JP7205618B2 - 鋼材 - Google Patents
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Description
本発明は溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性に優れる鋼材に関する。
降伏強度が３００～７００ＭＰａ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。これらの構造物は、溶接入熱量が５ｋＪ／ｍｍ程度の小入熱溶接から、溶接入熱量が１３０ｋＪ／ｍｍを超える超大入熱溶接までの広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靭性を有することが求められる。
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。
従来のＨＡＺの靭性向上に関する技術は、大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいている。その一つは鋼中の粒子によるピン止め効果を利用してオーステナイトの粗大化を防止する技術である。ＨＡＺの結晶粒の微細化に寄与する微細な粒子をピンニング粒子という。他の一つはオーステナイトの粒内フェライト変態を利用して有効結晶粒径を微細化する技術である。
国際公開第２０１４／０９１６０４号（特許文献１）、特開２０１３－２０４１１８号公報（特許文献２）、特開２００２－３９８６号公報（特許文献３）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、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、国際公開第２００１／０２７３４２号（特許文献４）、特開２０００－８０４３７号公報（特許文献５）、特開２０００－８０４３６号公報（特許文献６）、特開平１１－２３６６４５号公報（特許文献７）には、微細なＴｉ及びＭｇを含む酸化物粒子を鋼中に分散させることにより、溶接時のγ粒成長を抑制して、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。
更に、特開２００１－３４２５３７号公報（特許文献８）、特開２００１－２２６７３９号公報（特許文献９）、特開２００１－２８８５０９号公報（特許文献１０）には、微細なＴｉ、Ｃａ及びＡｌを含む酸化物粒子を鋼中に分散させ、これらの粒子をフェライト変態核として利用することにより、ＨＡＺ組織の粗大化を抑制して靭性を向上させた鋼材が記載されている。
更にまた、国際公開第２０１１/１４８７５４号（特許文献１１）、特開２００９－１７４０５９号公報（特許文献１２）には、微細なＴｉＮ粒子を鋼中に分散させ、ＴｉＮ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、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２０１５－７２６４号公報（特許文献１３）、特開２０１２－５２２２４号公報（特許文献１４）には、微細なＡｌＭｎ系の酸化物粒子を鋼中に分散させることにより、溶接時のγ粒成長を抑制して、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。
更にまた、国際公開第２０１５／０７５７７１号（特許文献１５）、特開２０１５－９８６４２号公報（特許文献１６）、国際公開第２０１４／１９９４８８号（特許文献１７）には、ＴｉＮ粒子、ＭｎＳ粒子及びこれらの複合粒子やＴｉ酸化物粒子を鋼中に分散させ、これらの粒子をフェライト変態核として利用することにより、ＨＡＺ組織の粗大化を抑制して靭性を向上させた鋼材が記載されている。
特開２００１－８９８２５号公報（特許文献１８）にはＨＡＺ靭性を高めるためにＭｇを含む酸化物の微細化を利用し、Ｂｉを任意成分として含む鋼材が記載されている。特開２００７－１００２０３号公報（特許文献１９）には、γ粒成長を抑制するために、Ｍｇ及びＡｇを含有し、又は、更にＢｉを含有する鋼材が記載されている。特開２０１１－２１８３７０号公報（特許文献２０）には、凝固組織を微細化するためにＢｉを含有する鋼材が記載されている。
これらの技術によって製造された鋼材であっても、ＨＡＺ組織の微細化効果は得られる。しかしながら、より厳しい溶接条件下で溶接が行われた場合であっても優れたＨＡＺ靭性が得られる鋼材が求められている。
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。
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。
本発明者らが鋭意検討したところ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ又はＴｅといった元素（以下、これらをＸ元素と称する場合がある）を鋼中に含有させるとともに、製鋼工程における製造条件を最適化することで、鋼材のＨＡＺ靭性が向上することを見出した。本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１～０．２０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ａｌ：０．０１５～０．５００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００３０％未満、Ｘ元素であるＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの１種又は２種以上の合計：０．０００１～０．０１００％、Ｃｕ：０～２．０％、Ｎｉ：０～２．０％、Ｃｒ：０～２．０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｗ：０～２．０％、Ｖ：０～０．２０％、Ｂ：０～０．０１０％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｔａ：０～０．１０％、Ａｇ：０～０．１０％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃａ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１０％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの含有量の合計Ｘtotalから、電解抽出残渣法によって求められる介在物を形成した状態の前記Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの含有量の合計であるＸinsolを減じて得られるＸsolが、質量％で、０．０００１～０．００５０％である。
（２）上記（１）に記載の鋼材は、質量％で、Ｃｕ：０．０２～２．０％、Ｎｉ：０．０２～２．０％、Ｃｒ：０．０２～２．０％、Ｍｏ：０．０２～１．０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～２．０％、Ｖ：０．０１～０．２０％、Ｂ：０．０００３～０．０１０％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｔａ：０．０１～０．１０％、Ａｇ：０．０１～０．１０％、Ｈｆ：０．０１～０．１０％の１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼材は、質量％で、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．００１～０．０１０％の一方又は両方を含有してもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれかに記載の鋼材は、質量％で、Ｓｎ：０．０１～０．５０％、Ｓｂ：０．０１～０．５０％の一方又は両方を含有してもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載の鋼材は、前記Ｏ含有量が０．０００１％以上、０．００３０％未満であり、表面から厚さの１／４の位置において、円相当径で０．５～５．０μｍの粒子が１．００～１．００×１０４個／ｍｍ２の個数密度で存在し、前記粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，前記Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上の前記Ｘ元素を含む粒子の個数割合が、３０％以上であってもよい。
（２）上記（１）に記載の鋼材は、質量％で、Ｃｕ：０．０２～２．０％、Ｎｉ：０．０２～２．０％、Ｃｒ：０．０２～２．０％、Ｍｏ：０．０２～１．０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～２．０％、Ｖ：０．０１～０．２０％、Ｂ：０．０００３～０．０１０％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｔａ：０．０１～０．１０％、Ａｇ：０．０１～０．１０％、Ｈｆ：０．０１～０．１０％の１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼材は、質量％で、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．００１～０．０１０％の一方又は両方を含有してもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれかに記載の鋼材は、質量％で、Ｓｎ：０．０１～０．５０％、Ｓｂ：０．０１～０．５０％の一方又は両方を含有してもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載の鋼材は、前記Ｏ含有量が０．０００１％以上、０．００３０％未満であり、表面から厚さの１／４の位置において、円相当径で０．５～５．０μｍの粒子が１．００～１．００×１０４個／ｍｍ２の個数密度で存在し、前記粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，前記Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上の前記Ｘ元素を含む粒子の個数割合が、３０％以上であってもよい。
本発明の鋼材によれば、溶接後においても良好なＨＡＺ靭性が得られる。
本実施形態に係る鋼材は、Ａｌ、Ｍｇによる脱酸を含む製造方法により製造される鋼材であることを前提とする。本発明者らは、ＨＡＺの組織と靭性との関係に関する詳細な調査・研究を実施した。その結果、ＨＡＺ靭性の向上にはＨＡＺのオーステナイト粒を著しく微細化（細粒化）することが効果的であることを見出した。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を利用することが有効である。しかし、溶接入熱量や部材として使用される温度によっては、ピン止め効果を利用する、ＨＡＺのオーステナイト粒の微細化による靭性の向上の効果は限られたものであった。
本発明者らは、上記の事情に鑑み、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ又はＴｅからなる群から選択される１種又は２種以上の「Ｘ元素」を鋼中に含有させ、Ｘ元素とＨＡＺ靭性との関係について検討を行った。その結果、製鋼工程等における製造条件を最適化し、Ｘ元素の固溶量を所定の範囲に制御することによって、ＨＡＺ靭性の更なる向上が可能になることを新規に知見した。
また、その上で、鋼中に所定の大きさの粒子を所定の範囲の個数密度となるように生成させ、かつ、これら粒子の内、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，前記Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合を３０％以上とすることで、ＨＡＺ靭性のより一層の向上が可能になることを新規に知見した。
また、その上で、鋼中に所定の大きさの粒子を所定の範囲の個数密度となるように生成させ、かつ、これら粒子の内、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，前記Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合を３０％以上とすることで、ＨＡＺ靭性のより一層の向上が可能になることを新規に知見した。
