JP5883257B2 - 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、橋梁、高層建造物、船舶などの溶接構造物に使用される鋼材に関し、母材の靭性および大入熱溶接したときに熱影響を受ける部位（以下、「溶接熱影響部」または「ＨＡＺ」ということがある。）の靭性を改善する技術に関するものである。

溶接構造物の大型化に伴い、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板の溶接が不可避となっている。このため溶接施工効率の改善という観点から、５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接が指向されている。しかし大入熱溶接を行うと、ＨＡＺは高温のオーステナイト領域まで加熱されてから徐冷されるため、ＨＡＺ（特に、ＨＡＺのうちボンド部付近）の組織は粗大化し、その部分の靭性が劣化しやすいという問題がある。こうしたＨＡＺにおける靭性（以下、「ＨＡＺ靭性」ということがある。）を良好に確保することが課題となっている。

大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性の劣化防止技術は、これまで種々提案されている。こうした技術の代表例としては、例えば、特許文献１〜４に、鋼材中に微細なＴｉＮを分散析出させることで、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鋼材が提案されている。しかしこれらの技術では、溶接金属が１４００℃以上の高温になると、ＨＡＺのうち特に溶接金属に近接した部位（ボンド部）において、溶接時に受ける熱により上記ＴｉＮが固溶消失してしまい、ＨＡＺ靭性の劣化を十分に抑えることができないという問題がある。

また、特許文献５には、粒径が０．０１〜０．１μｍの微細なＴｉＮの個数密度を適正化することによって、粒径が０．１μｍを超える粗大ＴｉＮの生成を抑制してＨＡＺ靭性の改善を図る技術が提案されている。しかし微細なＴｉＮの個数密度を適正化しても充分なＨＡＺ靭性を確保することはできないことが分かった。

一方、本出願人は、溶接用鋼中に存在するＴｉＮ系介在物の中にＮｂを積極的に含有させると共にＴｉ／Ｎｂ比を制御し、粒径が０．０１〜０．２５μｍの介在物の個数を１ｍｍ²あたりで１．０×１０⁴個以上とすることによって、幅広い入熱範囲でのＨＡＺ靭性を確保する技術を提案している（例えば、特許文献６）。しかしこの技術によっても溶接時に受ける熱によりＴｉＮが固溶消失してしまうことは避けられず、ＨＡＺ靭性が劣化することがあった。

ところで溶接構造物に使用される鋼材には、ＨＡＺ靭性の他に、基本特性として鋼材自体の靭性（母材靭性）が良好であることも求められる。そこで本出願人は、母材靭性とＨＡＺ靭性の両方を改善した厚鋼板を特許文献７に提案している。この技術では、鋼板中に含まれるＴｉ含有窒化物の大きさに応じて個数密度を制御し、且つ、島状マルテンサイトの面積率を適切に制御することによって母材靭性とＨＡＺ靭性に優れた厚鋼板を提供している。しかしながら、上記の方法では、顕微鏡観察によりサイズ毎の個数密度を測定しているため、必ずしも精度の高い方法とは言えず、特性にバラツキが生じる恐れがある。

特公昭５５−２６１６４号公報 特開２００３−１６６０１７号公報 特開２００３−２１３３６６号公報 特開２００１−２００３１号公報 特開２００１−９８３４０号公報 特開２００４−２１８０１０号公報 特開２０１０−９５７８１号公報

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、母材靭性およびＨＡＺ靭性の両方に優れた鋼材、およびその製造方法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母材および溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材とは、鋼中成分が、Ｃ：０．０３〜０．１６％（質量％の意味。以下成分について同じ。）、Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％およびＮ：０．００２０〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材である。

そして、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑのうち、２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量が０．０１０％以下（０％を含まない）で、且つ０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を全Ｔｉ量Ｑから引いた値Ｒと、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑとの比Ｒ／Ｑが０．３０〜０．７０である点に要旨を有している。

本発明において、上記Ｔｉ含有介在物とは、少なくともＴｉを含む析出物を意味し、ＴｉＮや、Ｔｉの一部（原子比で５０％以下程度）を他の窒化物形成元素（例えば、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ等）で置換した複合窒化物などのＴｉ含有窒化物の他、Ｔｉ含有酸化物などのＴｉを含む介在物を意味する。また、Ｔｉ含有酸化物は、Ｔｉ酸化物（例えば、ＴｉＯ₂）は勿論のこと、Ｔｉの一部（原子比で５０％以下程度）を他の酸化物形成元素（例えば、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭ等）で置換した複合酸化物をも含む趣旨である。

上記鋼材は、更に他の元素として、
（ａ）Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％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：０．１０％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）、および／またはＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）、
等を含んでもよい。

上記鋼材は、Ｔｉ、Ｎ、およびＳｉが、下記式（１）を満足するように鋼を溶製した後、溶鋼に含まれる介在物を浮上分離することによって鋼に含まれるＡｌ₂Ｏ₃含有介在物（具体的には、Ａｌ₂Ｏ₃を８０質量％以上含有する介在物）の個数を１ｍｍ²あたり１０個以下（０個を含む）に制御してから鋳造することによって製造できる。下記式（１）中、［ ］は鋼中の各元素の含有量（質量％）を表す。
［Ｔｉ］×［Ｎ］≦（１×１０^-5）／［Ｓｉ］ ・・・（１）
但し、Ｓｉ＝０質量％のときは、ＴｉとＮｉが、下記式（２）を満足するように鋼を溶製する。
［Ｔｉ］×［Ｎ］≦１×１０^-3 ・・・（２）

