(57)【要約】【課題】優れた溶接熱影響部靭性を有する鋼材の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Si：０．０００１〜０．４％、Mn：０．５〜２．０％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Insol.Al：０．０００１〜０．００５％、sol.Al：０．０００１〜０．０００５％、Insol.Mg：０．０００１〜０．００５％、sol.Mg：０．０００１〜０．０００５％、Nb：０．０１〜０．０５％（必要に応じて、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ、Ca、REM、Ti、Snの一種以上）残部：Feおよび不純物、不純物のＰ：０．０３％以下、Ｎ：０．００６％以下であり、粒径が０．６μｍ未満である、MgとMnとAlからなる酸化物およびMnＳからなる複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在し、かつ、粒径が０．６μｍ未満であるNb炭化物が鋼材中に１×１０5個／ｍｍ３以上存在する、溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０００１〜０．４％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
Insol.Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
sol.Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃｒ：０〜０．５％、
Ｍｏ：０〜０．５％、
Ｖ：０〜０．２％、
Ｂ：０〜０．０００５％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
ＲＥＭ：０〜０．００５％、
Ｔｉ：０〜０．０２％、
Ｓｎ：０〜０．５％、
残部：Ｆｅおよび不純物、
不純物としてのＰおよびＮが
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
である化学組成を有し、
粒径が０．６μｍ未満である、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物およびＭｎＳからなる複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在し、かつ、
粒径が０．６μｍ未満であるＮｂ炭化物が鋼材中に１×１０5個／ｍｍ３以上存在する、
溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．２％および
Ｂ：０．０００１〜０．０００５％
から選択される１種以上を含有する、
請求項１の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％
から選択される１種または２種を含有する、
請求項１または２に記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％
を含有する、
請求項１から３までのいずれかに記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
【請求項５】
さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．０５〜０．５％
を含有する、
請求項１から４までのいずれかに記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接熱影響部(Heat Affected Zone)の靱性に優れた鋼材に関する。特に、近年要求の高まっている溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を実施した場合であっても、溶接熱影響部において優れた靭性を有する鋼材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物に用いられる鋼材は、溶接部の破壊に対する安全性および信頼性を高めるため、靱性に対する要求が年々厳しさを増している。特に、母材鋼板の靭性と同様に、溶接熱影響部においてもより優れた靱性を有することが求められている。
【０００３】
溶接熱影響部は、溶融線近傍では１４００℃以上に加熱され、冷却後の組織中のオーステナイト(γ)粒が著しく粗大化する。その結果、溶接熱影響部の靱性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。
【０００４】
一方で、この種の溶接鋼構造物において、溶接施工コストは、建造コストに占める割合が大きいため、高能率の溶接法が用いられるようになった。特に、溶接施工コストの低減には溶接パス数を減らすことが最も有効であるので、大入熱溶接を行うことが望ましい。しかし、大入熱溶接を行った場合、溶接熱影響部靭性が低下することは避けられない。したがって、靭性の要求が厳しい溶接鋼構造物に対しては、入熱を制限して溶接パス数を増やし、能率と経済性を犠牲にして溶接施工せざるを得ないという問題点があった。
【０００５】
これらの問題を解決するため、大入熱溶接溶接熱影響部靱性を改善するための種々の対策が実施されてきた。
【０００６】
例えば、特許文献１には、粗大な旧オーステナイト粒の内部に、Ｔｉ酸化物あるいはさらにＴｉ窒化物との複合体を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成させ、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
【０００７】
特許文献２には、主として微細Ｔｉ２Ｏ３と微細ＴｉＮを核とした粒内変態フェライトを積極的に生成させ、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
【０００８】
特許文献３には、ＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成させ、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
【０００９】
特許文献４には、ＴｉとＲＥＭの複合添加により、異常に粗大な旧オーステナイト粒の発生を防止することで、溶接熱影響部靱性のバラツキを抑制することが開示されている。
【００１０】
特許文献５には、微細なＭｇＯを鋼中に分散させ、ピン止め効果、粒内変態を利用して、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
【００１１】