本発明者らは、種々の化学成分を有する鋼材を用いて、「Ｘ元素の固溶量（Ｘsol）」及び「円相当径が０．５～５．０μｍである粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合」と、ＨＡＺの靭性との関係を明確にするために検討を行った。Ｘ元素の固溶量は、誘導結合プラズマ質量分析法（Inductively Coupled Plasma Mass Spectrometry、ＩＣＰ質量分析法ということがある。）及び電解抽出残渣法によって求めた。また、粒子の円相当径、個数密度、Ｘ元素を含む粒子の個数割合は、後述するように、電子顕微鏡によって求めた。
ＨＡＺの靭性は、鋼材から採取した試料に、溶接を再現する熱履歴（溶接入熱４５０ｋＪ／ｃｍに相当）を与える再現熱サイクル試験を行って評価した。具体的には、再現熱サイクル試験後、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して、試験数を３として－２０℃でシャルピー吸収エネルギーを測定し、最低値でＨＡＺ靭性を評価した。その結果、図１に示すように、Ｘsolが、０．０００１～０．００５０％（１～５０ｐｐｍ）の範囲内であると、ＨＡＺ靭性が向上することがわかった。
また、図２に示すように、表面から厚さの１／４の位置における円相当径が０．５～５．０μｍである粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，Ｘ元素の合計に対して１原子％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が３０％以上であると、ＨＡＺ靭性がより向上することがわかった。
ＨＡＺの靭性は、鋼材から採取した試料に、溶接を再現する熱履歴（溶接入熱４５０ｋＪ／ｃｍに相当）を与える再現熱サイクル試験を行って評価した。具体的には、再現熱サイクル試験後、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して、試験数を３として－２０℃でシャルピー吸収エネルギーを測定し、最低値でＨＡＺ靭性を評価した。その結果、図１に示すように、Ｘsolが、０．０００１～０．００５０％（１～５０ｐｐｍ）の範囲内であると、ＨＡＺ靭性が向上することがわかった。
また、図２に示すように、表面から厚さの１／４の位置における円相当径が０．５～５．０μｍである粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，Ｘ元素の合計に対して１原子％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が３０％以上であると、ＨＡＺ靭性がより向上することがわかった。
以下、本実施形態に係る鋼材を詳細に説明する。
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。
本実施形態に係る鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１～０．２０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ａｌ：０．０１５～０．５００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００３０％未満を含有し、更に、Ｐｂ：０．０１００％以下、Ｂｉ：０．０１００％以下、Ｓｅ：０．０１００％以下、Ｔｅ：０．０１００％以下の１種又は２種以上のＸ元素を合計で、０．０００１～０．０１００％、Ｃｕ：０～２．０％、Ｎｉ：０～２．０％、Ｃｒ：０～２．０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｗ：０～２．０％、Ｖ：０～０．２０％、Ｂ：０～０．０１０％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｔａ：０～０．１０％、Ａｇ：０～０．１０％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃａ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１０％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。
本実施形態に係る鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１～０．２０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ａｌ：０．０１５～０．５００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００３０％未満を含有し、更に、Ｐｂ：０．０１００％以下、Ｂｉ：０．０１００％以下、Ｓｅ：０．０１００％以下、Ｔｅ：０．０１００％以下の１種又は２種以上のＸ元素を合計で、０．０００１～０．０１００％、Ｃｕ：０～２．０％、Ｎｉ：０～２．０％、Ｃｒ：０～２．０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｗ：０～２．０％、Ｖ：０～０．２０％、Ｂ：０～０．０１０％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｔａ：０～０．１０％、Ａｇ：０～０．１０％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃａ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１０％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。
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：０．０１～０．２０％
Ｃは、母材の強度を上昇させる元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では母材強度の向上効果が小さいので０．０１％以上を下限とする。より好ましいＣ含有量の下限は０．０６％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、脆性破壊の起点となるセメンタイトやマルテンサイトとオーステナイトとの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ：ＭＡという。）が増加するので、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量の上限を０．２０％以下とする。特に、大入熱溶接のＨＡＺ靭性や低温靭性に対しては、比較的少量の小さなセメンタイトやＭＡでも脆性破壊の起点となりやすくＨＡＺ靭性を低下させる場合がある。そのため、Ｃ含有量の上限値については厳格に規制することが好ましい。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１３％以下であり、より一層好ましくは０．１０％以下であり、更に好ましくは０．０８％以下である。
Ｃは、母材の強度を上昇させる元素である。Ｃ含有量が０．０１％未満では母材強度の向上効果が小さいので０．０１％以上を下限とする。より好ましいＣ含有量の下限は０．０６％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、脆性破壊の起点となるセメンタイトやマルテンサイトとオーステナイトとの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ：ＭＡという。）が増加するので、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量の上限を０．２０％以下とする。特に、大入熱溶接のＨＡＺ靭性や低温靭性に対しては、比較的少量の小さなセメンタイトやＭＡでも脆性破壊の起点となりやすくＨＡＺ靭性を低下させる場合がある。そのため、Ｃ含有量の上限値については厳格に規制することが好ましい。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１３％以下であり、より一層好ましくは０．１０％以下であり、更に好ましくは０．０８％以下である。
Ｓｉ：１．００％以下
Ｓｉは、脱酸剤として機能し、強度の上昇にも寄与する元素であるが、過剰に含有させるとＨＡＺのミクロ組織中に硬質な脆化組織であるＭＡが生成しやすくなる。このＭＡは、ＨＡＺの靭性を劣化させるため、Ｓｉの含有量を制限することが望ましいが、１．００％以下であれば、Ｓｉを意図的に含有させてもよい。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．３０％以下とする。ＨＡＺ靭性の向上のためにはＳｉ含有量は少ないほうが望ましいので、下限値を特に制限する必要はなく、その下限値は０％である。ただし、０．０３％未満へのＳｉ含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があり、その場合には０．０３％以上を下限とすることが望ましい。
Ｓｉは、脱酸剤として機能し、強度の上昇にも寄与する元素であるが、過剰に含有させるとＨＡＺのミクロ組織中に硬質な脆化組織であるＭＡが生成しやすくなる。このＭＡは、ＨＡＺの靭性を劣化させるため、Ｓｉの含有量を制限することが望ましいが、１．００％以下であれば、Ｓｉを意図的に含有させてもよい。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．３０％以下とする。ＨＡＺ靭性の向上のためにはＳｉ含有量は少ないほうが望ましいので、下限値を特に制限する必要はなく、その下限値は０％である。ただし、０．０３％未満へのＳｉ含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があり、その場合には０．０３％以上を下限とすることが望ましい。
Ｍｎ：０．１～２．５％
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．１％以上を含有させることが必要である。強度確保のため、より好ましいＭｎ含有量は０．３％以上、更に好ましくは０．４％以上、より一層好ましくは０．５％以上である。多量のＭｎの含有は偏析や硬質相の生成に繋がり、ＨＡＺ靭性を低下させる。これらを許容できる範囲で上限を２．５％以下とした。Ｍｎ含有量のより好ましい上限は２．３％以下、更に好ましくは２．０％以下である。
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．１％以上を含有させることが必要である。強度確保のため、より好ましいＭｎ含有量は０．３％以上、更に好ましくは０．４％以上、より一層好ましくは０．５％以上である。多量のＭｎの含有は偏析や硬質相の生成に繋がり、ＨＡＺ靭性を低下させる。これらを許容できる範囲で上限を２．５％以下とした。Ｍｎ含有量のより好ましい上限は２．３％以下、更に好ましくは２．０％以下である。
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る。そのため、Ｐ含有量は少ないほうが望ましい。０．０２０％超のＰを含有すると、ＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靭性が低下するのでＰ含有量を０．０２０％以下に制限する。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、その下限を０％超としてもよい。Ｐ含有量は０．００１％以上であってもよい。
Ｐは、粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元素である。そのため、Ｐ含有量は少ないほうが望ましい。０．０２０％超のＰを含有すると、ＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靭性が低下するのでＰ含有量を０．０２０％以下に制限する。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、その下限を０％超としてもよい。Ｐ含有量は０．００１％以上であってもよい。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、Ｍｇを含むピンニング粒子を形成し、ＨＡＺ靭性の改善に寄与する元素である。０.０２０％超のＳを含有すると、ピンニング粒子の高温での安定性が低下し、ＨＡＺ靭性の向上の効果が十分に得られなくなる可能性がある。したがって、Ｓ含有量の上限を０.０２０％以下とする。好ましいＳ含有量の上限は０.０１５％以下である。ＨＡＺ靭性向上のため、Ｓ含有量の上限を０.０１０％以下、０.００８％以下としてもよい。Ｓ含有量の下限値を特に制限する必要はないが、Ｓ含有量を０％にするのは、技術的に容易ではないので、その下限を０％超としてもよい。一方、ピンニングに寄与する粒子の量を増加させるために、Ｓ含有量は０.００２０％以上が好ましい。より多量の粒子を生成させるため、Ｓ含有量を０.００２５％以上、又は、０.００３０％以上としてもよい。