本発明によれば、鋼材中のＴｉ含有介在物について、従来のように顕微鏡観察によってサイズ毎の個数密度を制御するのではなく、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑのうち、サイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を極力低減すると共に、サイズが０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を電解抽出法によって定量し、このＴｉ量を全Ｔｉ量Ｑから引いた値Ｒと、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑとの比Ｒ／Ｑを適切に制御しているため、母材およびＨＡＺの靭性改善をより精度良く実現できる。

図１は、本発明で規定する全Ｔｉ量Ｑ（試料中に含まれる全Ｔｉ量）、サイズが２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量、サイズが０．１μｍを超え、２．０μｍ以下のＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量、固溶Ｔｉ量Ｒ（サイズが０．１μｍ以下のＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を含む）の概念を説明する模式図である。 図２は、［Ｔｉ］×［Ｎ］×［Ｓｉ］の値（Ｚ値）とＨＡＺ靭性との関係を示すグラフである。

本発明者らは、鋼材の母材靭性とＨＡＺ靭性の両方を改善するに当たり、従来のように顕微鏡観察に基づいて決定されたＴｉ含有介在物のサイズに応じて個数密度を制御する手法では、観察視野面積がせいぜい３００ｍｍ²程度と小さいために精度が低く、特性にバラツキが生じることに鑑み、これに代わる、より精度の高い方法を提供するため、検討を行なった。その際、電解抽出と目開き（メッシュ）の異なる複数のメンブレン・フィルター（以下、単にフィルターと呼ぶ場合がある。）による濾別との組み合わせにより、鋼材中の全Ｔｉ量をサイズごとに篩い分けして各サイズのＴｉ量（質量濃度）を定量する方法をうまく利用できないかと考え、検討を重ねてきた。

その結果、
（ア）所定の電解液で電解抽出後、目開き０．１μｍのフィルターを通過したＴｉを固溶Ｔｉとしたとき、固溶Ｔｉ量が鋼材の母材靭性とＨＡＺ靭性の向上に大きな影響を及ぼしていること、
（イ）この固溶Ｔｉ量は絶対値として制御するのではなく、鋼材中に含まれる全Ｔｉ量とのバランス（具体的には、全Ｔｉ量に対する固溶Ｔｉ量の比）で制御しないと所望の特性が発揮されないこと、
（ウ）更に、所望の特性を有効に発揮させるためには、上記固溶Ｔｉ量の比を制御するだけでは足りず、目開き２．０μｍのフィルターを通過しない（フィルター上に残る）サイズが２．０μｍ超のＴｉ含有介在物に含まれるＴｉ量を適切に制御することも重要であること、
（エ）よって、鋼材の母材靭性とＨＡＺ靭性を向上させるには、上記方法によって算出される全Ｔｉ量に対する固溶Ｔｉ量の比と、サイズが２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を適切に制御することが極めて重要であること、
を見出し、本発明を完成した。

本明細書では、試料中に含まれる全Ｔｉ量をＱ、電解抽出（詳細は後述する。）後、目開きが０．１μｍのフィルターを通過するＴｉ（本発明では、これを固溶Ｔｉとよぶ）の量をＲと命名している。上記全Ｔｉ量Ｑは、電解抽出を行なった後、ＩＣＰ発光分析によって定量した値である。上記固溶Ｔｉの量Ｒは、電解抽出物を行なった後、目開きが０．１μｍのフィルターを用いて濾過したときに、フィルターを通過したＴｉの量を意味する。現在市販されているフィルターのうち最も目開きが小さいものが０．１μｍであり、本発明では、この最小径フィルターを通過するものは、たとえＴｉ含有介在物として存在していても「固溶Ｔｉ」とみなした。

なお、上記のようにして決定される固溶Ｔｉの量Ｒは、固溶Ｔｉの量を直接測定せず、上記電解抽出の後、目開きが０．１μｍのフィルターを用いてフィルターを通過しない（フィルター上に残る）サイズが０．１μｍ超のＴｉ含有介在物に含まれるＴｉの量をＩＣＰ発光分析によって定量し、これを鋼材中に含まれる全Ｔｉ量Ｑから引くことによって間接的に算出している。これは、固溶Ｔｉの量を直接定量分析することは困難なためである。

本明細書において「２．０μｍ超のＴｉ含有介在物」とは、上記の電解抽出を行なった後、目開きが２．０μｍのフィルターを用いて濾過したときに、フィルターを通過しない（フィルター上に残る）ものをいう。従来、粗大なＴｉ含有介在物がＨＡＺ靭性などに悪影響を及ぶすことは知られていたが、本発明者らの検討結果によれば、粗大なＴｉ含有介在物のなかでも特に、上記方法によって分別されるサイズが２．０μｍ超の粗大なＴｉ含有介在物の量が、特に母材靭性およびＨＡＺ靭性に対して大きな悪影響を及ぼすことが判明した結果、特に、この粗大なＴｉ含有介在物の量を適切に制御した次第である。

まず、本発明の鋼材に含まれる全Ｔｉ量について説明する。本発明では、鋼材を電解抽出法により溶解し、電解抽出後の抽出残渣を、市販されているなかで目開きが最も小さい０．１μｍのメンブレン・フィルターにより濾過し、濾過して得られた抽出残渣をフィルターごと融解してＩＣＰ発光分析法でＴｉ量を測定する。この方法によれば、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑは、図１に示すように、フィルターを通過しないサイズが０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量と、フィルターを通過するＴｉ含有介在物に含まれるＴｉ量を含む固溶Ｔｉ量との合計量として表される。