特許文献６および７には、ＭｇＯを核としてその周辺にＴｉＮを有するＭｇＯ−ＴｉＮ複合介在物を鋼中に分散させ、ピン止め効果、粒内変態を利用して、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
【００１２】
特許文献８には、ＭｇＯ、ＭｇＳおよびＭｇ（Ｏ、Ｓ）のうちの２種以上を鋼中に分散させ、ピン止め効果、粒内変態を利用して、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
【００１３】
特許文献９には、ＭｇＡｌ２Ｏ４を核としてその周辺にＴｉＮを有するＭｇＡｌ２Ｏ４−ＴｉＮ複合介在物を鋼中に分散させ、ピン止め効果、粒内変態を利用して、溶接熱影響部靱性の向上を図ることが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開昭60-245768号公報
【特許文献２】特開昭63-210235号公報
【特許文献３】特開平2-250917号公報
【特許文献４】特開昭60-152626号公報
【特許文献５】特開平11-335774号公報
【特許文献６】特開平10-298708号公報
【特許文献７】特開平11-71629号公報
【特許文献８】特開平11-286743号公報
【特許文献９】特開平11-236645号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
しかし、特許文献１〜４に記載の鋼材では、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となって、加熱温度が１４００℃にもなる溶融線近傍では、炭化物や窒化物が溶解・粗大化し、旧オーステナイト粒界の移動をピンニングする力が低下し、旧オーステナイト粒の成長を十分に抑えることはできなかった。したがって、このような大入熱溶接溶接熱影響部においては、十分な靱性を得ることが困難であった。
【００１６】
また、特許文献５〜９に記載の鋼材では、溶融線近傍での加熱温度が１４００℃以上となっても、Ｍｇ系介在物は安定な酸化物である。このため、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接により溶融線近傍での加熱温度が１４００℃にも及んでも、これらのＭｇ系介在物からなる酸化物が上昇しても消失することはない。その結果、旧オーステナイト粒界の移動をピンニングする力は低下しない。しかし、これらのＭｇ系介在物からなる酸化物では、十分なピンニング効果は得られず、旧オーステナイト粒の粗大化を十分に抑制できないことが分かった。
【００１７】
本発明は、このような課題に鑑みてなされたものであって、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、もって優れた溶接熱影響部靭性を有する鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者等は、３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接したときであっても、より安定した旧オーステナイト粒の粗大化抑制効果を発現し、溶接熱影響部における靱性を確保するために、種々の検討と実験を行った。その結果、次の(a)〜(d)に示す知見を得た。
【００１９】
(a) １４００℃以上の高温でも熱的に安定である（ＭｎＳ＋Ｍｎ、Ｍｇ系スピネル）複合介在物、具体的には、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる複合介在物を鋼中に分散させる。この複合介在物は、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接により鋼材温度が上昇しても、消失することはない。このため、旧オーステナイト粒界の移動をピンニングする力は低下しないので、この複合介在物によるピン止め効果と粒内変態を利用すれば、溶接熱影響部靱性の向上を図ることができる。
【００２０】
(b) ただし、この複合介在物は微細かつ多量に分散・生成させることによってはじめて十分なピンニング効果が得られることが分かった。具体的には、粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼中に１×１０６個／ｍｍ３以上で存在する必要がある。複合介在物は、粒径０．６μｍ未満のものが鋼中に１×１０６個／ｍｍ３以上で存在していればよく、この複合介在物の粒径が０．６μｍ以上のものが存在しても構わない。ただし、複合介在物の個数が多く生成しすぎると一旦生成した複合介在物が凝集して粗大な複合介在物になりやすくなる。その結果、粒径０．６μｍ未満の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満となりやすく、この場合、旧オーステナイト粒界の移動を十分にピンニングすることはできない。
【００２１】
(c) この複合介在物を鋼中に微細かつ多量に分散・生成させるためには、鋼中のＳ、Ｓｉ、Ｏ（酸素）の各含有量の制御に加えて、鋼中の酸不溶性Ａｌ（以下、「Insol.Ａｌ」と略記する。）、酸可溶性Ａｌ（以下、「sol.Ａｌ」と略記する。）、酸不溶性Ｍｇ（以下、「Insol.Ｍｇ」と略記する。）および酸可溶性Ｍｇ（以下、「sol.Ｍｇ」と略記する。）の各含有量を適正範囲に制御すると、微細なＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物の上に微細ＭｎＳを析出させてなる微細な複合介在物を鋼中に微細かつ多量に分散して析出させることができ、オーステナイト変態した直後の旧オーステナイト初期粒径の微細化効果を発現するので、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制できることが分かった。
【００２２】
(d)さらにＮｂを適切な量添加し、粒径０．６μｍ未満のＮｂ炭化物を鋼中に１×１０５個／ｍｍ３以上存在させることができる。Ｎｂ炭化物は、加熱温度が１４００℃なる溶融線近傍では、一部炭化物が溶解・粗大化するが、上記複合介在物の効果に加えてさらに粗大化抑制効果が高まることがわかった。
【００２３】
本発明は、このような知見に基づいて完成したものであり、その要旨は、下記の(1)〜(5)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材にある。
【００２４】
(1) 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０００１〜０．４％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