Ｓは、Ｍｇを含むピンニング粒子を形成し、ＨＡＺ靭性の改善に寄与する元素である。０.０２０％超のＳを含有すると、ピンニング粒子の高温での安定性が低下し、ＨＡＺ靭性の向上の効果が十分に得られなくなる可能性がある。したがって、Ｓ含有量の上限を０.０２０％以下とする。好ましいＳ含有量の上限は０.０１５％以下である。ＨＡＺ靭性向上のため、Ｓ含有量の上限を０.０１０％以下、０.００８％以下としてもよい。Ｓ含有量の下限値を特に制限する必要はないが、Ｓ含有量を０％にするのは、技術的に容易ではないので、その下限を０％超としてもよい。一方、ピンニングに寄与する粒子の量を増加させるために、Ｓ含有量は０.００２０％以上が好ましい。より多量の粒子を生成させるため、Ｓ含有量を０.００２５％以上、又は、０.００３０％以上としてもよい。
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％
Ｍｇは、ピンニング粒子を形成し、ＨＡＺ靭性の改善に寄与する重要な元素である。Ｍｇ含有量が０.０００５％未満では、十分な数のピンニング粒子が得られない可能性があるため、下限を０．０００５％以上とする。より多量の粒子を生成させるために、好ましくはＭｇ含有量を０．０００７％以上、より好ましくは０．０００８％以上、より一層好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｍｇ含有量が０.０１００％を超えても、ＨＡＺ靭性を向上させる効果は飽和し、経済性を損なう。そのためＭｇ含有量の上限を０.０１００％以下とする。Ｍｇ含有量の上限は０.００８０％以下又は０.００５０％以下としてもよい。
Ｍｇは、ピンニング粒子を形成し、ＨＡＺ靭性の改善に寄与する重要な元素である。Ｍｇ含有量が０.０００５％未満では、十分な数のピンニング粒子が得られない可能性があるため、下限を０．０００５％以上とする。より多量の粒子を生成させるために、好ましくはＭｇ含有量を０．０００７％以上、より好ましくは０．０００８％以上、より一層好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｍｇ含有量が０.０１００％を超えても、ＨＡＺ靭性を向上させる効果は飽和し、経済性を損なう。そのためＭｇ含有量の上限を０.０１００％以下とする。Ｍｇ含有量の上限は０.００８０％以下又は０.００５０％以下としてもよい。
Ａｌ：０．０１５～０．５００％
Ａｌは、脱酸剤として機能し、溶鋼の溶存酸素量を減少させる元素である。Ａｌ含有量の下限は、ピンニング粒子の生成を促進させるために０．０１５％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０.０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。ただし、Ａｌを過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が劣化するので、Ａｌ含有量を０.５００％以下とする。好ましいＡｌ含有量の上限は０.３００％以下である。ＨＡＺ靭性を改善するため、Ａｌ含有量の上限を、０．１７０％以下、０.１００％以下、又は、０.０８０％以下としてもよい。
Ａｌは、脱酸剤として機能し、溶鋼の溶存酸素量を減少させる元素である。Ａｌ含有量の下限は、ピンニング粒子の生成を促進させるために０．０１５％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０.０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。ただし、Ａｌを過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が劣化するので、Ａｌ含有量を０.５００％以下とする。好ましいＡｌ含有量の上限は０.３００％以下である。ＨＡＺ靭性を改善するため、Ａｌ含有量の上限を、０．１７０％以下、０.１００％以下、又は、０.０８０％以下としてもよい。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、窒化物を形成する元素であり、Ｎ含有量が多いと粗大なＡｌＮやＴｉＮなどの窒化物を生成しやすくなる。これらの粗大な粒子は、脆性破壊の発生起点となり、ＨＡＺ靭性の低下を招く場合がある。そのためＮ含有量の上限を０.０１００％以下とする。Ｎ含有量の好ましい上限は０.００７０％以下であり、より好ましくは０.００５０％以下である。Ｎ含有量は少ないほうが望ましいが、０.００２０％未満へのＮ含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があるので、０.００２０％以上を下限としてもよい。Ｎ含有量は０．００３０％以上であってもよい。
Ｎは、窒化物を形成する元素であり、Ｎ含有量が多いと粗大なＡｌＮやＴｉＮなどの窒化物を生成しやすくなる。これらの粗大な粒子は、脆性破壊の発生起点となり、ＨＡＺ靭性の低下を招く場合がある。そのためＮ含有量の上限を０.０１００％以下とする。Ｎ含有量の好ましい上限は０.００７０％以下であり、より好ましくは０.００５０％以下である。Ｎ含有量は少ないほうが望ましいが、０.００２０％未満へのＮ含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があるので、０.００２０％以上を下限としてもよい。Ｎ含有量は０．００３０％以上であってもよい。
Ｏ：０．００３０％未満
Ｏは、酸化物を形成する元素であり、含有量が多いと粗大な酸化物が生成しやすくなる。粗大な酸化物は破壊の発生起点となり、ＨＡＺ靭性を低下させるので、Ｏ含有量を０．００３０％未満とする。好ましいＯ含有量の上限は０.００２８％以下であり、より好ましくは０．００２５％以下、より一層好ましくは０．００２３％以下である。一方、０.０００１％未満へのＯ含有量の低減はコスト上昇につながるほか、後述する微細な粒子を生成させるためには、Ｏを０.０００１％以上を含有することが好ましい。微細な粒子をより生成させるために、Ｏ含有量を０.０００５％以上、又は、０.００１０％以上としてもよい。
Ｏは、酸化物を形成する元素であり、含有量が多いと粗大な酸化物が生成しやすくなる。粗大な酸化物は破壊の発生起点となり、ＨＡＺ靭性を低下させるので、Ｏ含有量を０．００３０％未満とする。好ましいＯ含有量の上限は０.００２８％以下であり、より好ましくは０．００２５％以下、より一層好ましくは０．００２３％以下である。一方、０.０００１％未満へのＯ含有量の低減はコスト上昇につながるほか、後述する微細な粒子を生成させるためには、Ｏを０.０００１％以上を含有することが好ましい。微細な粒子をより生成させるために、Ｏ含有量を０.０００５％以上、又は、０.００１０％以上としてもよい。
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、ＴｅのＸ元素を合計で０．０００１～０．０１００％
本実施形態に係る鋼材は、Ｘ元素であるＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの１種または２種以上を必須成分として含み、後述するように、これらのＸ元素の含有量の合計Ｘtotalから、電解抽出残渣法によって求められる介在物を形成した状態のＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの含有量の合計であるＸinsolを減じて得られるＸsolが、質量％で、０．０００１～０．００５０％である。鋼中に固溶するＸ元素の量は、電解抽出残渣法によって測定することができる。このように、所定量のＸ元素が固溶していると、理由は不明であるが、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粒成長を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させることができる。
本実施形態に係る鋼材では、Ｘsolを確保するために、Ｘ元素の含有量（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの合計の含有量：Ｘtotal）を０．０００１％以上とする必要がある。好ましくはＸ元素の合計含有量を０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００２０％以上とする。
また、本実施形態に係る鋼材は、表面から厚さの１／４の位置において、円相当径で０．５～５．０μｍの粒子が１．００（１．００×１００）～１．００×１０４個／ｍｍ２の個数密度で存在し、前記粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，前記Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が３０％以上であることが好ましい。このような原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子を増加させると、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粒成長が抑制され、ＨＡＺ靭性がより向上する。原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合を増加させるためにも、Ｘ元素の含有量（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの１種又は２種以上の合計の含有量：Ｘtotal）を０．０００１％以上とする必要がある。好ましくはＸ元素の含有量を０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００２０％以上とする。Ｘ元素の効果は必ずしも明確ではないが、Ｘ元素を含む粒子の生成が、鋼中の微細な粒子によるピンニング効果の向上に寄与している可能性がある。
一方、これらのＸ元素を過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｘ元素のそれぞれの含有量の上限を０．０１００％以下とし、また、Ｘ元素の合計含有量の上限を０．０１００％以下とする。Ｘ元素の合計含有量は、０．００８０％以下がより好ましく、０．００５０％以下が更に好ましく、０．００３０％以下が最も好ましい。
本実施形態に係る鋼材は、Ｘ元素であるＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの１種または２種以上を必須成分として含み、後述するように、これらのＸ元素の含有量の合計Ｘtotalから、電解抽出残渣法によって求められる介在物を形成した状態のＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの含有量の合計であるＸinsolを減じて得られるＸsolが、質量％で、０．０００１～０．００５０％である。鋼中に固溶するＸ元素の量は、電解抽出残渣法によって測定することができる。このように、所定量のＸ元素が固溶していると、理由は不明であるが、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粒成長を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させることができる。
本実施形態に係る鋼材では、Ｘsolを確保するために、Ｘ元素の含有量（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの合計の含有量：Ｘtotal）を０．０００１％以上とする必要がある。好ましくはＸ元素の合計含有量を０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００２０％以上とする。