そして本発明者らが検討したところ、サイズが０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を全Ｔｉ量Ｑから引いた値Ｒと、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑとの比Ｒ／Ｑを０．３０〜０．７０の範囲に調整することによって、鋼材の母材靭性およびＨＡＺ靭性を改善できることが明らかとなった。このことは本明細書の実施例で実証している。

即ち、実施例の表１に示した鋼種Ｎと表２に示した鋼種ｄは、成分組成がほぼ同じで、２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量もほぼ同じ鋼材である。しかし鋼種ｄは母材靭性とＨＡＺ靭性が低下しているのに対し、鋼種Ｎは母材靭性とＨＡＺ靭性の両方が改善されている。同様に、下記表１に示した鋼種Ｅと下記表２に示した鋼種ｂについても成分組成と上記Ｔｉ量がほぼ同じであるにもかかわらず、鋼種ｂは母材靭性とＨＡＺ靭性が低下しているのに対し、鋼種Ｅは母材靭性およびＨＡＺ靭性の両方を改善できている。

この理由について検討したところ、鋼種ｄは添加したＴｉ量（鋼材に含まれる全Ｔｉ量）に占める固溶Ｔｉ量の割合が高く、鋼種ｂは添加したＴｉ量に占める固溶Ｔｉ量の割合が低く、この固溶Ｔｉ量も母材靭性とＨＡＺ靭性の向上に大きく寄与すると推察された。

こうした結果をふまえて更に検討したところ、鋼材に含まれる全Ｔｉ量に対する固溶Ｔｉ量の比Ｒ／Ｑが母材靭性とＨＡＺ靭性に影響を及ぼすことが明らかとなった。

ところが、鋼材に含まれる全Ｔｉ量に対する固溶Ｔｉ量の比Ｒ／Ｑを適切な範囲に制御しただけでは、母材靭性およびＨＡＺ靭性向上効果は不充分であることも明らかとなった。

即ち、本発明者らが更に検討したところ、サイズが０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物のうち、サイズが２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量も母材靭性およびＨＡＺ靭性に影響を及ぼすことが判明した。このことも後述する実施例で実証されている。例えば、実施例の表１に示した鋼種Ｌと表２に示した鋼種ａ、ｅは、成分組成がほぼ同じ鋼材で、上記比Ｒ／Ｑはいずれも０．３０〜０．７０の範囲に制御されているが、鋼種ａ、ｅは、サイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物に含まれるＴｉ量が多くなっているため、母材靭性とＨＡＺ靭性が共に劣化している。これに対し、鋼種Ｌは、サイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物に含まれるＴｉ量が本発明で規定する範囲に低減されているため、母材靭性およびＨＡＺ靭性共に良好になっている。

このようにサイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を低減すれば、母材靭性とＨＡＺ靭性の両方を改善できることが分かる。この理由は詳細には不明であるが、次のように考えられる。ＨＡＺ靭性改善のためには、微細なＴｉ含有介在物（例えば、ＴｉＮ析出物）による旧γ粒径の微細化が効果的であり、そのためには多くのＴｉが必要である。しかし鋼材に含まれるＴｉが、サイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物として存在している場合、微細なＴｉ含有介在物（例えば、ＴｉＮ析出物）の個数が不足し、旧γ粒径の微細化を実現できないばかりでなく、粗大なＴｉ含有介在物自体が破壊起点となって、母材靭性およびＨＡＺ靭性の両方を低下させると考えられる。

以下、本発明について具体的に説明する。

《サイズが０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を全Ｔｉ量Ｑから引いた値Ｒと、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑとの比Ｒ／Ｑが０．３０〜０．７０》
本発明では、鋼材に含まれる全Ｔｉ量に対する固溶Ｔｉ量の比（以下、固溶Ｔｉ比ということがある）を０．３０〜０．７０とする。上記固溶Ｔｉ比が、０．３０未満では、熱処理時や溶接時に、ＴｉＮ粒子のオストワルド成長が顕著になるため、Ｔｉ含有窒化物が粗大化し易くなり、ＨＡＺ靭性および母材靭性の向上に有効な微細なＴｉ含有窒化物の生成量を確保できなくなる。従って溶接時に金属組織を微細化できないため、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。よって上記固溶Ｔｉ比は０．３０以上、好ましくは０．３５以上、より好ましくは０．４０以上とする。しかし上記固溶Ｔｉ比が０．７０を超えて過剰になると固溶Ｔｉ量が多くなり過ぎるため、旧γ粒界から生成する変態組織が粗大化し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。従って上記固溶Ｔｉ比は０．７０以下、好ましくは０．６５以下、より好ましくは０．６０以下とする。

上記固溶Ｔｉ比は、サイズが０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を全Ｔｉ量Ｑから引いた値Ｒと、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑとの比Ｒ／Ｑで示すことができる（図１を参照）。即ち、上記値Ｒは、鋼材に実際に固溶しているＴｉ量と、目開き０．１μｍのフィルターを通り抜けた超微細な介在物に含まれるＴｉ量との合計量を意味しており、本発明では、超微細な介在物に含まれるＴｉ量は、固溶Ｔｉとみなしている。

《サイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量について》
本発明では、サイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を０．０１０％以下（０％を含まない）とする。このＴｉ量が０．０１０％を超えると、破壊の起点となる粗大なＴｉ含有介在物が多くなるため、母材靭性およびＨＡＺ靭性の低下を引き起こす原因となる。このＴｉ量は少ない方がよく、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。