Insol.Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
sol.Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃｒ：０〜０．５％、
Ｍｏ：０〜０．５％、
Ｖ：０〜０．２％、
Ｂ：０〜０．０００５％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
ＲＥＭ：０〜０．００５％、
Ｔｉ：０〜０．０２％、
Ｓｎ：０〜０．５％、
残部：Ｆｅおよび不純物、
不純物としてのＰおよびＮが
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
である化学組成を有し、
粒径が０．６μｍ未満である、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物およびＭｎＳからなる複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在し、かつ、
粒径が０．６μｍ未満であるＮｂ炭化物が鋼材中に１×１０5個／ｍｍ３以上存在する、
溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材。
【００２５】
(2) さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．２％および
Ｂ：０．０００１〜０．０００５％
から選択される１種以上を含有する、
上記(1)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
【００２６】
(3) さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％
から選択される１種または２種を含有する、
上記(1)または(2)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
【００２７】
(4) さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜０．０２％
を含有する、
上記(1)〜(3)のいずれかの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
【００２８】
(5) さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．０５〜０．５％
を含有する、
上記(1)〜(4)のいずれかの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
【発明の効果】
【００２９】
本発明によれば、溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板を提供することができる。特に、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することができ、もって優れた溶接熱影響部靭性を有する鋼を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
１．本発明に係る鋼材の化学組成について
以下、本発明に係る鋼材の化学組成について説明する。なお、含有量に関する「％」は、質量％を意味する。
【００３１】
Ｃ：０．０２〜０．２５％
Ｃは母材および溶接部の強度および靱性を確保するのに有効な元素であるが、その含有量が０．０２％未満ではその効果が得られない。しかし、０．２５％を超えると溶接性を劣化させる。したがって、Ｃの含有量は０．０５〜０．２５％とする。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０４％であり、好ましい上限は０．１８％である。
【００３２】
Ｓｉ：０．０００１〜０．４％
Ｓｉは、脱酸のために鋼に含有される。この効果を得るために、Ｓｉを０．０００１％以上含有させる必要がある。しかし、多すぎると溶接性および溶接熱影響部靱性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量は０．０００１〜０．４％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．２％である。
【００３３】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは母材および溶接部の強度および靱性の確保に不可欠であり、０．５％以上必要とする。しかし、Ｍｎが多すぎると溶接熱影響部靱性の劣化およびスラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｎの含有量は０．５〜２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０％であり、好ましい上限は１．５％である。
【００３４】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは鋼材中に含まれる不純物元素である。Ｐを低減すると、スラブの中心偏析の軽減を通じて母材および溶接熱影響部の機械的性質を改善し、さらには、溶接熱影響部の粒界破壊を抑制する。このため、Ｐは少ないほど望ましいが、経済性を考慮してＰの含有量は０．０３％以下とする。
【００３５】
Ｓ：０．００１〜０．０５０％
Ｓは、本発明において重要な元素である。粒内フェライト変態核として、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物の上に、ＭｎＳを複合析出してなる複合介在物を分散・生成させるために、０．００１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｓが０．０５０％を超えると母材および溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｓの含有量は０．００１〜０．０５０％とする。
【００３６】
Ｏ：０．００１〜０．００５％
Ｏ（酸素）は、ピンニング粒子であり、上記複合介在物の個数を制御する上で重要である。Ｏが０．００１％未満の場合、上記複合介在物の個数が不足し、溶接熱影響部靱性が劣化する。一方、Ｏが０．００５％を超える場合、鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化する。したがって、Ｏの含有量は０．００１〜０．００５％とする。
【００３７】
Ｎ：０．００６％以下、
Ｎは不純物として存在する。母材靭性の低下、溶接時に希釈による溶接金属中への混入から溶接金属の靭性低下を招くため、Ｎの含有量の上限を０．００６％とする。
【００３８】
Insol.