また、本実施形態に係る鋼材は、表面から厚さの１／４の位置において、円相当径で０．５～５．０μｍの粒子が１．００（１．００×１００）～１．００×１０４個／ｍｍ２の個数密度で存在し、前記粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，前記Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が３０％以上であることが好ましい。このような原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子を増加させると、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粒成長が抑制され、ＨＡＺ靭性がより向上する。原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合を増加させるためにも、Ｘ元素の含有量（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの１種又は２種以上の合計の含有量：Ｘtotal）を０．０００１％以上とする必要がある。好ましくはＸ元素の含有量を０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、更に好ましくは０．００２０％以上とする。Ｘ元素の効果は必ずしも明確ではないが、Ｘ元素を含む粒子の生成が、鋼中の微細な粒子によるピンニング効果の向上に寄与している可能性がある。
一方、これらのＸ元素を過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｘ元素のそれぞれの含有量の上限を０．０１００％以下とし、また、Ｘ元素の合計含有量の上限を０．０１００％以下とする。Ｘ元素の合計含有量は、０．００８０％以下がより好ましく、０．００５０％以下が更に好ましく、０．００３０％以下が最も好ましい。
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、Ｓ、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。
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の一部に代えて更に、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ａｇ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下の１種又は２種以上を含有させてもよい。ただし、これらの元素の含有は必須ではないので、その下限は０％である。
Ｃｕ：０～２．０％
Ｃｕは、母材の強度の上昇に有効な元素であり、Ｃｕを含有させてもよい。しかしながら、２．０％を超えてＣｕを含有させるとＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｃｕ含有量を２．０％以下に制限する。好ましくは、Ｃｕ含有量を１．０％以下、より好ましくは、０．８％以下、より一層好ましくは０．５％以下とする。Ｃｕは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度を向上させるためには、Ｃｕ含有量は０．０２％以上が好ましい。より好ましくはＣｕ含有量を０．１％以上とする。
Ｃｕは、母材の強度の上昇に有効な元素であり、Ｃｕを含有させてもよい。しかしながら、２．０％を超えてＣｕを含有させるとＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｃｕ含有量を２．０％以下に制限する。好ましくは、Ｃｕ含有量を１．０％以下、より好ましくは、０．８％以下、より一層好ましくは０．５％以下とする。Ｃｕは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度を向上させるためには、Ｃｕ含有量は０．０２％以上が好ましい。より好ましくはＣｕ含有量を０．１％以上とする。
Ｎｉ：０～２．０％
Ｎｉは、靭性及び強度の改善に有効な元素であり、Ｎｉを含有させてもよい。ただし、２．０％を超えてＮｉを含有させても効果が飽和する。そのため、経済性の観点からＮｉ含有量を２．０％以下に制限する。好ましくはＮｉ含有量を１．５％以下、より好ましくは１．０％以下、より一層好ましくは、０．７％以下とする。Ｎｉは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度を向上させるためには、Ｎｉ含有量は０．０２％以上が好ましい。より好ましくはＮｉ含有量を０．１％以上とする。
Ｎｉは、靭性及び強度の改善に有効な元素であり、Ｎｉを含有させてもよい。ただし、２．０％を超えてＮｉを含有させても効果が飽和する。そのため、経済性の観点からＮｉ含有量を２．０％以下に制限する。好ましくはＮｉ含有量を１．５％以下、より好ましくは１．０％以下、より一層好ましくは、０．７％以下とする。Ｎｉは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度を向上させるためには、Ｎｉ含有量は０．０２％以上が好ましい。より好ましくはＮｉ含有量を０．１％以上とする。
Ｃｒ：０～２．０％
Ｃｒは、焼入れ性の向上や析出強化によって母材の強度を上昇させる元素であり、Ｃｒを含有させてもよい。ただし、２．０％を超えてＣｒを含有させると、ＨＡＺにＭＡが生成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量を２．０％以下に制限する。好ましくはＣｒ含有量を１．０％以下、より好ましくは０．５％以下とする。Ｃｒは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度を向上させるためには、Ｃｒ含有量は０．０２％以上が好ましい。より好ましくはＣｒ含有量を０．１％以上とする。
Ｃｒは、焼入れ性の向上や析出強化によって母材の強度を上昇させる元素であり、Ｃｒを含有させてもよい。ただし、２．０％を超えてＣｒを含有させると、ＨＡＺにＭＡが生成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量を２．０％以下に制限する。好ましくはＣｒ含有量を１．０％以下、より好ましくは０．５％以下とする。Ｃｒは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度を向上させるためには、Ｃｒ含有量は０．０２％以上が好ましい。より好ましくはＣｒ含有量を０．１％以上とする。
Ｍｏ：０～１．０％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させて、母材の強度を上昇させる元素であり、Ｍｏを含有させてもよい。ただし、１．０％を超えてＭｏを含有させると、ＨＡＺに硬質組織が生成し、ＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｍｏ含有量を１．０％以下に制限する。好ましくはＭｏ含有量を０．５％以下、より好ましくは０．３％以下とする。Ｍｏは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度の向上のためにはＭｏ含有量は０．０２％以上が好ましい。より好ましくはＭｏ含有量を０．１％以上とする。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させて、母材の強度を上昇させる元素であり、Ｍｏを含有させてもよい。ただし、１．０％を超えてＭｏを含有させると、ＨＡＺに硬質組織が生成し、ＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｍｏ含有量を１．０％以下に制限する。好ましくはＭｏ含有量を０．５％以下、より好ましくは０．３％以下とする。Ｍｏは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度の向上のためにはＭｏ含有量は０．０２％以上が好ましい。より好ましくはＭｏ含有量を０．１％以上とする。
Ｎｂ：０～０．１０％
Ｎｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、また、析出物の生成や再結晶の抑制によって組織の微細化にも寄与する。母材の強度を上昇させるとともに、母材の靭性や生産性等を改善するためにＮｂを含有させてもよい。しかし、０．１０％を超えてＮｂを含有させるとＨＡＺに硬質組織や介在物が生成し、ＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｎｂ含有量を０．１０％以下に制限する。好ましくはＮｂ含有量を０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下とする。Ｎｂは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値は特に制限する必要がなく、０％であってもよい。母材の強度及び靭性の向上や経済性のためにはＮｂ含有量は０．０１％以上が好ましい。
Ｎｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、また、析出物の生成や再結晶の抑制によって組織の微細化にも寄与する。母材の強度を上昇させるとともに、母材の靭性や生産性等を改善するためにＮｂを含有させてもよい。しかし、０．１０％を超えてＮｂを含有させるとＨＡＺに硬質組織や介在物が生成し、ＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｎｂ含有量を０．１０％以下に制限する。好ましくはＮｂ含有量を０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下とする。Ｎｂは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値は特に制限する必要がなく、０％であってもよい。母材の強度及び靭性の向上や経済性のためにはＮｂ含有量は０．０１％以上が好ましい。
Ｗ：０～２．０％
Ｗは、焼入れ性の向上や析出強化に寄与する元素である。母材の強度を上昇させ、靭性を向上させるために、Ｗを含有させてもよい。しかし、２．０％を超えてＷを含有させるとＨＡＺに硬質組織が生成し、ＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｗ含有量を２．０％以下に制限する。好ましくはＷ含有量を１．０％以下、より好ましくは０．５％以下とする。Ｗは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値は特に制限する必要がなく、０％であってもよい。母材の強度及び靭性の向上のためにはＷ含有量は０．０１％以上が好ましい。
Ｗは、焼入れ性の向上や析出強化に寄与する元素である。母材の強度を上昇させ、靭性を向上させるために、Ｗを含有させてもよい。しかし、２．０％を超えてＷを含有させるとＨＡＺに硬質組織が生成し、ＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｗ含有量を２．０％以下に制限する。好ましくはＷ含有量を１．０％以下、より好ましくは０．５％以下とする。Ｗは、溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値は特に制限する必要がなく、０％であってもよい。母材の強度及び靭性の向上のためにはＷ含有量は０．０１％以上が好ましい。
Ｖ：０～０．２０％
Ｖは、焼入れ性を向上させる元素であり、また、炭化物や窒化物を形成し、母材の強度の上昇に有効な元素であるため、Ｖを含有させてもよい。しかし、０．２０％を超えてＶを含有させるとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著になり、ＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｖ含有量を０．２０％以下に制限する。好ましくはＶ含有量を０．１０％以下とする。Ｖは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度を向上させるためにはＶ含有量は０．０１％以上が好ましい。
Ｖは、焼入れ性を向上させる元素であり、また、炭化物や窒化物を形成し、母材の強度の上昇に有効な元素であるため、Ｖを含有させてもよい。しかし、０．２０％を超えてＶを含有させるとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著になり、ＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｖ含有量を０．２０％以下に制限する。好ましくはＶ含有量を０．１０％以下とする。Ｖは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。母材の強度を向上させるためにはＶ含有量は０．０１％以上が好ましい。
Ｂ：０～０．０１０％