上記２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量とは、鋼材から電解抽出法により抽出され、目開きが２．０μｍのフィルターを通過しないＴｉ含有介在物に含まれているＴｉ量を意味している。上記Ｔｉ含有介在物とは、介在物中にＴｉを含有するものを全て含む趣旨であり、Ｔｉを含有する窒化物のほか、Ｔｉを含有する酸化物、Ｔｉを含有する炭化物、或いはこれらの複合化合物などを含む意味である。本発明では、後述するように、電解抽出法により抽出した残渣を融解し、ＩＣＰ発光分析法によりＴｉ量を測定しているため、サイズが２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるあらゆる組成の介在物について、Ｔｉ量の合計量を測定できる。そしてサイズが２．０μｍを超える粗大な介在物に含まれるＴｉ量の合計が、鋼材に対して０．０１０％以下であれば、母材靭性およびＨＡＺ靭性を向上できる。

なお、鋼材から抽出する粗大なＴｉ含有介在物の大きさは、サイズが２．０μｍを超えるものとする。サイズが２．０μｍ以下のＴｉ含有介在物については、Ｔｉ量の違いによる靭性の影響は殆ど見られなかったからである。

以上の通り、本発明の鋼材は、サイズが２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を０．０１０％以下とし、固溶Ｔｉ比（比Ｒ／Ｑ）を０．３０〜０．７０としているところに特徴がある。

次に、本発明の鋼材の成分組成について説明する。

［Ｃ：０．０３〜０．１６％］
Ｃは、強度を確保するために欠くことのできない元素であり、Ｃ量が０．０３％未満では強度を確保できない。従ってＣ量は０．０３％以上、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成して母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させる。従ってＣ量は０．１６％以下、好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下に抑える必要がある。

［Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）］
Ｓｉは、固溶強化によって強度を確保するのに有用な元素であるが、Ｓｉ量が過剰になると、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成すると共に、粗大なＴｉ含有介在物が生成して母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＳｉ量は０．２５％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下、更に好ましくは０．０８％以下とする。Ｓｉ量は、０．０１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。

［Ｍｎ：１〜２．０％］
Ｍｎは、強度を確保する上で有用な元素であり、１％以上含有させる必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．４％以上である。しかし、Ｍｎを２．０％を超えて過剰に含有させると強度が上昇し過ぎて母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＭｎ量は２．０％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．７％以下とする。

［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、不可避不純物元素であり、粒界破壊を起こし易く母材靭性およびＨＡＺ靭性の両方に悪影響を及ぼすため、その量はできるだけ少ないことが好ましい。従って、Ｐ量は０．０３％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下とする。しかし、鋼中のＰ量を０％にすることは工業的に困難であり、通常、０．００３％程度は含有している。

［Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、不可避不純物元素であり、粒界偏析による粒界破壊や粗大硫化物による母材靭性の劣化を招くため、その量はできるだけ少ないことが好ましい。従ってＳ量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下とする。しかし、鋼中のＳ量を０％にすることは工業的に困難であり、通常、０．０００１％程度は含有している。

［Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸剤として作用するが、過剰に含有すると、鋼中にＡｌ₂Ｏ₃含有介在物を生成し、粗大なＴｉ含有介在物を生成させる原因となり、母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させる元素である。従ってＡｌ量は０．０５％以下、好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下に抑える必要がある。Ａｌ量の下限は、例えば、０．０００３％である。

［Ｔｉ：０．０１０〜０．０８％］
Ｔｉは、Ｎと反応して窒化物を形成し、金属組織を微細化して母材靭性を向上させる元素である。従ってＴｉは０．０１０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１２％以上、より好ましくは０．０１５％以上である。しかし過剰に含有すると、粗大なＴｉ含有介在物が多く生成して母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させる。従ってＴｉ量は０．０８％以下、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０６％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。

［Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％］
Ｃａは、粗大なＴｉ含有介在物が晶出するのを抑制して、母材靭性およびＨＡＺ靭性を向上させる元素である。従ってＣａは０．０００５％以上、好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１％以上含有させる必要がある。しかしＣａ量が過剰になると、粗大なＣａ含有酸化物が生成して母材靭性が劣化する。従ってＣａ量は０．０１０％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。

［Ｎ：０．００２０〜０．０２０％］
Ｎは、Ｔｉ含有窒化物を形成し、ピン止め効果によりオーステナイト粒の粗大化を防止して組織を微細化し、母材靭性およびＨＡＺ靭性を向上させる元素である。また、Ｔｉ含有窒化物は、粒内フェライト変態を促進する作用も有しており、組織を微細化して母材靭性およびＨＡＺ靭性を向上させるのに寄与する。こうした効果を発揮させるには、Ｎ量は０．００２０％以上、好ましくは０．００３０％以上、より好ましくは０．００４０％以上とする必要がある。しかしＮ量が過剰になると、固溶Ｎ量が増大して歪時効が生じ、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＮ量は０．０２０％以下、好ましくは０．０１８％以下、更に好ましくは０．０１６％以下とする。

本発明の鋼材の基本成分組成は上記の通りであり、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元素（例えば、Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ等）の混入が許容される。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材の特性が更に改善される。

［Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％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］
Ｎｉ、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼材の高強度化に有効に作用する元素であり、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、いずれも０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｎｉ、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏは、いずれの元素もより好ましくは０．１０％以上である。しかしこれらの元素の含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き、母材靭性およびＨＡＺ靭性が却って劣化する。従って上記元素は、いずれも１．５％以下に抑えることが好ましい。Ｎｉ、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏは、より好ましくは１．２％以下、更に好ましくは１％以下である。

［Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）］
ＮｂおよびＶは、炭窒化物として析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制することによって母材靭性を良好にする元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎｂは０．００２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｎｂ量が過剰になると、炭窒化物が粗大化し、母材靭性が却って劣化する。従ってＮｂ量は０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０６％以下、特に好ましくは０．０４％以下である。また、Ｖは０．００２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかしＶ量が過剰になると粗大な炭窒化物の析出を招き、母材靭性が却って劣化する。従ってＶ量は０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。

［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｂは、粗大な粒界フェライトの生成を抑制して母材靭性およびＨＡＺ靭性を向上させ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、０．０００５％以上含有させることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００１３％以上である。しかし、Ｂ量が過剰になると、オーステナイト粒界にＢＮが析出し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＢ量は０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下とするのがよい。

［Ｚｒ：０．０２％以下（０％を含まない）、および／またはＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）］
ＺｒおよびＲＥＭ（希土類元素）は、酸化物を微細化してＨＡＺ靭性を向上するのに寄与する元素である。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、いずれも０．０００１％以上含有させることが好ましい。ＺｒおよびＲＥＭは、いずれもより好ましくは０．０００５％以上である。しかし過剰に含有させると、酸化物が粗大になって母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させるため、いずれも０．０２％以下に抑えることが好ましい。ＺｒおよびＲＥＭは、より好ましくは０．０１８％以下、更に好ましくは０．０１５％以下とする。

なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕ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。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。

次に、本発明の鋼材を製造する方法について説明する。上記のように、サイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を所定量以下に低減し、鋼材中の固溶Ｔｉ比を所定の範囲となるように制御するには、Ｔｉ、Ｎ、およびＳｉが、下記式（１）を満足するように鋼を溶製した後、溶鋼に含まれる介在物を浮上分離することによって鋼に含まれるＡｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数を１ｍｍ²あたり１０個以下（０個を含む）に制御してから鋳造すればよい。下記式（１）中、［ ］は鋼中の各元素の含有量（質量％）を表す。
［Ｔｉ］×［Ｎ］≦（１×１０^-5）／［Ｓｉ］ ・・・（１）
但し、Ｓｉ＝０質量％のときは、ＴｉとＮｉが、下記式（２）を満足するように鋼を溶製する。
［Ｔｉ］×［Ｎ］≦１×１０^-3 ・・・（２）

各要件の規定理由は次の通りである。

《Ｔｉ、Ｎ、およびＳｉのバランス》
鋼を溶製するにあたっては、Ｔｉ、Ｎ、およびＳｉが、下記式（１）を満足するように成分調整する必要がある。下記式（１）において、左辺の［Ｔｉ］×［Ｎ］は、ＴｉとＮの許容溶解度積を示しており、この値が一定値を超えると鋳造時に、サイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物が生成することが分かった。また、本発明者らが検討したところ、この許容溶解度積は、鋼中のＳｉ量に影響を受けることが明らかとなった。即ち、［Ｔｉ］×［Ｎ］の値は、鋼中のＳｉ濃度によって変化し、鋼中のＳｉ量が多くなるほど［Ｔｉ］×［Ｎ］の値は小さくなり、粗大なＴｉ含有介在物の生成が抑制されることが判明した。そのため粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量、および固溶Ｔｉ比を適切に制御するには、鋼中のＴｉ、Ｎ、およびＳｉ量が、下記式（１）の関係を満足するように成分調整する必要がある。下記式（１）は、本発明者らが種々実験を繰り返して設定した式である。この下記式（１）は、下記式（１ａ）の通り変形でき、この式（１ａ）を満足するように成分調整すればよい。下記式（１ａ）の左辺の値をＺ値としたとき、Ｚ値は、好ましくは５×１０^-6以下、より好ましくは１×１０^-6以下とする。
［Ｔｉ］×［Ｎ］≦（１×１０^-5）／［Ｓｉ］ ・・・（１）
［Ｔｉ］×［Ｎ］×［Ｓｉ］≦１×１０^-5 ・・・（１ａ）

なお、Ｓｉを添加せず、鋼中のＳｉ含有量が０質量％のときは、鋼を溶製するにあたっては、ＴｉとＮが、下記式（２）を満足するように鋼を溶製すればよい。下記式（２）は、上記式（１）に、Ｓｉ＝０．０１質量％（後述する実施例におけるＳｉの最下限値）を代入して算出したものである。
［Ｔｉ］×［Ｎ］≦１×１０^-3 ・・・（２）

《介在物の浮上分離》
溶製後は、溶鋼に含まれる介在物を浮上分離することによって鋼に含まれるＡｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数を１ｍｍ²あたり１０個以下（０個を含む）に制御してから鋳造する必要がある。Ａｌ₂Ｏ₃含有介在物とは、本発明では、Ａｌ₂Ｏ₃を８０質量％以上含有するＡｌ₂Ｏ₃含有介在物を意味している。Ｔｉ含有介在物は、一般に、Ａｌ₂Ｏ₃等の酸化物を核として晶出することが知られているが、本発明のような成分組成の鋼では、Ａｌ₂Ｏ₃含有介在物を晶出核としてＴｉ含有介在物が形成されると考えられる。これは一般に不均質核生成と呼ばれている。従って溶鋼におけるＡｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数密度を小さくすれば、サイズが２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を低減でき、しかも固溶Ｔｉ比を適切な範囲に制御できる。