Ａｌ：０．０００１〜０．００５％
sol. Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％
Insol. Ａｌは、旧オーステナイト粒成長のピンニング粒子である上記複合介在物の個数を１×１０６個／ｍｍ３以上存在するように制御する上で重要である。Insol. Ａｌが０．０００１％未満の場合、上記複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満になってしまい、旧オーステナイト粒が十分に細粒化されず、良好な溶接熱影響部靱性が得られない。また、Insol. Ａｌが０．００５％を超えると、上記複合介在物の個数が多く生成しすぎる。その結果、一旦生成した複合介在物が凝集して粗大な複合介在物になりやすくなる。その結果、粒径０．６μｍ未満の複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満となりやすく、この場合、旧オーステナイト粒界の移動を十分にピンニングすることはできない。また、粗大な複合介在物が形成されると、それに起因した溶接熱影響部靱性の劣化が起こる。したがって、Insol. Ａｌの含有量は０．０００１〜０．００５％とする。
【００３９】
次に、sol. Ａｌは上記の微細な複合介在物を分散させる上で、マイナスに働く。sol.Ａｌの含有量が増加して０．０００５％を超えると、鋼中のＡｌの総量が増加すると、上記複合介在物が粗大化してしまい、旧オーステナイト粒が十分に細粒化されず、良好な溶接熱影響部靱性が得られない。したがって、sol. Ａｌの含有量の上限は０．０００５％とする。ただし、sol. Ａｌの含有量が０．０００１％未満では十分な脱酸効果が得られないので、その下限を０．０００１％とする。
【００４０】
Insol.Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％
sol.Ｍｇ：０．０００１〜０．０００５％
Insol.Ｍｇは、旧オーステナイト粒成長のピンニング粒子である上記複合介在物の個数を１×１０６個／ｍｍ３以上存在するように制御する上で重要である。Insol.Ｍｇが０．０００１％未満の場合、上記複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満になってしまい、旧オーステナイト粒が十分に細粒化されず、良好な溶接熱影響部靱性が得られない。また、Insol.Ｍｇが０．００５％を超えると、上記複合介在物の個数が多く生成しすぎる。その結果、一旦生成した複合介在物が凝集して粗大な複合介在物になりやすくなる。その結果、粒径０．６μｍ未満の複合介在物の個数が１×１０６個／ｍｍ３未満となりやすく、この場合、旧オーステナイト粒界の移動を十分にピンニングすることはできない。また、粗大な複合介在物が形成されると、それに起因した溶接熱影響部靱性の劣化が起こる。したがって、Insol.Ｍｇの含有量は０．０００１〜０．００５％とする。
【００４１】
次に、sol.Ｍｇは上記の微細な複合介在物を分散させる上で、マイナスに働く。sol.Ｍｇの含有量が０．０００５％を超えて、鋼中のＭｇの総量が増加すると、上記複合介在物が粗大化してしまい、旧オーステナイト粒が十分に細粒化されず、良好な溶接熱影響部靱性が得られない。したがって、sol.Ｍｇの含有量の上限は０．０００５％とする。ただし、sol. Ｍｇの含有量が０．０００１％未満では上記の微細な複合介在物を分散させるのに必要なInsol. Ｍｇを確保できないので、その下限を０．０００１％とする。
【００４２】
Ｎｂ：０．０１％〜０．０５％以下
Ｎｂは、ピン止め効果により旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材組織の微細化に有効な元素である。このため、Ｎｂの含有量を０．０１％以上とする。しかし、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、溶接熱影響部靱性が悪化するので、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。０．０４％以下とするのが好ましい。なお、Ｎｂ含有量は、０．０２％以上とするのが好ましい。
【００４３】
本発明に係る鋼材は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。ここで、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を意味する。
【００４４】
本発明に係る鋼材には、必要に応じて、下記の元素を含有させることができる。
【００４５】