Ｂは、焼き入れ性を顕著に高めて母材やＨＡＺの強度、靭性を向上させる元素であり、Ｂを含有させてもよい。しかし、０．０１０％を超えてＢを含有させるとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化することがある。そのため、Ｂ含有量を０．０１０％以下に制限する。好ましいＢ含有量は０．００７％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。Ｂ含有量の下限値は０％であってもよいが、強度の上昇の効果を得るために、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。より好ましくはＢ含有量を０．０００５％以上、より一層好ましくは０．００１０％以上とする。
Ｂは、焼き入れ性を顕著に高めて母材やＨＡＺの強度、靭性を向上させる元素であり、Ｂを含有させてもよい。しかし、０．０１０％を超えてＢを含有させるとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化することがある。そのため、Ｂ含有量を０．０１０％以下に制限する。好ましいＢ含有量は０．００７％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。Ｂ含有量の下限値は０％であってもよいが、強度の上昇の効果を得るために、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。より好ましくはＢ含有量を０．０００５％以上、より一層好ましくは０．００１０％以上とする。
Ｔｉ：０～０．１００％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。強度及び靭性を向上させるためにＴｉを含有させてもよい。しかし、０．１００％を超えてＴｉを含有させると、ＴｉＣが過剰に生成してＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｔｉ含有量を０．１００％以下に制限する。好ましくはＴｉ含有量を０．０５０％以下、より好ましく０．０３０％以下とする。Ｔｉは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。好ましくはＴｉ含有量を０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。
Ｔｉは、ＴｉＮを形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。強度及び靭性を向上させるためにＴｉを含有させてもよい。しかし、０．１００％を超えてＴｉを含有させると、ＴｉＣが過剰に生成してＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｔｉ含有量を０．１００％以下に制限する。好ましくはＴｉ含有量を０．０５０％以下、より好ましく０．０３０％以下とする。Ｔｉは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。好ましくはＴｉ含有量を０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上とする。
Ｚｒ：０～０．１０％
Ｚｒは、炭化物や窒化物を形成し、母材の強度の上昇や組織の微細化に有効な元素であるため、Ｚｒを含有させてもよい。しかし、０．１０％を超えてＺｒを含有させると粗大な窒化物が形成され、靭性が低下することがある。そのため、Ｚｒ含有量を０．１０％以下に制限する。好ましくはＺｒ含有量を０．０５％以下とする。Ｚｒ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよいが、母材の強度を向上させるためにはＺｒ含有量は０．０１％以上が好ましい。
Ｚｒは、炭化物や窒化物を形成し、母材の強度の上昇や組織の微細化に有効な元素であるため、Ｚｒを含有させてもよい。しかし、０．１０％を超えてＺｒを含有させると粗大な窒化物が形成され、靭性が低下することがある。そのため、Ｚｒ含有量を０．１０％以下に制限する。好ましくはＺｒ含有量を０．０５％以下とする。Ｚｒ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよいが、母材の強度を向上させるためにはＺｒ含有量は０．０１％以上が好ましい。
Ｔａ：０～０．１０％
Ｔａは、母材の強度と靭性とを確保するために有効な元素であり、Ｔａを含有させてもよい。しかし、０．１０％を超えてＴａを含有させるとＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｔａ含有量を０．１０％以下に制限する。好ましくはＴａ含有量を０．０５％以下とする。Ｔａは溶鋼製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。Ｔａ含有量の下限は０．０１％以上であってもよい。
Ｔａは、母材の強度と靭性とを確保するために有効な元素であり、Ｔａを含有させてもよい。しかし、０．１０％を超えてＴａを含有させるとＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｔａ含有量を０．１０％以下に制限する。好ましくはＴａ含有量を０．０５％以下とする。Ｔａは溶鋼製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。Ｔａ含有量の下限は０．０１％以上であってもよい。
Ａｇ：０～０．１０％
Ａｇは、母材の強度の上昇及び組織の微細化に有効な元素であり、Ａｇを含有させてもよい。しかし、０．１０％を超えてＡｇを含有させるとＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ａｇ含有量を０．１０％以下に制限する。好ましくはＡｇ含有量を０．０５％以下とする。Ａｇは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。Ａｇ含有量の下限は０．０１％以上であってもよい。
Ａｇは、母材の強度の上昇及び組織の微細化に有効な元素であり、Ａｇを含有させてもよい。しかし、０．１０％を超えてＡｇを含有させるとＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ａｇ含有量を０．１０％以下に制限する。好ましくはＡｇ含有量を０．０５％以下とする。Ａｇは溶鋼の製造時にスクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。Ａｇ含有量の下限は０．０１％以上であってもよい。
Ｈｆ：０～０．１０％
Ｈｆは、ピンニング粒子の生成に寄与する元素であり、Ｈｆを含有させてもよい。しかし、０．１０％を超えてＨｆを含有させるとＨＡＺに粗大な窒化物が形成され、ＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｈｆ含有量を０．１０％以下に制限する。好ましくはＨｆ含有量を０．０５％以下とする。Ｈｆ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。Ｈｆ含有量の下限は０．０１％以上であってもよい。
Ｈｆは、ピンニング粒子の生成に寄与する元素であり、Ｈｆを含有させてもよい。しかし、０．１０％を超えてＨｆを含有させるとＨＡＺに粗大な窒化物が形成され、ＨＡＺ靭性が低下することがある。そのため、Ｈｆ含有量を０．１０％以下に制限する。好ましくはＨｆ含有量を０．０５％以下とする。Ｈｆ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。Ｈｆ含有量の下限は０．０１％以上であってもよい。
また、本実施形態に係る鋼材は、介在物の形態を制御するために、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて更に、Ｃａ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下の一方又は両方を含有させてもよい。
Ｃａ：０～０．０１００％
Ｃａは、酸化物や硫化物を形成する元素であり、介在物の形態を制御するために含有させてもよい。この場合、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。また、０.０００１％未満へのＣａ含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があるので、その観点からもＣａ含有量を０.０００１％以上としてもよい。しかし、０．０１００％を超えてＣａを含有させると粗大な酸化物を生成しやすくなるため、Ｃａ含有量を０．０１００％以下に制限する。好ましくはＣａ含有量を０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下、より一層好ましくは０．００４０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下とする。ピンニング粒子の生成を促進させるためには、Ｃａ含有量を０．００１５％以下に制限することが好ましい。Ｃａ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。
Ｃａは、酸化物や硫化物を形成する元素であり、介在物の形態を制御するために含有させてもよい。この場合、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。また、０.０００１％未満へのＣａ含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があるので、その観点からもＣａ含有量を０.０００１％以上としてもよい。しかし、０．０１００％を超えてＣａを含有させると粗大な酸化物を生成しやすくなるため、Ｃａ含有量を０．０１００％以下に制限する。好ましくはＣａ含有量を０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下、より一層好ましくは０．００４０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下とする。ピンニング粒子の生成を促進させるためには、Ｃａ含有量を０．００１５％以下に制限することが好ましい。Ｃａ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。
ＲＥＭ：０～０．０１０％
ＲＥＭは、酸化物や硫化物を形成する元素であり、介在物の形態を制御するためにＲＥＭを含有させてもよい。しかし、ＲＥＭ含有量が多いと粗大な酸化物が生成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が低下する場合があるので、ＲＥＭ含有量を０．０１０％以下に制限する。好ましくはＲＥＭ含有量を０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下とする。ピンニング粒子を生成させるためには、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以下に制限することが好ましい。ＲＥＭ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であってもよい。本実施形態において、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド系の元素と、Ｓｃ、Ｙとの合計１７元素の総称を指す。すなわち、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量である。これらの元素の添加にあたっては、これらの元素が混在したミッシュメタルを用いても、何らその効果は変わるものではない。
ＲＥＭは、酸化物や硫化物を形成する元素であり、介在物の形態を制御するためにＲＥＭを含有させてもよい。しかし、ＲＥＭ含有量が多いと粗大な酸化物が生成しやすくなり、ＨＡＺ靭性が低下する場合があるので、ＲＥＭ含有量を０．０１０％以下に制限する。好ましくはＲＥＭ含有量を０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下とする。ピンニング粒子を生成させるためには、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以下に制限することが好ましい。ＲＥＭ含有量の下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であってもよい。本実施形態において、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド系の元素と、Ｓｃ、Ｙとの合計１７元素の総称を指す。すなわち、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量である。これらの元素の添加にあたっては、これらの元素が混在したミッシュメタルを用いても、何らその効果は変わるものではない。