上記Ａｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数密度は、観察視野面積１ｍｍ²あたり１０個以下（０個を含む）とする。上記個数密度が１０個／ｍｍ²を超えると、Ｔｉ含有介在物が粗大化し、固溶Ｔｉ量を確保できなくなり、固溶Ｔｉ比が０．３を下回って母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化する。上記個数密度は、好ましくは８．０個／ｍｍ²以下、より好ましくは６．０個／ｍｍ²以下とする。

上記Ａｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数密度は、溶鋼に含まれる介在物（主に、酸化物系介在物）を溶鋼から浮上分離することによって調整できる。介在物を浮上分離する方法としては、例えば、ＬＦ（Ladle Furnace）等のガス攪拌による精錬装置やＲＨ(Ruhrstahl Hausen)等の還流式真空脱ガス精錬装置を用いて酸化物を凝集、合体させ、Ａｌ₂Ｏ₃含有酸化物の浮上分離を促進させることが好ましい。ＲＨ式脱ガス精錬装置を用い、還流ガス流量を１００〜２００Ｎｍ³／時間とした場合には、例えば、溶鋼にＡｌを添加してから還流を停止するまでの時間（還流時間）を５分以上とすることが好ましく、より好ましくは１０分以上である。還流時間を長くすることによってＡｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数密度を小さくすることができるため好ましいが、生産性が低下するため上限は９０分程度である。

溶鋼に含まれる介在物を浮上分離した後は、常法に従って鋳造し、熱間圧延（必要に応じて冷間圧延）すればよい。具体的には、鋳造時の１４００〜１５００℃における冷却時間を６００秒以内、圧延前加熱条件を１０５０〜１２００℃×２〜５時間、仕上げ圧延終了温度を７５０℃以上として圧延を実施し、圧延終了後の冷却を平均冷却速度２〜１５℃／秒、冷却停止温度を３００〜５００℃として行なえば良い。

本発明の鋼材の形態は特に限定されず、例えば、厚鋼板として使用される。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。この厚鋼板は、例えば、橋梁、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、母材靭性およびＨＡＺ靭性に優れたものとなる。本発明の鋼材は、例えば、板厚が５０ｍｍ以上となるような鋼板に対して、入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上の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、この様な厚みの鋼板へ適用することは好ましい態様であるが、板厚は５０ｍｍ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。

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。

下記表１、表２に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）を溶製し、この溶鋼に含まれる介在物を溶鋼から浮上分離してから鋳造してスラブ（断面形状は１５０ｍｍ×２５０ｍｍ）とした後、熱間圧延を行い、板厚８０ｍｍの熱延鋼板を得た。

熱間圧延は、鋳造時の１４００〜１５００℃における冷却時間を６００秒以内、圧延前加熱条件を１１００℃×３時間、仕上げ圧延終了温度を７８０℃以上として圧延を実施し、圧延終了後、４５０℃までの冷却を平均冷却速度６℃／秒、冷却停止温度を４５０℃として行った。

下記表１において、ＲＥＭはＬａを５０％程度とＣｅを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で添加した。また、下記表１、表２において、「−」は元素を含有していないことを示している。

下記表１、表２に示したＴｉ量、Ｎ量、Ｓｉ量に基づいて、［Ｔｉ］×［Ｎ］×［Ｓｉ］の値（Ｚ値）を算出し、結果を下記表３に示す。なお、下記表１の鋼種Ａについては、［Ｔｉ］×［Ｎ］の値を算出し、算出結果をＺ値の欄に示した。また、下記表３において、「αＥ−β」は、「α×１０^−β」を意味している。

上記溶鋼に含まれる介在物は、ＲＨでの還流ガス流量を１００〜２００Ｎｍ³／時間とし、Ａｌを添加してから還流ガスを停止するまでの時間（還流時間）を変化させて溶鋼から浮上分離した。下記表３に還流時間を示す。なお、下記表３に示したＮｏ．２９とＮｏ．３１は、上記溶鋼に含まれる介在物を溶鋼から浮上分離せずに鋳造した例である。

上記介在物を溶鋼から浮上分離した後、鋳造前に、溶鋼中のＡｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数密度を次の手順で調べた。

［Ａｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数密度］
カップ状のサンプラー（内径約３５ｍｍ×高さ約５０ｍｍ）を用いて連続鋳造用タンディッシュから溶鋼を採取し、空冷にて凝固させた。凝固させて得られた鋼をカップ状サンプラーから取り出し、サンプルの底部から約１０ｍｍ位置の水平面で切断し、切断面を研磨し、これを介在物観察用サンプルとした。介在物観察用サンプルを、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；電子プローブＸ線マイクロアナライザ、日本電子株式会社製「ＪＸＡ−８５００Ｆ」）で観察し、円相当直径が０．２μｍ以上の粒子の個数を測定すると共に、この粒子の成分組成を定量分析した。観察条件は、加速電圧を２０ｋＶ、試料電流を０．０１μＡ、観察視野は研磨面中央部を中心として１〜５ｃｍ²、分析粒子個数を１００個以上とし、粒子の成分組成はエネルギー分散型特性Ｘ線検出器（ＥＤＳ）により半定量分析した。分析対象元素は、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｏとし、検出された元素濃度を全て酸化物に換算して規格化した後、Ａｌ₂Ｏ₃濃度を求めた。検出された全介在物のうち、Ａｌ₂Ｏ₃を８０質量％以上含有する介在物をＡｌ₂Ｏ₃含有介在物とした。Ａｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数を、１ｍｍ²あたりに換算して個数密度を求めた。Ａｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数密度を下記表３に示す。