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｃｕを含有させると、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を向上させることができるので、含有させてもよい。しかし、その含有量が１．０％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｃｕの含有量は１．０％以下とする。なお、Ｃｕによる効果を得たい場合には、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００４６】
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｎｉは、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を確保するために有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｎｉの含有量は１．０％以下とする。なお、Ｎｉによる効果を得たい場合には、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００４７】
Ｃｒ：０〜０．５％、
Ｃｒは、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を確保するために有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｃｒの含有量は０．５％以下とする。なお、Ｃｒによる効果を得たい場合には、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００４８】
Ｍｏ：０〜０．５％、
Ｍｏは、溶接性および溶接熱影響部靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度と靭性を確保するために有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｍｏの含有量は０．５％以下とする。なお、Ｍｏによる効果を得たい場合には、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００４９】
Ｖ：０〜０．２％、
Ｖは、母材の靱性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｖの含有量が０．２％を超えると、逆に母材の靭性を低下させるので、含有させてもよい。したがって、Ｖの含有量は０．２％以下とする。なお、Ｖによる効果を得たい場合には、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００５０】
Ｂ：０〜０．０００５％、
Ｂは、焼入れ性を高めて母材や溶接熱影響部の機械的性質を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｂの含有量が０．０００５％を超えると、逆に溶接熱影響部靱性や溶接性を低下させる。したがって、Ｂの含有量は０．０００５％以下とする。なお、Ｂによる効果を得たい場合には、Ｂを０．０００１％以上含有させることが好ましい。
【００５１】
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｃａは、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効であるので、含有させてもよい。しかし、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｃａによる効果を得たい場合には、Ｃａの含有量を０．０００５％以上とするのが好ましい。
【００５２】
ＲＥＭ：０〜０．００５％、
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効であるので、含有させてもよい。しかし、ＲＥＭの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下とする。なお、ＲＥＭによる効果を得たい場合には、ＲＥＭの含有量を０．０００５％以上とするのが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。ＲＥＭの混合体であるミッシュメタルを添加することでＲＥＭを含有させてもよい。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
【００５３】
Ｔｉ：０〜０．０２％、
Ｔｉは、窒化物を生成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減するとともに析出したＴｉＮは作用を有するので、含有させてもよい。しかしながら、この含有量が０．０２％を超えると、上記複合介在物の生成に必要なＯ量の低減を招くため、ピン止め効果が低減し溶接熱影響部靭性が悪化するので、Ｔｉ含有量は０．０２％以下とする。なお、Ｔｉによる効果を得たい場合には、Ｔｉの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