また、本実施形態に係る鋼材は、耐食性を向上させるために、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて更に、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下の一方又は両方を含有させてもよい。
Ｓｎ：０～０．５０％、Ｓｂ：０～０．５０％
ＳｎやＳｂは、耐食性の観点などから含有させてもよいが、過剰に含有させるとＨＡＺ靭性を損なう場合がある。そのため、Ｓｎ及びＳｂの含有量は、それぞれ０．５０％以下とし、０．２０％以下であることがより好ましく、０．１０％以下であることがより一層好ましい。これらの元素の下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。Ｓｎ及びＳｂの含有量は、それぞれ０．０１％以上であってもよい。
ＳｎやＳｂは、耐食性の観点などから含有させてもよいが、過剰に含有させるとＨＡＺ靭性を損なう場合がある。そのため、Ｓｎ及びＳｂの含有量は、それぞれ０．５０％以下とし、０．２０％以下であることがより好ましく、０．１０％以下であることがより一層好ましい。これらの元素の下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。Ｓｎ及びＳｂの含有量は、それぞれ０．０１％以上であってもよい。
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。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靭性が向上するので、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
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。
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、鋼中に存在するＸ元素について説明する。
本実施形態に係る鋼材には、上述の通り、Ｘ元素（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ）のうち、１種又は２種以上が含有される。このＸ元素は、鋼中において、固溶状態又は他の元素と粒子（介在物粒子）を形成した状態で存在する。本実施形態に係る鋼材では、固溶状態のＸ元素の含有量をＸsol、介在物を形成した状態のＸ元素の含有量をＸinsol、及びこれらを合計した含有量をＸtotalとしたとき、ＸtotalからＸinsolを減じて得られるＸsolが、質量％で、０．０００１～０．００５０％である。Ｘsolが０．０００１～０．００５０％であると、溶接の熱影響によるオーステナイト粒の粗大化が抑制され、鋼材のＨＡＺ靭性が向上する。
本実施形態に係る鋼材には、上述の通り、Ｘ元素（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ）のうち、１種又は２種以上が含有される。このＸ元素は、鋼中において、固溶状態又は他の元素と粒子（介在物粒子）を形成した状態で存在する。本実施形態に係る鋼材では、固溶状態のＸ元素の含有量をＸsol、介在物を形成した状態のＸ元素の含有量をＸinsol、及びこれらを合計した含有量をＸtotalとしたとき、ＸtotalからＸinsolを減じて得られるＸsolが、質量％で、０．０００１～０．００５０％である。Ｘsolが０．０００１～０．００５０％であると、溶接の熱影響によるオーステナイト粒の粗大化が抑制され、鋼材のＨＡＺ靭性が向上する。
Ｘsolが０．０００１％未満であると、オーステナイト粒の粗大化の抑制効果が十分得られない。そのため、Ｘsolを０．０００１％以上とする。Ｘsolは、好ましくは、０．０００２％以上、より好ましくは、０．０００３％以上である。
一方、Ｘsolが０．００５０％を超えると、原因は明確ではないがＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｘsolを０．００５０％以下とする。Ｘsolは、好ましくは、０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下とする。Ｃａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓの含有量が増加すると、Ｘsolが低下する場合がある。
Ｘ元素の固溶により、オーステナイト粒の粗大化が抑制される原因は明らかではないが、その原因としては、ピンニング粒子の微細化効果やピンニング力の向上効果、Ｘ元素の偏析によるγ粒界易動度の低減効果、などが考えられる。
一方、Ｘsolが０．００５０％を超えると、原因は明確ではないがＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｘsolを０．００５０％以下とする。Ｘsolは、好ましくは、０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下とする。Ｃａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓの含有量が増加すると、Ｘsolが低下する場合がある。
Ｘ元素の固溶により、オーステナイト粒の粗大化が抑制される原因は明らかではないが、その原因としては、ピンニング粒子の微細化効果やピンニング力の向上効果、Ｘ元素の偏析によるγ粒界易動度の低減効果、などが考えられる。
Ｘtotal、Ｘinsol、Ｘsolは、それぞれ、以下の方法で求めればよい。
Ｘtotalは、誘導結合プラズマ質量分析法によって、各Ｘ元素の含有量を求め、これらの元素の合計含有量をＸtotalとすればよい。
Ｘinsolは、電解抽出残渣法によって求めることができる。具体的には、本実施形態に係る鋼材から採取した試料を、非水溶媒中で電解して溶解させる。その後、溶液中の残渣を孔径が０．２μｍのフィルターで回収し、残渣に含まれる各Ｘ元素の含有量の合計を誘導結合プラズマ質量分析法で求める。電解抽出残渣法の実施にあたっては、Ｘ元素を含むピンニング粒子等が電解後の残渣に含まれるように、電解液として、４％サリチル酸メチル－１％サリチル酸－１％テトラメチルアンモニウムクロライド－メタノールを採用し、また電解電位を－１００ｍＶにて電解抽出を行う。
Ｘsolは、上述の方法で得られたＸtotalからＸinsolを減じることによって求めることができる。したがって、電解抽出残渣法に用いるフィルターの孔径に比べて著しく微細な粒子に含有されるＸ元素がＸsolに含まれる場合があるが、少量であり、ＨＡＺ靭性に影響を及ぼすことはなく、考慮しなくてよい。
Ｘtotalは、誘導結合プラズマ質量分析法によって、各Ｘ元素の含有量を求め、これらの元素の合計含有量をＸtotalとすればよい。
Ｘinsolは、電解抽出残渣法によって求めることができる。具体的には、本実施形態に係る鋼材から採取した試料を、非水溶媒中で電解して溶解させる。その後、溶液中の残渣を孔径が０．２μｍのフィルターで回収し、残渣に含まれる各Ｘ元素の含有量の合計を誘導結合プラズマ質量分析法で求める。電解抽出残渣法の実施にあたっては、Ｘ元素を含むピンニング粒子等が電解後の残渣に含まれるように、電解液として、４％サリチル酸メチル－１％サリチル酸－１％テトラメチルアンモニウムクロライド－メタノールを採用し、また電解電位を－１００ｍＶにて電解抽出を行う。
Ｘsolは、上述の方法で得られたＸtotalからＸinsolを減じることによって求めることができる。したがって、電解抽出残渣法に用いるフィルターの孔径に比べて著しく微細な粒子に含有されるＸ元素がＸsolに含まれる場合があるが、少量であり、ＨＡＺ靭性に影響を及ぼすことはなく、考慮しなくてよい。
本実施形態に係る鋼材には、鋼材の表面から厚さの１／４の位置（鋼材が鋼板の場合には表面から板厚方向に板厚の１／４深さの位置、鋼材が断面円形状を有する場合、表面から中心に向かって直径の１／４の位置）において、円相当径で０．５～５．０μｍの粒子が１．００～１．００×１０４個／ｍｍ２の個数密度で存在し、かつ、これらの粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，前記Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が３０％以上であることが好ましい。円相当径が０．５～５．０μｍであり、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，Ｘ元素の合計に対して１原子％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が増加すると、その理由は今のところ不明であるが、ＨＡＺ靭性を向上させる効果が高くなる。本実施形態では、円相当径が０．５～５．０μｍの粒子を対象とするが、円相当径が０．５μｍ未満、５．０μｍ超の粒子が存在してもよい。円相当径が０．５～５．０μｍの粒子の個数密度は、１．００個／ｍｍ２以上であればオーステナイトの粒成長を抑制する効果が顕著となる。一方、円相当径が０．５～５．０μｍの粒子の個数密度が１．００×１０４個／ｍｍ２を超えるとＨＡＺ靭性が低下する。本実施形態において、円相当径とは、測定された粒子の投影面積と等しい面積をもつ円の直径を指し、具体的には以下の式によって導出する。
円相当径＝ √ ｛４×（当該粒子の面積）÷π｝
円相当径＝ √ ｛４×（当該粒子の面積）÷π｝
円相当径が０．５～５．０μｍで、１．００～１．００×１０４個／ｍｍ２の個数密度で存在する粒子のうち、１原子％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が重要であり、その割合が大きいほど、ＨＡＺ靭性の向上効果が大きくなる。本実施形態では、Ｘ元素の濃度が１原子％以上の粒子を、Ｘ元素が含まれる粒子とする。これらの粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上のＸ元素を含有する粒子の個数割合は、３０％以上が好ましく、４０％以上がより好ましく、５０％以上が更に好ましい。また、Ｘ元素の濃度が１原子％以上であれば、分析機器で確実に検出可能であるため、１原子％以上のＸ元素を含む粒子を計測対象とすることができる。
本実施形態に係る鋼材に含まれる粒子の円相当径、個数密度、Ｘ元素を１原子％以上含む粒子の個数割合は、電子顕微鏡を用いた元素分析及び画像解析により決定する。具体的には、電界放射型走査電子顕微鏡（Field Emission Scanning Electron Microscope、ＦＥ－ＳＥＭ）で観察可能な粒子のうち、Ｘ元素（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ）を含む粒子の個数割合を計測する。粒子に１原子％以上のＸ元素が含まれているかどうかは、エネルギー分散型Ｘ線元素分析装置（Energy Dispersive X-ray Spectrometry、ＥＤＳ）によって判定すればよい。その際、分析対象とする元素としては、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓ、及びＸ元素とする。
鋼材に含まれる粒子の個数密度は、鋼材から試料を採取しての厚さ方向断面を鏡面研磨し、ＥＤＳ付きのＦＥ－ＳＥＭで鋼材の表面から厚さの１／４の位置を観察し、測定することができる。円相当径で、０．５～５．０μｍの大きさの粒子の個数を、少なくとも２５０００μｍ２以上の面積につき測定し、単位面積当たりの個数密度に換算することにより得る。円相当径が０．５μｍ未満の粒子は、ＦＥ－ＳＥＭによる観察では、個数の測定精度が不十分なため、０．５μｍ以上の粒子を計測する。一方、サイズの大きな粒子はピンニング効果が小さく、特に円相当径が５．０μｍ超の粒子は、オーステナイト粒の成長抑制への寄与が小さい。従って、円相当径が５．０μｍ以下の粒子個数に着目した。個数の測定は、例えば、２０００倍の倍率にて、１視野を５０μｍ×５０μｍとして、少なくとも１０視野につき観察を行う。この時の０．５～５．０μｍの粒子の個数が１０視野（２５０００μｍ２）で２５０個であれば、粒子個数は１ｍｍ２あたり１．００×１０４個と換算できる。ただし、一視野で観測される個数が少なく、具体的には２０個以下となる場合には、視野を最大２０ｍｍ２（５ｍｍ×４ｍｍ）まで拡大し、個数を確認する。
