JPH0577740B2

JPH0577740B2 -

Info

Publication number: JPH0577740B2
Application number: JP59237784A
Authority: JP
Inventors: Shoichi Matsuda; Koichi Yamamoto; Hiroyuki Pponma
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-11-12
Filing date: 1984-11-12
Publication date: 1993-10-27
Also published as: JPS61117245A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は溶接用低温強靭鋼か係わり、特に溶接
熱影響部の低温切欠靭性の優れた鋼材に関するも
のである。（従来の技術および問題点）近年、海洋構造物、船舶、貯槽など、大型鋼構
造物の材質特性に対する要求は厳しさを増してお
り、特に溶接部における低温靭性の抜本的改善が
望まれている。一般に、鋼材をサブマージアーク
溶接、エレクトロガス溶接、あるいはエレクトロ
スラグ溶接などの自動溶接を行なうと、オーステ
ナイト結晶粒の粗大化により溶接熱影響部（以
下、HAZと称する）の靭性が著るしく低下する。そこで、従来、HAZ靭性の向上策として、
HAZ組織を微細化する方法が各種提案されてい
る。例えば、昭和54年６月発行の「鉄と鋼」第65巻
第８号1232頁においては、TiNを微細析出させ、
50Kg／mm²高張力鋼の大入熱溶接時のHAZ靭性を
改善する技術が開示されているが、これらの析出
物は大入熱溶接時に大部分が溶解し、ボンド部に
おける粗粒化と固溶Ｎの増加とによりHAZ靭性
の劣化が避けられないという欠点が存在する。また、昭和58年２月発行の「溶接学会誌」第52
巻第２号49頁には、TiNに加えてCaOを形成さ
せ、オーステナイトの微細化とCaOを核とした粒
内フエライトの生成によるフエライトの微細化を
図る方法が提案されている。しかし、TiNが上
記欠点を持つ一方、CaOを鋼中に微細かつ均一に
分散させることが困難なため、実用化の段階には
至つていない。さらに、特公昭55−31389号公報には、希土類
元素（REM）、Ｂの複合添加により鋼中にREM
酸化物、REM硫化物とBNの複合体を形成させ、
これらを核とした粒内フエライトの生成により
HAZ組織を実効的に細粒化する方法が提案され
ている。しかし、この場合も上記CaOと同様に、
REM酸化物、硫化物を鋼中に均一かつ微細分散
させることは極めて困難であり、実用化の目途は
立つていない。一方、本発明者らの一部は、例えば溶鋼のAl
脱酸に替るTi単独脱酸により鋼中にTi酸化物を
微細分散させ、溶接時の冷却過程において粒内フ
エライト変態を促進させることにより、HAZ靭
性を著るしく改善することができることを特願昭
59−101732号において示した。しかしながら海構
材を例にとると、北極海など厳寒地方で使用され
る鋼材に対しては安全基準の適用からHAZ靭性
に対して厳しい要求が出され、これを保証する鋼
材を安定に製造するためにはさらに改善が必要で
ある。（問題点を解決するための手段、作用）本発明者らは、上記現状を踏まえて溶接後の冷
却過程における粒内フエライト変態の特質とそれ
を主要組織とするHAZ靭性について鋭意検討し、
以下の結果を得た。すなわち粒内フエライトは、その形状によつて
Ａ型、Ｂ型の２種に分類される。第１図は、旧オ
ーステナイト粒界および粒内における各種フエラ
イトの形態を模式的に示す図であつて、同図にお
いてＡ，ＢはおのおのＡ型およびＢ型の粒内フエ
ライトを示し、Ｌは長さ、Ｃは巾であり、また
Fpは粒界フエライト、Fspはフエライトサイドプ
レートを示すものである。なお、フエライトサイ
ドプレートとは旧オーステナイト粒内に向つて鋸
