形態を示したものである［図５（ａ）は図面代用顕微鏡写真、図５（ｂ）は介在物の形態を模式的に示した説明図］。図５（ａ）の参照符号１で示した部分は、ＴｉＮ：１００％の部分、参照符号２で示した部分は、ＭｇＯ：１３％、Ａｌ₂Ｏ₃:８５％、ＴｉＮ：１％の部分である。

図６は、Ｎｏ．３７の鋼板中の介在物の形態を示したものである［図６（ａ）は図面代用顕微鏡写真、図６（ｂ）は介在物の形態を模式的に示した説明図］。図６（ａ）の参照符号１で示した部分は、ＭｎＯ：１０％、ＣａＯ：４６％、ＣａＳ：２％、ＭｇＯ：２％、Ａｌ₂Ｏ₃：２６％、ＳｉＯ₂：１１％、ＴｉＯ₂：２％の部分、参照符号２で示した部分は、ＭｎＯ：４％、ＣａＯ：１３％、ＭｇＯ：１％、Ａｌ₂Ｏ₃：７％、ＳｉＯ₂：４％、ＴｉＯ₂：７１％の部分である。

Claims (3)

1. Ｃ：０．０２〜０．１５％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０００２〜０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％およびＯ：０．００４％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ顕微鏡観察したときの介在物の最大投影長さに垂直な方向で最も幅の大きい長さを介在物の大きさとしたときに、その大きさが２μｍ以上である介在物が分散したものであると共に、該介在物は下記（１）式および（２）式の関係を満足するものであり、且つ上記介在物のうち、Ｔｉを１０％以上含有するＴｉ含有介在物で、前記大きさが２μｍ以上のものの個数が、前記大きさが２μｍ以上の全ての介在物の個数の７％以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
   ０．０１≦［Ｃａ］／［Ａｌ］≦０．５０ …（１）
   ０．０８≦（［ＣａＯ］＋［ＣａＳ］）／（［Ａｌ₂Ｏ₃］）≦１．８０ …（２）
   但し、［Ｃａ］、［Ａｌ］、［ＣａＯ］、［ＣａＳ］および［Ａｌ₂Ｏ₃］は、夫々介在物中のＣａ、Ａｌ、ＣａＯ、ＣａＳおよびＡｌ₂Ｏ₃の含有量（質量％）を示す。
2. 更に、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものである請求項１に記載の鋼材。
3. 更に、Ｚｒ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）およびＭｇ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものである請求項１または２に記載の鋼材。