次に、個数を測定した粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上のＸ元素を含有する粒子がどれだけ存在したかを測定する。粒子の個数が多い場合には、例えば、粒子が１０００個以上となる場合もあ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１原子％以上のＸ元素が含まれるかどうかを同定し、その存在割合を求めればよい。Ｘ元素の濃度が１原子％以上の粒子は、Ｘ元素以外の元素が検出されても構わない。粒子におけるＸ元素の濃度は、ＥＤＳの面分析にて粒子全体の平均を定量して求める。この定量時に使用する電子ビーム径は０．０１～１．０μｍ、ＳＥＭ観察の倍率は１０００～１００００倍とする。
粒子個数は、鋼材を１４００℃に加熱し、３秒程度保持して急冷した鋼材から試料を作製して測定してもよい。これは、例えば、セメンタイトや合金の炭窒化物などが生成していると、観察対象である円相当径が０．５～５．０μｍのサイズの粒子の個数を測定し難いためである。高温に加熱して観察対象以外の析出物を固溶させ、その後急冷するか、又は、急冷途中でフェライトが生成する熱サイクルを付与すれば、セメンタイトや炭窒化物が少ない資料を作製することができる。Ｍｇを含む粒子は高温に加熱しても安定であり、冷却中に形態がほぼ変化しないため、このような熱サイクルを付与しても粒子個数の測定結果はほとんど変わらない。
次に、本実施形態に係る鋼材の製造方法について説明する。
Ｘ元素の鋼中での存在状態を制御する場合、溶製工程を制御することが有効である。具体的には、鋼の溶製方法として、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼のＯ濃度を０．０１００％以下に制御した状態で、Ａｌ等の脱酸元素を添加し、更に、Ｍｇ及びＸ元素を添加する。Ｘ元素の添加は、Ｍｇ添加と同時か、又は、Ｍｇ添加の前後に行い、その間には他の工程を含まない。
鋼材の表面から厚さの１／４の位置において、円相当径で０．５～５．０μｍの粒子を１．００～１．００×１０４個／ｍｍ２の個数密度で存在させ、かつ前記粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合を３０％以上とする場合には、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼のＯ濃度を０．０１００％に制御した状態で、Ａｌ等の脱酸元素を添加し、Ｘ元素の添加と同時にＭｇを添加するか、又は、Ｘ元素を添加した後にＭｇを添加し、その間には他の工程を含まないことが好ましい。
溶鋼のＯ濃度を０．０１００％以下に制御するには、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ等による予備脱酸を行えばよい。Ｍｇ及びＸ元素を添加した後、その他の元素の含有量を所定の範囲に調整してもよい。鋳造は連続鋳造を採用することが好ましい。これにより、Ｘsolが０．０００１～０．００５０％である鋳片を得ることができる。
Ｘ元素の鋼中での存在状態を制御する場合、溶製工程を制御することが有効である。具体的には、鋼の溶製方法として、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼のＯ濃度を０．０１００％以下に制御した状態で、Ａｌ等の脱酸元素を添加し、更に、Ｍｇ及びＸ元素を添加する。Ｘ元素の添加は、Ｍｇ添加と同時か、又は、Ｍｇ添加の前後に行い、その間には他の工程を含まない。
鋼材の表面から厚さの１／４の位置において、円相当径で０．５～５．０μｍの粒子を１．００～１．００×１０４個／ｍｍ２の個数密度で存在させ、かつ前記粒子のうち、Ｃａ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓ，Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合を３０％以上とする場合には、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼のＯ濃度を０．０１００％に制御した状態で、Ａｌ等の脱酸元素を添加し、Ｘ元素の添加と同時にＭｇを添加するか、又は、Ｘ元素を添加した後にＭｇを添加し、その間には他の工程を含まないことが好ましい。
溶鋼のＯ濃度を０．０１００％以下に制御するには、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ等による予備脱酸を行えばよい。Ｍｇ及びＸ元素を添加した後、その他の元素の含有量を所定の範囲に調整してもよい。鋳造は連続鋳造を採用することが好ましい。これにより、Ｘsolが０．０００１～０．００５０％である鋳片を得ることができる。
溶鋼のＯ濃度を０．０１００％以下に制御した状態で、Ａｌ等の脱酸元素を添加し、更に、Ｘ元素とＭｇとを適切な順番で添加することでＭｇを含む粒子が溶鋼中で形成され、鋳造後の鋼中に微細に分散する。この微細な粒子は高温で安定であるため、溶接によって加熱されたγ粒の粗大化を抑止することができる。一方、溶鋼のＯ濃度が０．０１００％超である状態でＡｌ等の脱酸元素を添加した場合は、酸硫化物などの介在物がＸ元素を取り込んで凝集浮上するため、Ｘ元素も排出される。したがって、Ａｌ等の脱酸元素を添加する前の溶鋼のＯ濃度を０．０１００％以下に制御しておくことで、Ｘ元素の排出を抑制し、効果的に活用できるものと推測できる。
より好ましくは、鋼の溶製方法として、例えば、溶鋼のＯ濃度を０．０１００％以下、溶鋼のＳ濃度を０．０２００％以下に制御した状態で、Ａｌ等の脱酸元素を添加し、更に、Ｍｇ及びＸ元素を添加する。さらに好ましくは、例えば、溶鋼のＯ濃度を０．０１００％以下、溶鋼のＳ濃度を０．０２００％以下に制御した状態で、Ａｌ等の脱酸元素を添加した後に、Ｘ元素を添加した後、Ｍｇを添加する。このように、溶鋼のＯ濃度及びＳ濃度を制御しながら脱酸元素、Ｘ元素、Ｍｇを添加することにより、粗大な介在物の形成や、Ｘ元素の排出を抑制することができる。
Ａｌ等による脱酸が不十分な場合は、脱酸を促進する元素としてＣａ、ＲＥＭを添加してもよい。Ｍｇを含む粒子の形成を促進するためには、Ｍｇを添加する前の溶鋼中のＣａ量及びＲＥＭ量を０.０００５％以下に制限することが好ましい。硫化物を形成するＣａ、ＲＥＭの含有量を制限することにより、Ｓをピンニング粒子の形成に利用することができる。Ｃａ、ＲＥＭは意図的に添加しない場合でも、溶鋼鍋に使用される耐火物や、脱硫などの目的で添加されるフラックスやスラグ、合金原料中などから溶鋼中に混入する場合がある。Ｃａ、ＲＥＭの含有量を０.０００５％以下に抑制するには、耐火物、フラックス、スラグや合金原料中などに含まれるＣａ、ＲＥＭ量を管理すればよい。溶鋼中のＣａ、ＲＥＭの形態、形状を、溶鋼中に混入し難い安定な酸化物等とするように管理してもよい。
Ｘ元素によってＨＡＺ靭性が向上する機構は定かではないが、固溶状態で鋼中に存在するＸ元素の量（Ｘsol）を確保することにより、Ｘ元素を鋼中に均一に存在させることが重要であると推定される。また、Ｘsolの確保とともにＭｇを含む粒子を鋼中に形成させることにより相乗効果が発現し、優れたピンニング効果が得られると考えられる。
上述のように、溶鋼のＯ濃度と、Ｘ元素、Ａｌ等の脱酸元素、Ｍｇの添加順序とを規定することで、円相当径で０．５～５．０μｍの粒子の個数密度が制御できる理由について説明する。単に鋼中にＸ元素を添加しただけでは、Ｘ元素を含む粒子はほとんど生成しない。その理由は定かではないが、Ｘ元素は溶鋼中での蒸気圧が高く、多量に添加しても溶鋼中に残存し難いためであると推定される。そのため、Ｘ元素を含む粒子の核となる脱酸生成物の制御を行うことで、Ｘ元素が介在物に捕捉されてＨＡＺの靭性の向上に寄与する粒子が生成するものと推測される。
鋳造後の加熱、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。
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。
（実施例１）
鋼を溶製し、鋳造して得た鋳片を、熱間圧延し、板厚２５ｍｍの鋼板とした。
溶製工程では、溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼Ｏ濃度を０．０１００％以下とした状態で、Ｍｇ及びＸ元素を同時に添加した。更に、その他の元素の含有量を所定の範囲に調整し、連続鋳造により鋳造し、鋳片を得た。
鋼を溶製し、鋳造して得た鋳片を、熱間圧延し、板厚２５ｍｍの鋼板とした。
溶製工程では、溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼Ｏ濃度を０．０１００％以下とした状態で、Ｍｇ及びＸ元素を同時に添加した。更に、その他の元素の含有量を所定の範囲に調整し、連続鋳造により鋳造し、鋳片を得た。
得られた鋼板から試料を採取し、蛍光Ｘ線分析法、燃焼－赤外線吸収法、不活性ガス融解法、ＩＣＰ質量分析法などを用いて鋼板の成分の分析を行った。鋼板に含まれるＸ元素（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ）の含有量は、ＩＣＰ質量分析法によって求めた。鋼板成分の分析結果を表１～表４に示す。
なお、表２及び表４に示す炭素当量Ｃｅｑは、下記式により求めた。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
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。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
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。
得られた鋼板から試料を採取し、電解抽出残渣法によってＸinsolを測定し、ＩＣＰ質量分析法によって測定したＸtotalからＸinsolを減じてＸsolを求めた。また、溶接を再現する熱履歴を小片に与える再現熱サイクル試験を行った。具体的には、再現熱サイクル試験は、１４００℃で２３ｓ保持し、８００℃から５００℃までを３００ｓで冷却する条件（溶接入熱４５０ｋＪ／ｃｍに相当）で行った。
そして、再現熱サイクル試験後の試料から鋼板の表面から板厚の１／４厚の位置を試験片の厚みの中心としてＶノッチ試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠してシャルピー試験を行った。シャルピー試験は、試験温度－２０℃で試験数を３として行い、測定したシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－２０）の最低値で評価した。３つの試験片のシャルピー吸収エネルギーの最低値が１００Ｊ以上であればＨＡＺ靭性に優れると判定した。その結果を表５及び表６に示す。
そして、再現熱サイクル試験後の試料から鋼板の表面から板厚の１／４厚の位置を試験片の厚みの中心としてＶノッチ試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠してシャルピー試験を行った。シャルピー試験は、試験温度－２０℃で試験数を３として行い、測定したシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－２０）の最低値で評価した。３つの試験片のシャルピー吸収エネルギーの最低値が１００Ｊ以上であればＨＡＺ靭性に優れると判定した。その結果を表５及び表６に示す。
表５に示すように、鋼成分及びＸsol（％）が本発明の範囲内である鋼材（Ｎｏ．１～２５）は、再現熱サイクル試験後の－２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが高いことが判る。一方、表６に示すように、鋼成分又はＸsol（％）が本発明の範囲外である鋼材（Ｎｏ．１０１～１１０）は、再現熱サイクル試験後の－２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが、発明例に比べて低いことが判る。
Ｎｏ．１０１は、Ｘ元素が含有されず、Ｘsol（％）が０％となり、シャルピー吸収エネルギーが低下した。Ｎｏ．１０２～Ｎｏ．１０５は、それぞれ、Ｐｂ含有量、Ｂｉ含有量、Ｓｅ含有量、Ｔｅ含有量が多く、いずれもＸsol（％）が上限を超えたため、シャルピー吸収エネルギーが低下した。
Ｎｏ．１０６はＭｇを含有しておらず、Ｎｏ．１０７はＡｌ含有量が少ないため、シャルピー吸収エネルギーが低下した。Ｎｏ．１０８は、Ｏ含有量が多いため、シャルピー吸収エネルギーが低下した。Ｎｏ．１０９は、Ｘsol（％）が０％となり、シャルピー吸収エネルギーが低下した。Ｎｏ．１１０は、Ｘsol（％）が上限を超えたため、シャルピー吸収エネルギーが低下した。