歯状に発達したフエライトを指す。同図にみられ
るように、Ａ型は板状で断面における長さＬ、巾
Ｃの比Ｌ／Ｃは1.5〜2.0である。それに対してＢ
型は薄いレンズ状で、Ｌ／Ｃは５以上である。この場合、Ａ型から構成される粒内フエライト
の集団においては、個々に粒内フエライトがお互
に結晶方位が異なるため実効的に極めて細粒化さ
れるのに対し、Ｂ型から構成される粒内フエライ
トにおいては、個々の粒内フエライトの結晶方位
がほぼ同じであるため細粒化の程度が小さく、し
たがつて、HAZ靭性の改善には前者の方が有利
である。しかし、Ａ型粒内フエライトは冷却速度が比較
的速い場合には生成しない。それに対してＢ型粒
内フエライトは、冷却速度依存性が小さく、冷却
速度が速い場合でも生成する。さらにこれらのＡ型粒内フエライトの生成核は
0.1〜0.3μｍ程度の大きさをもつTiN＋MnSの複
合体である。それに対してＢ型粒内フエライトの
生成核は、TiN＋MnSの複合体と同程度の大き
さをもつTi酸化物である。したがつて、TiN＋
MnSの複合体とTi酸化物の両者を同時に鋼中に
存在させることにより、大入熱から小入熱の全入
熱範囲にわたつてHAZ靭性に最も好ましい粒内
フエライトの形成が可能となる。すなわち、大入
熱溶接においては、主として有効結晶粒径の極め
て小さなＡ型粒子内フエライトにより、また中入
熱から小入熱溶接においては、Ｂ型粒内フエライ
トの生成によつてHAZ靭性は著しく改善される。
さらに、中入熱溶接、小入熱溶接は板厚の厚い鋼
材の溶接に適用されるため、一般的に多層溶接と
なる。このような溶接法の場合、実継手のHAZ
靭性は、主として上部ベイナイト組織からなる
HAZの粗粒域が後続ビードによりAc₁直上に加
熱・冷却されることにより生成する高炭素マルテ
ンサイトにより著しく低下する。しかしながら、
HAZの粗粒域の組織が主に粒内フエライトから
なる場合には、後続ビードにより生成する高炭素
マルテンサイトの分散形態が上部ベイナイトの場
合とは異なり、HAZ靭性はほとんど低下しない
という極めて大きな特性を有する。さらに粒内フエライトが十分発達する場合にお
いても、さきの第１図に示すように必ず粒界フエ
ライト（Fp）とフエライトサイドプレート
（Fsp）が存在し、HAZ靭性は粒界フエライト＋
フエライトサイドプレートの巾が広くなるほど低
下する。また、添加元素のうち、Ｂはその一部が
オーステナイト粒界およびオーステナイト／フエ
ライト界面に偏析して、靭性に有害な粒界フエラ
イトとフエライトサイドプレートの発達を抑制す
る。そこで、本発明者らは、これらの検討結果に基
づいて、適正な合金設計を行なつた鋼について所
定の寸法、分布のTi酸化物とTi窒化物＋MnSの
複合体の両者を併存せしめるならば、小入熱から
大入熱の全入熱領域にわたる鋼の溶接に際し、
HAZの低温靭性が著るしく改善され、溶接性の
優れた海洋構造物、船舶、貯槽などの大型構造用
鋼の開発が可能であるとの結論に達し、本発明を
成したものである。すなわち本発明は以上の知見に基づいてなされ
たものであり、その要旨は、重量％でＣ：0.02〜
0.18％、Si≦0.5％、Mn：0.4〜1.8％、Ｐ≦0.015
％、Ｎ≦0.004％、Al≦0.006％、Ｓ：0.001〜
0.005％、Ｂ：0.0002〜0.0020％、Ti：0.010〜
0.025％、Ｏ：0.001〜0.005％を含み、これに必要
に応じてNi≦3.0％、Cu≦1.5％の１種または２
種、Nb≦0.05％、Ｖ≦0.1％、Cr≦1.0％、Mo≦
0.5％の１種または２種以上を含有し、さらに必
要に応じて希土類元素、CaおよびMgの１種また
は２種以上を合計で0.005％以下含有し、残部は
Feおよび不可避不純物からなり、かつ夫々、粒
子径が0.1〜3.0μｍ、粒子数が５×10⁴〜１×10⁶
ケ／mm³である、Ti酸化物とTi窒化物＋MnSの複
合体との両者を同時に含有することを特徴とする
溶接用低温強靭鋼にある。以下、本発明について詳細に説明する。最初に本発明鋼の基本成分範囲の限定理由につ