【００５４】
Ｓｎ：０〜０．５％、
Ｓｎは耐食性を改善するために有効であるので、含有させてもよい。しかし、Ｓｎの含有量が０．５％を超えると、母材および熱影響部靭性が低下するので、Ｓｎの含有量は０．５％以下とする。Ｓｎの好ましい含有量は０．４％以下である。なお、Ｓｎの効果を得たい場合には、Ｓｎの含有量を０．００２％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。
【００５５】
２．本発明に係る複合介在物について
本発明においては、粒径が０．６μｍ未満である、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上存在することが必要である。以下、その理由を詳述する。
【００５６】
１４００℃以上の高温でも熱的に安定である（ＭｎＳ＋Ｍｎ、Ｍｇ系スピネル）複合介在物、具体的には、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる複合介在物を鋼中に微細に分散させると、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接により鋼材温度が上昇しても、消失することはない。ここで、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる複合介在物とは、スピネル構造のマンガンスピネルＭｎＡｌ２Ｏ４のＭｎの一部がＭｇで置換された酸化物と、Ｍｎ：Ｓが１：１のＮａＣｌ構造のＭｎＳからなる複合介在物をいう。
【００５７】
このような複合介在物が存在すると、旧オーステナイト粒界の移動をピンニングするので、溶接熱影響部靱性を向上できる。しかし、この複合介在物は微細かつ多量に分散・生成させることによってはじめて十分なピンニング効果が得られる。具体的には、粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼中に１×１０６個／ｍｍ３以上で存在する必要がある。粒径が０．６μｍ以上の複合介在物では旧オーステナイト粒界の移動を十分にピンニングすることはできないおそれがあるからであり、そして、粒径０．６μｍ以上の複合介在物が存在してもその個数が鋼中に１×１０６個／ｍｍ３未満ではやはり十分なピンニング効果を得ることができず、溶接熱影響部の粒界が大きくなり靭性が低下してしまうからである。ここで、粒径はいわゆる円相当粒径であり、複合介在物を円に換算した場合の円の粒径をいう。
【００５８】
複合介在物の粒径の下限は特に規定しないが、ピンニングの効果を十分に得たい場合には、その粒径を０．０１μｍ以上とするのが好ましい。また、複合介在物の数が多いほどピンニング効果は大きくなるので上限は規定しない。しかし、鋼中に存在するＭｇ、Ｍｎ、ＡｌおよびＳの含有量から計算すると、この複合介在物の個数は１×１０８個／ｍｍ３が上限となる。なお、複合介在物は、粒径０．６μｍ未満のものが鋼中に１×１０６個／ｍｍ３以上で存在していればよく、この複合介在物の粒径が０．６μｍ以上のものが存在しても構わない。ただし、粒径が大きな複合介在物が多く存在すると０．６μｍ未満の複合介在物を１×１０６個／ｍｍ３以上確保し難くなる。
【００５９】
さらに、本発明においては、粒径０．６μｍ未満のＮｂ炭化物が鋼材中に１×１０5個／ｍｍ３以上存在をすることが必要である。
Nbを適切な量添加することにより、粒径０．６μｍ未満のNb炭化物が鋼中に１×１０5個／ｍｍ３以上で存在させることができる。加熱温度が１４００℃にもなる溶融線近傍では、一部炭化物が溶解・粗大化するが、上記複合介在物の効果に加えてさらに粗大化抑制効果が高まる。
【００６０】
なお、Ｎｂ炭化物は、粒径０．６μｍ未満のものが鋼中に１×１０5個／ｍｍ３以上で存在していればよく、その他のＮｂ炭化物の粒径が０．６μｍ以上のものが存在しても構わない。ただし、粒径が大きなＮｂ炭化物が多く存在すると０．６μｍ未満のＮｂ炭化物を１×１０5個／ｍｍ３以上確保し難くなる。０．６μｍ未満のＮｂ炭化物を１×１０5個／ｍｍ３以上確保するためには、スラブを高温で保持する時間を短くすることが好ましい。例えば、スラブを加熱炉から抽出した後１２０秒以内に圧延を開始することが好ましい。この理由は時間が長いと、Ｎｂ炭化物の結晶粒径が粗大化してしまうためである。
【００６１】
３．製造方法
微細酸化物を確実に得るには、酸化物を凝固段階で生成させる手法が最適である。凝固段階で溶存酸素をもとに酸化物が晶出した場合、凝集や成長が抑制されるため、溶鋼段階で生成される酸化物よりも微細なまま鋼材中に留まることになる。このため、製鋼段階では溶鋼中の粗大酸化物が少ない、すなわち溶鋼清浄度が高く、かつ、溶存酸素が高い状態にする必要がある。