次に、上記のようにして製造した熱延鋼板について、下記の要領で、
（ａ）鋼材に含まれる全Ｔｉ量のうち、サイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量、
（ｂ）サイズが０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を全Ｔｉ量Ｑから引いた値Ｒと、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑとの比Ｒ／Ｑ（固溶Ｔｉ比）、
（ｃ）母材靭性、
（ｄ）母材を溶接したときのＨＡＺ靭性
を測定した。これらの結果を、下記表３に示す。

［（ａ）鋼材に含まれる全Ｔｉ量のうち、サイズが２．０μｍを超える粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量］
軸心が熱延鋼板の表面から深さｔ／４位置（ｔは板厚）を通るように試験片（縦１５ｍｍ×横１５ｍｍ×長さ５ｍｍ）を各熱延鋼板から切り出し、２％トリエタノールアミン−１％テトラメチルアンモニウムクロリド−メタノール溶液を電解液として、常温で５００Ａ／ｍ²以下の電流で電解抽出を行った。電解抽出後、抽出残渣を目開きが２．０μｍのメンブレン・フィルターで濾過した。

次に、濾過してフィルター上に残った抽出残渣（サイズが２．０μｍを超える介在物）をフィルターごと白金製るつぼに入れ、ガスバーナーで加熱して灰化した。次いで、アルカリ融剤（炭酸ナトリウムと四ほう酸ナトリウムの混合物）を加え、再度ガスバーナーで加熱して抽出残渣を融解した。次に、１８体積％塩酸を加えて融解物を溶液化した後、メスフラスコに移し、純水を加えて５０ｍｌにメスアップして分析液を得た。この分析液中のＴｉ濃度をＩＣＰ発光分析法で測定し、サイズが２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を測定した。測定結果を下記表３に示す。

なお、一般に、粗大な介在物ほど、鋼材中へ残留する個数が少なくなるため、介在物調査の常法である研磨サンプルの顕微鏡観察では粗大介在物として存在するＴｉ量を正確に把握することは困難であったが、電解抽出とメンブレン・フィルターによる濾過を組み合わせた本分析手法では、鋼材に含まれ、サイズが２．０μｍを超える介在物に含まれるＴｉ量を全量測定できるため、測定誤差が少なく、精度良く測定できる。

［（ｂ）比Ｒ／Ｑ（固溶Ｔｉ比）］
上記（ａ）において、目開きが２．０μｍのメンブレン・フィルターを用いて濾過する代わりに、目開きが０．１μｍのメンブレン・フィルターを用いて濾過し、サイズが０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を測定した。

また、上記（ａ）において、各熱延鋼板から切り出した試験片に近接した位置から同じ大きさの試験片を別途切り出し、該試験片を全てＪＩＳ Ｇ１２５８−１「酸分解−二硫酸カリウム融解法」に準じて溶解し、この溶液中のＴｉ濃度をＩＣＰ発光分析法で測定し、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑを測定した。

次に、サイズが０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を全Ｔｉ量Ｑから引いた値Ｒを求めた。これは固溶Ｔｉ量に相当している。この値Ｒと鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑとの比Ｒ／Ｑを求めた。求めた比Ｒ／Ｑを下記表３に示す。

［（ｃ）母材靭性］
各熱延鋼板の表面から深さｔ／４位置（ｔは板厚）から、圧延方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１の４号試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に基づいて−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。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ_-60）を測定し、その最低値を求めた。ｖＥ_-60の最低値が１００Ｊ以上のものを母材靭性に優れると評価した。

［（ｄ）母材を溶接したときのＨＡＺ靭性］
各熱延鋼板の表面から深さｔ／４位置（ｔは板厚）から、圧延方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１の４号試験片）を採取し、大入熱溶接を模擬した熱サイクル試験を行い、熱延鋼板（母材）を溶接したときのＨＡＺ靭性を評価した。このとき熱サイクル試験は、上記試験片を１４００℃に加熱して６０秒間保持した後、８００〜５００℃の温度範囲を５００秒かけて冷却することにより、溶接入熱量が５５ｋＪに相当する熱サイクルを与えた。ＪＩＳ Ｚ２２４２に基づいて−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定した。このとき３本の試験片について吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定し、その最低値を求めた。ｖＥ_-40の最低値が１００Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。

また、図２に、［Ｔｉ］×［Ｎ］×［Ｓｉ］の値（Ｚ値）とＨＡＺ靭性との関係をグラフに示す。図２では、下記表３に示した発明例（Ｎｏ．１〜２５）の結果を◇で、比較例のうちＺ値が本発明で推奨する範囲を外れるものの結果（Ｎｏ．２６、２８、３０、３１）を■で示した。図２から、Ｚ値とＨＡＺ靭性の間には相関関係があり、Ｚ値を１．０Ｅ−０５（１．０×１０^-5）以下に抑えることによって、或いはＳｉを含有しない場合は（表１の鋼種Ａ）Ｚ値を１．０Ｅ−０３（１．０×１０^-3）以下に抑えることによって、ＨＡＺ靭性を向上できることがわかる。

下記表１〜表３から、次のように考察できる。Ｎｏ．１〜２５は、本発明で規定する要件を満足する例であり、成分組成が適切に調整されており、しかも粗大なＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量が０．０１０％以下に抑えられており、且つ鋼材には適量のＴｉが固溶しているため、母材靭性およびＨＡＺ靭性が良好な鋼板が得られていることが分かる。