いて述べる。まず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分と
して添加するもので、0.02％未満では溶接構造用
鋼として必要な強度が得られず、また0.18％を越
える過剰の添加は溶接割れ性などを著るしく低下
させるので、0.02〜0.18％とした。つぎに、Siは、母材の強度確保、溶鋼の予備脱
酸などに必要であるが、0.5％を越える過剰の添
加はHAZに高炭素マルテンサイトを生成して靭
性を低下させるため、上限を0.5％とした。また、Mnは、母材の強度、靭性の確保とあわ
せて、Ti窒化物とMnSの複合体の形成のため0.4
％以上添加する必要があるが、溶接部の靭性、割
れ性など許容できる範囲で上限を1.8％とした。一方、Ｐは、ミクロ偏析による溶接部靭性、割
れ性などの低下を防止するために極力低減すべき
であり、上限を0.015％とした。Ｎは、母材、溶接部の地の靭性とHAZにおけ
る高炭素マルテンサイトの生成抑制という点から
は低い方が望ましいが、Ti窒化物の形成にＮが
必要なため、上限を0004％とした。 Alは通常の溶鋼の脱酸、AlNの析出による組
織の微細化に用いるのではなく、本発明鋼の目的
である適正な粒径のTi酸化物を適正数、形成さ
せるためにTi添加前の溶存酸素濃度を適正値に
する予備脱酸元素として用いるものである。即
ち、Alは強力な脱酸元素であり、0.006％超では
通常の転炉溶製では溶鋼の溶存酸素濃度が極端に
低下し、最終のTi脱酸によりTi酸化物が形成さ
れなくなり、溶接熱影響部において粒内フエライ
トが生成せず、HAZ靭性の低下がもたらされる
ので、0.006％以下に制限した。Ｓについては、Ti窒化物＋MnS複合体の形成
のため0.001％以上必要であるが、0.005％を超え
る過剰の添加は粗大Ａ系介在物を形成し、母材の
延靭性低下と異方性の増加を招く上から避けるべ
きであり、したがつて上限を0.05％とした。Ｂは、本発明鋼における重要な元素の１つであ
り、HAZ靭性に有害な粒界フエライト、フエラ
イトサイドプレートの成長の抑制と、BNの析出
によるHAZの固溶Ｎの固定から0.0002％以上必
要であるが、0.0020％を超える過剰の添加は
Fe₂₃CB₆の析出による靭性低下とHAZの硬化性
の増加を招くため、上限を0.0020％とした。 TiはTi酸化物とTi窒化物を生成させるために
不可欠の元素であり、0.010％未満ではTi酸化物
とTi窒化物＋MnSの複合体の粒子数が夫々、５
×10⁴／mm³未満となり、粒内フエライトの生成が
不十分で必要な特性を満たせない。また0.025％
を超えて添加するとTi酸化物とTi窒化物は十分
生成するが、溶鋼内に存在したＯとＮに対しTi
が過剰となり、溶接熱影響部に於いてTiCが析出
して、析出硬化し、靭性を低下させるので0.025
％を上限とした。ＯはTi酸化物を生成させるために不可欠の元
素であり、0.001％未満ではTi酸化物の粒子数が
５×10⁴／mm³未満となり、粒内フエライトの生成
が不十分で必要な特性を満たせない。また0.005
％を超えると、粒径3μｍ超の粗大なTi酸化物が
存在し、Ti酸化物を個数も１×10⁶／mm³超とな
り、HAZ靭性が低下する。以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度
の上昇、および母材、HAZの靭性向上の目的で、
Ni、Cu、Cr、Mo、Nb、Ｖの１種または２種以
上を含有することができる。まず、Ni、Cuは、母材の強度、靭性とHAZの
靭性を同時に高める有効な元素であるが、Niは
3.0％を超す過剰の添加をすると焼入性の増加に
より本発明鋼に必要な粒内フエライトの形成が抑
制されるため、上限を3.0％とした。つぎにCuは、応力除去焼鈍によるHAZの硬化
性の増加などを考慮して上限を1.5％とした。さらにNb、Ｖ、Cr、Moは焼入性の向上と析