（実施例２）
鋼を溶製し、鋳造して得た鋳片を、熱間圧延し、板厚２５ｍｍの鋼板とした。
溶製工程では、溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼Ｏ濃度を０．０１００％以下とした状態で、Ａｌ、Ｘ元素、Ｍｇを表９に示す順序で添加した。更に、その他の元素の含有量を所定の範囲に調整し、連続鋳造により鋳造し、鋳片を得た。
鋼を溶製し、鋳造して得た鋳片を、熱間圧延し、板厚２５ｍｍの鋼板とした。
溶製工程では、溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼Ｏ濃度を０．０１００％以下とした状態で、Ａｌ、Ｘ元素、Ｍｇを表９に示す順序で添加した。更に、その他の元素の含有量を所定の範囲に調整し、連続鋳造により鋳造し、鋳片を得た。
得られた鋼板から試料を採取し、蛍光Ｘ線分析法、燃焼－赤外線吸収法、不活性ガス融解法、誘導結合プラズマ質量分析法（Inductively Coupled Plasma Mass Spectrometry、ＩＣＰ質量分析法）などを用いて鋼板の成分の分析を行った。鋼板に含まれるＸ元素（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ）の含有量は、ＩＣＰ質量分析法によって求めた。鋼板成分の分析結果を表７～表８に示す。
表８に示す炭素当量Ｃｅｑは、下記式により求めた。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
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。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
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。
得られた鋼板から試料を採取し、１４００℃で３秒間加熱保持した後、急冷し、鏡面研磨してＥＤＳ付きのＦＥ－ＳＥＭで観察した。２５０００μｍ２以上の面積につき円相当径が０．５～５．０μｍ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。次に、個数を測定した円相当径が０．５～５．０μｍの粒子のうち、２０個以上の粒子について、ＥＤＳにてそれぞれ粒子全体についてマッピングし、Ｘ元素の濃度を求めて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓ及びＸ元素の合計に対して１原子％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合を求めた。これらの粒子の個数密度、Ｘ元素を含む粒子の個数割合を以下に示す基準により評価した。その結果を表９に示す。
（粒子の個数密度基準）
ＯＫ：鋼材の表面から板厚の１／４の位置において、円相当径が０．５～５．０μｍの粒子の個数密度が１．００～１．００×１０４個／ｍｍ２である。
ＮＧ：円相当径が０．５～５．０μｍの粒子の個数密度が１．００個／ｍｍ２未満である。
ＯＫ：鋼材の表面から板厚の１／４の位置において、円相当径が０．５～５．０μｍの粒子の個数密度が１．００～１．００×１０４個／ｍｍ２である。
ＮＧ：円相当径が０．５～５．０μｍの粒子の個数密度が１．００個／ｍｍ２未満である。
（Ｘ元素を含む粒子の個数割合基準）
ＯＫ：１原子％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が３０％以上である。
ＮＧ：１原子％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が３０％未満である。
ＯＫ：１原子％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が３０％以上である。
ＮＧ：１原子％以上のＸ元素を含む粒子の個数割合が３０％未満である。
また、溶接を再現する熱履歴を小片に与える再現熱サイクル試験を行った。具体的には、再現熱サイクル試験は、１４００℃で２３ｓ保持し、８００℃から５００℃までを３００ｓで冷却する条件（溶接入熱４５０ｋＪ／ｃｍに相当）で行った。
そして、再現熱サイクル試験後の試料から、鋼板の表面から板厚の１／４厚の位置を試験片の厚みの中心としてＶノッチ試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠してシャルピー試験を行った。シャルピー試験は、試験温度－２０℃で試験数を３として行い、測定したシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－２０）の最低値で評価した。
そして、再現熱サイクル試験後の試料から、鋼板の表面から板厚の１／４厚の位置を試験片の厚みの中心としてＶノッチ試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠してシャルピー試験を行った。シャルピー試験は、試験温度－２０℃で試験数を３として行い、測定したシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－２０）の最低値で評価した。
本発明によれば、溶接後に良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材を提供することができる。特に、本発明の鋼材は、降伏強度が３００～７００ＭＰａ程度の高張力が要求される、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好適に用いることができる。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１～０．２０％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：０．１～２．５％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ａｌ：０．０１５～０．５００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．００３０％未満、
Ｘ元素であるＰｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの合計：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｕ：０～２．０％、
Ｎｉ：０～２．０％、
Ｃｒ：０～２．０％、
Ｍｏ：０～１．０％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｗ：０～２．０％、
Ｖ：０～０．２０％、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｔａ：０～０．１０％、
Ａｇ：０～０．１０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．０１０％、
Ｓｎ：０～０．５０％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの含有量の合計Ｘtotalから、電解抽出残渣法によって求められる介在物を形成した状態の前記Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅの含有量の合計であるＸinsolを減じて得られるＸsolが、質量％で、０．０００１～０．００５０％である
ことを特徴とする鋼材。 - 質量％で、
Ｃｕ：０．０２～２．０％、
Ｎｉ：０．０２～２．０％、
Ｃｒ：０．０２～２．０％、
Ｍｏ：０．０２～１．０％、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｗ：０．０１～２．０％、
Ｖ：０．０１～０．２０％、
Ｂ：０．０００３～０．０１０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｚｒ：０．０１～０．１０％、
Ｔａ：０．０１～０．１０％、
Ａｇ：０．０１～０．１０％、
Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
の１種又は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。 - 質量％で、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
ＲＥＭ：０．００１～０．０１０％
の一方又は両方を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼材。 - 質量％で、
Ｓｎ：０．０１～０．５０％、
Ｓｂ：０．０１～０．５０％
の一方又は両方を含有することを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の鋼材。 - 前記Ｏ含有量が０．０００１％以上、０．００３０％未満であり、
表面から厚さの１／４の位置において、円相当径で０．５～５．０μｍの粒子が１．００～１．００×１０４個／ｍｍ２の個数密度で存在し、
前記粒子のうち、前記Ｃａ、前記Ｍｇ、前記Ｍｎ、前記Ｓ及び前記Ｘ元素の合計に対して原子％で１％以上の前記Ｘ元素を含む粒子の個数割合が、３０％以上である
ことを特徴とする請求項１～４の何れか１項に記載の鋼材。
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| PCT/JP2019/015468 WO2020208710A1 (ja) | 2019-04-09 | 2019-04-09 | 鋼材 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2020208710A1 JPWO2020208710A1 (ja) | 2020-10-15 |
| JP7205618B2 true JP7205618B2 (ja) | 2023-01-17 |
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|---|---|---|---|
| JP2021513064A Active JP7205618B2 (ja) | 2019-04-09 | 2019-04-09 | 鋼材 |
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|---|---|
| JP (1) | JP7205618B2 (ja) |
| WO (1) | WO2020208710A1 (ja) |
Citations (1)
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|---|---|---|---|---|
| JP2011256428A (ja) | 2010-06-09 | 2011-12-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接構造物用鋼材 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS527319A (en) * | 1975-07-08 | 1977-01-20 | Nippon Steel Corp | Steel for 50 kjoule/cm heavy heat input self-welding |
| JPS5547366A (en) * | 1978-09-30 | 1980-04-03 | Nippon Steel Corp | Steel for weld construction having high fracture toughness weld zone |
-
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- 2019-04-09 JP JP2021513064A patent/JP7205618B2/ja active Active
- 2019-04-09 WO PCT/JP2019/015468 patent/WO2020208710A1/ja active Application Filing
Patent Citations (1)
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2020208710A1 (ja) | 2020-10-15 |
| JPWO2020208710A1 (ja) | 2020-10-15 |
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