これに対して、Ｎｏ．２６、２８〜４６は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、母材靭性およびＨＡＺ靭性の少なくとも一方が劣っている。詳細には、下記の通りである。

Ｎｏ．２６とＮｏ．３０は、［Ｔｉ］×［Ｎ］×［Ｓｉ］が１．０×１０^-5を超えている例であり、サイズが２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量が過剰であるため、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２９は、比Ｒ／Ｑが所定の範囲を外れており、鋼材中の固溶Ｔｉ量が多過ぎる例である。そのため母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２８とＮｏ．３１は、［Ｔｉ］×［Ｎ］×［Ｓｉ］が１．０×１０^-5を超えている例であり、サイズが２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量が過剰となり、鋼材中の固溶Ｔｉ量が少な過ぎるため、比Ｒ／Ｑが所定の範囲を下回っている例である。従って母材靭性とＨＡＺ靭性が劣化している。

Ｎｏ．３２〜３９、４１〜４４は、いずれも本発明で規定する成分組成を満足していない例である。Ｎｏ．３２は、鋼板中のＣ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。母材靭性およびＨＡＺ靭性の劣化は、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成量増加によるものと考えられる。Ｎｏ．３３は、鋼板中のＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。母材靭性およびＨＡＺ靭性の劣化は、硬質な島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成量増加によるものと考えられる。Ｎｏ．３４は、鋼板中のＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、鋼板の強度が高くなり過ぎたため、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。

Ｎｏ．３５は、鋼板中のＰ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．３６は、鋼板中のＳ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、ＨＡＺ靭性は良好であるが、母材靭性が劣化している。Ｎｏ．３７は、鋼板中のＡｌ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．３８は、鋼板中のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、ＨＡＺ靭性は良好であるが、母材靭性が劣化している。Ｎｏ．３９は、鋼板中のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。

Ｎｏ．４０は、参考例であり、選択元素として添加するＮｂの含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、母材靭性が劣化している。

Ｎｏ．４１は、鋼板中のＣａ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．４２は、鋼板中のＣａ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．４３は、鋼板中のＮ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．４４は、鋼板中のＮ含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、比Ｒ／Ｑが所定の範囲を下回っており、鋼材中の固溶Ｔｉ量が少な過ぎる例である。従って母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。

Ｎｏ．４５とＮｏ．４６は、参考例であり、選択元素として添加するＮｉまたはＣｕの含有量が本発明で規定する範囲を超えるものであり、母材靭性およびＨＡＺ靭性が劣化している。

また、Ｎｏ．２８、２９、３１、４１は、ＲＨにおいてＡｌを添加してから還流ガスを停止するまでの時間（還流時間）が短過ぎるため、溶鋼に含まれる介在物を溶鋼から充分に浮上分離できていない。そのため母材靭性とＨＡＺ靭性が劣化している。

Claims (6)

1. 鋼中成分が
   Ｃ ：０．０３〜０．１６％（質量％の意味。以下成分について同じ。）、
   Ｓｉ：０．２５％以下（０％を含む）、
   Ｍｎ：１〜２．０％、
   Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、
   Ｔｉ：０．０１０〜０．０８％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％および
   Ｎ ：０．００２０〜０．０２０％を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材であって、
   下記（１）および（２）の要件を満足することを特徴とする板厚が５０ｍｍ以上で、入熱量を５０ｋＪ／ｍｍ以上として溶接されたときに母材および溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
   （１）鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑのうち、
   ２．０μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量が０．０１０％以下（０％を含まない）である。
   （２）０．１μｍを超えるＴｉ含有介在物として鋼材に含まれるＴｉ量を全Ｔｉ量Ｑから引いた値Ｒと、鋼材に含まれる全Ｔｉ量Ｑとの比Ｒ／Ｑが０．３０〜０．７０である。
   ここで、
   前記Ｔｉ含有介在物は、Ｔｉを含む析出物であり、
   前記析出物がＴｉ以外の窒化物形成元素または酸化物形成元素を含むときは、
   Ｔｉに対する、前記Ｔｉ以外の窒化物形成元素または前記酸化物形成元素の含有量を、原子比にて５０％以下で含む。
2. 前記鋼材が、更に他の元素として、
   Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、
   Ｃｕ：１．５％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. 前記鋼材が、更に他の元素として、
   Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、および／または
   Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の鋼材。
4. 前記鋼材が、更に他の元素として、
   Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材。
5. 前記鋼材が、更に他の元素として、
   Ｚｒ ：０．０２％以下（０％を含まない）、および／または
   ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
   Ｔｉ、Ｎ、およびＳｉが、下記式（１）を満足するように鋼を溶製した後、溶鋼に含まれる介在物を浮上分離することによって鋼に含まれる、Ａｌ₂Ｏ₃を８０質量％以上含有するＡｌ₂Ｏ₃含有介在物の個数を１ｍｍ²あたり１０個以下（０個を含む）に制御してから
   鋳造することを特徴とする母材および溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法。
   ［Ｔｉ］×［Ｎ］≦（１×１０^-5）／［Ｓｉ］ ・・・（１）
   式（１）中、［ ］は鋼中の各元素の含有量（質量％）を表す。
   但し、Ｓｉ＝０質量％のときは、ＴｉとＮｉが、下記式（２）を満足するように鋼を溶製する。
   ［Ｔｉ］×［Ｎ］≦１×１０^-3 ・・・（２）

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