出硬化とにより母材の強度を高め、また適切な製
造プロセスにより母材の低温靭性の向上も期待さ
れる。しかし各成分の上限値を超える過剰の添加
はHAZ靭性および硬化性の観点から極めて有害
となるため、Nb、Ｖ、Cr、Moのそれぞれにつ
いて上限を0.05％、0.1％、1.0％、0.5％とした。また、本発明鋼においてはHAZのオーステナ
イト結晶粒粗大化防止のため、酸化物および硫化
物生成元素である原子番号57〜71のランタノイド
系元素およびＹの希土類元素（REM）、Caおよ
びMgの三者の内１種または２種以上を添加する
ことができる。これらの元素は酸化物、硫化物も
しくは酸・硫化物を形成させ、HAZの結晶粒粗
大化防止とあわせて母材異方性の解消のために添
加される。しかしこれらの元素の１種または２種
以上の合計が0.005％超となるとフエライト核生
成に効果のあるTi酸化物およびMnSの形成が困
難になるため、上限を0.005％とした。なお、と
くにREM、Ca、Mgの単独添加では、おのおの
上限を0.003％程度に抑えることが好ましい。つぎに、本発明においては、前述の通りHAZ
の粗粒域において、その冷却時におけるオーステ
ナイト→フエライト変態を抑制し、粒界フエライ
トとフエライトサイドプレートの生成抑制とＡ型
およびＢ型粒内フエライトの生成促進とにより、
たとえHAZのオーステナイト粒径が大きくても、
オーステナイト→フエライト変態後のフエライト
粒径を実効的に微細化することができる。而してこのようなＡ型およびＢ型粒内フエライ
トの生成のためには、まずTi酸化物とTiN＋
MnS複合体とが同時に鋼中に存在し、かつ両者
の粒子径が夫々0.1〜3.0μｍの範囲にあることが
必要である。本発明者らの知見によれば、該粒子
径が0.1μｍ未満では粒内フエライト核の生成効果
は極めて弱く、また3.0μｍ超になるとフエライト
生成能は有するものの、それら自身が破壊の発生
箇所となり易くなり、HAZ靭性は低下する。つぎに該粒子の個数に関して、Ti酸化物とTi
窒化物＋MnS複合体とのそれぞれについて、粒
子数があまりにも少なすぎると溶接時に充分なフ
エライト生成核が得られないので５×10⁴ケ／mm³
以上の粒子を存在させることが必要である。該粒
子数が増加するにしたがつて粒内フエライトの個
数も増え、有効結晶粒は細かくなるが、１×10⁶
ケ／mm³を超える過剰な存在は母材および溶接部の
延性低下を招く傾向があるので、該粒子数の上限
は１×10⁶／mm³でなければならない。上記化合物の中、Ti酸化物およびTi窒化物は、
溶鋼を予めTi添加前に微量のAl等の脱酸元素で
予備脱酸し、溶鋼の溶存酸素濃度を重量％で、
0.002〜0.005％に制御した後、スポンジチタンあ
るいはフエロチタンなどのチタンもしくはチタン
合金を添加して鋳造、凝固させることで生成され
る。また、Ti窒化物と複合体を形成する前記MnS
は、鋼塊もしくは鋳片の冷却過程において950〜
700℃の温度範囲を0.5℃／Ｓ以下の緩冷却するこ
とにより、すでに950℃以上の温度において鋼中
に存在するTi窒化物の周辺に析出することによ
つて複合体として得られる。また、鋼材は通常の圧延ままのもの、制御圧延
をしたもの、さらにこれに制御冷却と焼もどしを
組合せたもの、および焼入れ・焼もどしまたは焼
準および両者を組合せたものであつても、該化合
物の効果は何ら影響を受けることはない。つぎに、本発明の効果を実施例によつてさらに
具体的に述べる。（実施例）第１表は試作鋼の化学成分を示し、40キロから
80キロ級鋼まで試作した。ここで、１〜24、36〜
43が本発明鋼、25〜35が比較鋼であり、このうち
１〜11、25〜27は40キロ級鋼、12〜17、28〜30、
36〜39は500キロ級鋼、18〜21、31〜33は60キロ
級鋼、22〜24、34、35、40〜43は80キロ級鋼であ
る。

【表】

【表】 ○ 存在 △ わずかに存在 − 存在せず
いずれの試作材も圧延により20および30mmの鋼
板とし、それぞれＸ開先による両面一層溶接を行
なつた。20mm材については電流700A、電圧32V、
溶接速度30cm／min、入熱量45KJ／cmの１電極
潜弧溶接、30mm材については電流1000A（Ｌ極）、
950A（Ｔ極）、電圧36V（Ｌ極）、40V（Ｔ極）、溶接
速度40cm／min、入熱1000KJ／cmの２電極潜弧
溶接を行ない、第２図に試験片採取位置を示すよ
うに、鋼材５，５を溶接して溶接金属１を形成さ
せた後、切欠位置４を溶接ボンド部６からHAZ
２側へ２mm入つたところとし、シヤルピー衝撃試
片３を採取した。試験は−40℃、−60℃で実施し
た。第１表に母材の化学成分とTi酸化物、Ti窒化
物＋MnS複合体の粒子径と粒子数を示す。また、
第２表には母材特性とあわせてHAZの靭性を示
す。

【表】

【表】第２表から明らかなように、本発明鋼は比較鋼
に比し優れたHAZ靭性を有することがわかる。
すなわち、40キロ級鋼のうち本発明鋼１〜11は粒
子径3μｍ超のものはなく、0.1〜3μｍ範囲のTi酸
化物、Ti窒化物＋MnS複合体の粒子数がそれぞ
れ５×10⁴〜１×10⁶ケ／mm³の範囲内にあり、入熱
45KJ／cm、100KJ／cmの溶接において、−40℃、
−60℃の靭性は極めて優れている。一方、比較鋼
において、25は含有Ｓ不足による複合体の僅少、
27はAl過剰によるTi酸化物の僅少、26はＢ不足
による粒界フエライトの発達により、本発明鋼に
比べてHAZ靭性は低下する。50キロ級鋼のうち、
本発明鋼12〜17、36〜39も40キロ級鋼の同様に粒
子径3μｍ超のものはなく、0.1〜3μｍ範囲のTi酸
化物、Ti窒化物＋MnS複合体の粒子数は本発明
範囲の５×10⁴〜１×10⁶ケ／mm³にあり、いずれの
入熱、いずれの試験温度においても靭性は優れて
いる。一方、比較鋼において、28はＮ過剰による
マトリツクスの靭性低下、29はREM過剰による
Ti酸化物および複合体の僅少、30はTi、Ｏ過剰
によるTi酸化物および複合体の過剰と粗大化に
より、HAZ靭性は本発明鋼に比べて著しく低下
する。60キロ級鋼のうち、本発明鋼18〜は40、50
キロ級鋼と同様に粒子径3μｍ超のものはなく、
1.0〜3μｍ範囲のTi酸化物、Ti窒化物＋MnS複合
体の粒子数は本発明範囲の５×10⁴〜１×10⁶ケ／
mm³であり、いずれの入熱、いずれの試験温度にお
いても靭性は優れている。一方、比較鋼におい
て、31はＳ不足による複合体の僅少、32はREM
＋Caの過剰によるTi酸化物、複合体の僅少、33
はＢ不足による粒界フエライトの発達により、本
発明鋼に比べてHAZ靭性は著しく低下する。最
後に、80キロ級鋼のうち、本発明鋼22〜24、40〜
43は40〜60キロ級鋼と同様に粒子径3μｍ超はな
く、0.1〜3μｍ範囲のTi酸化物、Ti窒化物＋MnS
複合体の粒子数は本発明範囲内にあり、入熱、試
験温度によらずHAZ靭性は優れている。一方、
比較鋼において、34はAl過剰によるTi酸化物の
僅少、35はTi、Ｏ過剰によるTi酸化物および複
合体の過剰と粗大化により、HAZ靭性は本発明
鋼に比べて低下する。（発明の効果）以上の実施例からも明らかなごとく、本発明に
よれば鋼材の溶接に際し低入熱から大入熱まで、
各種の溶接施工を必要とする海洋構造物、船舶、
貯槽など大型溶接構造物に使用される鋼を提供す
ることが可能となるものであり、その効果は極め
て顕著なものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は各種フエライトの形態を示す模式図、
第２図は衝撃試験片の採取位置を示す図である。１……溶接金属、２……HAZ、３……衝撃試
験片、４……切欠位置、５……鋼材、６……ボン
ド部。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でＣ：0.02〜0.18％、 Si≦0.5％、 Mn：0.4〜1.8％、Ｐ≦0.015％、Ｎ≦0.004％、 Al≦0.006％、Ｓ：0.001〜0.005％、Ｂ：0.0002〜0.0020％、 Ti：0.010〜0.025％、Ｏ：0.001〜0.005％を含有し、残部はFeおよび不可避不純物からな
り、かつ夫々、粒子径が0.1〜3.0μｍ、粒子数が
５×10⁴〜１×10⁶ケ／mm³である、Ti酸化物とTi
窒化物＋MnSの複合体との両者を同時に含有す
ることを特徴とする溶接用低温強靭鋼。２重量％でＣ：0.02〜0.18％、 Si≦0.5％、 Mn：0.4〜1.8％、Ｐ≦0.015％、Ｎ≦0.004％、 Al≦0.006％、Ｓ：0.001〜0.005％、Ｂ：0.0002〜0.0020％、 Ti：0.010〜0.025％、Ｏ：0.001〜0.005％を含み、さらに Ni≦3.0％、 Cu≦1.5％の１種または２種を含有し、残部はFeおよび不
可避不純物からなり、かつ夫々、粒子径が0.1〜
3.0μｍ、粒子数が５×10⁴〜１×10⁶ケ／mm³であ
る、Ti酸化物とTi窒化物＋MnSの複合体との両
者を同時に含有することを特徴とする溶接用低温
強靭鋼。３重量％でＣ：0.02〜0.18％、 Si≦0.5％、 Mn：0.4〜1.8％、Ｐ≦0.015％、Ｎ≦0.004％、 Al≦0.006％、Ｓ：0.001〜0.005％、Ｂ：0.0002〜0.0020％、 Ti：0.010〜0.025％、Ｏ：0.001〜0.005％を含み、さらに Nb≦0.05％、Ｖ≦0.1％、 Cr≦1.0％、 Mo≦0.5％の１種または２種を含有し、残部はFeおよび不
可避不純物からなり、かつ夫々、粒子径が0.1〜
3.0μｍ、粒子数が５×10⁴〜１×10⁶ケ／mm³であ
る、Ti酸化物とTi窒化物＋MnSの複合体との両
者を同時に含有することを特徴とする溶接用低温
強靭鋼。４重量％でＣ：0.02〜0.18％、 Si≦0.5％、 Mn：0.4〜1.8％、Ｐ≦0.015％、Ｎ≦0.004％、 Al≦0.006％、Ｓ：0.001〜0.005％、Ｂ：0.0002〜0.0020％、 Ti：0.010〜0.025％、Ｏ：0.001〜0.005％を含み、さらに希土類元素、CaおよびMgの１種
または２種以上を合計で0.005％以下含有し、残
部はFeおよび不可避不純物からなり、かつ夫々、
粒子径が0.1〜3.0μｍ、粒子数が５×10⁴〜１×10⁶
ケ／mm³である、Ti酸化物とTi窒化物＋MnSの複
合体との両者を同時に含有することを特徴とする
溶接用低温強靭鋼。５重量％でＣ：0.02〜0.18％、 Si≦0.5％、 Mn：0.4〜1.8％、Ｐ≦0.015％、Ｎ≦0.004％、 Al≦0.006％、Ｓ：0.001〜0.005％、Ｂ：0.0002〜0.0020％、 Ti：0.010〜0.025％、Ｏ：0.001〜0.005％を含み、さらに、 Ni≦3.0％、 Cu≦1.5％の１種または２種を含有し、さらに希土類元素、
CaおよびMgの１種または２種以上を合計で
0.005％以下含有し、残部はFeおよび不可避不純
物からなり、かつ夫々、粒子径が0.1〜3.0μｍ、
粒子数が５×10⁴〜１×10⁶ケ／mm³である、Ti酸化
物とTi窒化物＋MnSの複合体との両者を同時に
含有することを特徴とする溶接用低温強靭鋼。６重量％でＣ：0.02〜0.18％、 Si≦0.5％、 Mn：0.4〜1.8％、Ｐ≦0.015％、Ｎ≦0.004％、 Al≦0.006％、Ｓ：0.001〜0.005％、Ｂ：0.0002〜0.0020％、 Ti：0.010〜0.025％、Ｏ：0.001〜0.005％を含み、さらに、 Nb≦0.05％、Ｖ≦0.1％、 Cr≦1.0％、 Mo≦0.5％の１種または２種を含有し、さらに希土類元素、
CaおよびMgの１種または２種以上を合計で
0.005％以下含有し、残部はFeおよび不可避不純
物からなり、かつ夫々、粒子径が0.1〜3.0μｍ、
粒子数が５×10⁴〜１×10⁶ケ／mm³である、Ti酸化
物とTi窒化物＋MnSの複合体との両者を同時に
含有することを特徴とする溶接用低温強靭鋼。