【００６２】
上記した溶鋼を溶製するには、ＲＨ等の環流型真空脱ガス装置にて、脱炭反応を用いると良い。すなわち、Ａｌ等の脱酸剤を用いると、溶鋼の清浄度が悪化することに加え、溶存酸素が必要以上に低下してしまう。弱脱酸鋼を減圧処理すると、溶存酸素は炭素との脱酸平衡に向かって脱酸が生じることになる。溶存酸素の低下速度は、溶鋼中の炭素濃度と真空槽内の圧力で決まるため、鋼種によって処理時間を制御することで、溶存酸素を高めに制御できる。この時、溶鋼中に存在するＡｌ２Ｏ３といった酸化物は熱力学的に不安定となるので、成長が抑制されるが、ＲＨにおける介在物除去効果は変わらないため、溶鋼の清浄度を高めつつ、溶存酸素が高い溶鋼を効率的に溶製できる。
【００６３】
上記考えのもと、微細介在物を多量に分散させるために、本発明において、以下の処理を行う。溶鋼は、製鋼路から取鍋に出向された後、環流型脱ガス装置にて減圧処理される。取鍋に出鋼される時点もしくは出鋼された後から環流型脱ガス装置に搬送されるまでの間に、合金や造滓材等を添加して成分調整しても良い。また、脱硫やスラグ改質等を目的に、撹拌操作を加えても良い。成分調整後、環流型脱ガス装置にて減圧清浄化処理を行うに当たり、真空槽内圧力を低下させ、溶鋼中の酸素濃度よりも、溶鋼中の炭素濃度と真空槽内圧力から求まる酸素濃度を低い状態にすることで脱炭脱酸反応を生じさせる。
【００６４】
溶鋼中の炭素濃度、真空槽内圧力から求まる酸素濃度は、下記の（１）式から算出できる。ＣＯ分圧と真空槽内圧力が大きく異なることは無いため、狙いの炭素濃度に合わせて真空槽内圧力を５０〜１３×１０３Ｐａ程度の範囲で調整すれば良い。
ｌｏｇ Ｋ＝ｌｏｇ（ＰＣＯ／（ａＣ・ａＯ））＝１１６０／Ｔ＋２．００３  ・・・（１）
ここで、ＫはＣ＋Ｏ＝ＣＯ（ｇ）反応の平衡定数、ＰＣＯはＣＯ分圧、ａＣ、ａＯはそれぞれ炭素、酸素の活量、Ｔは温度（Ｋ）である。
【００６５】
この処理を１０〜２５分間行う。炭素以外の脱酸剤（Ａｌ，  Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｔｉ，  Ｍｇ，  Ｃａ）は脱炭脱酸反応を生じさせる前に済ませておくことが望ましい。また、溶存酸素濃度を調整する目的で、適宜酸素濃度プローブで溶鋼の溶存酸素を測定しても良い。
【００６６】
なお、厚板の製造プロセスについては、通常の製造方法でよい。
【実施例】
【００６７】
表１に示す４４種類の化学組成を有する試験鋼から上記製造法に記載したような条件で連続鋳造法によりスラブを作製し、このスラブを複数枚重ねることにより脱水素を行った。その後、加熱炉に装入して１１５０〜１２００℃まで加熱した後、スラブを加熱炉から取り出し、生成したスケールに高圧水をかけて完全に除去し、加熱炉抽出から６０秒後に圧延を開始し、続けてスラブを１パスあたり５％以上の圧下量で圧延して厚さ５５ｍｍの鋼材とした。圧延後の鋼材の温度が８００〜９００℃程度に低下した後、続いて５℃/秒以上の冷却温度で４００〜５００℃まで水冷した。このような工程を経て得た鋼材から機械加工により板両面を５ｍｍずつ切削して、厚さ５５ｍｍの平滑な鋼板とした。
【００６８】
【表１】
2015132004.tif 000002
【００６９】
このようにして得た各鋼材について、側面の一方を１０°に加工し、２枚の鋼板を突き合わせることにより、２０°Ｖ開先としてエレクトロスラグ溶接を実施した。溶接入熱は３００ｋＪ／ｃｍ、ワイヤはＤＷＳ−１ＬＧ、電流４００Ａ、電圧４２Ｖ、溶接速度は３．４ｃｍ／ｍｉｎとした。
【００７０】
溶接後に、鋼材母材から電解抽出により、母材を０．５ｇ溶かし、ピンニング粒子がフィルター上に乗った試料を作製し、これを３００００倍以上の倍率で２５０μｍ２の面積にわたって走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することによって、ピンニング粒子である複合介在物、Ｎｂ炭化物のサイズと個数をカウントし、その存在密度を求めた。また、電解抽出時に鋼材母材の溶けた量から、ＳＥＭ観察で求めた存在密度を鋼材母材中での存在密度に換算し直した。なお、ＭｇとＭｎとＡｌからなる酸化物とＭｎＳからなる複合介在物、Ｎｂ炭化物の同定は、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析により行った。このようにして求めた鋼材母材中での複合介在物の存在密度（換算値）を表２に示した。
【００７１】
また、溶接後に、溶接熱影響部にJIS４号に基づいてノッチを形成した試験片を作製し、JISZ2242金属シャルピー衝撃試験方法に基づいて試験を行うことによって、靱性を調査した。その結果は、表２のシャルピー衝撃値(vE-30)で示したとおりである。
【００７２】
【表２】
2015132004.tif 000003
【００７３】
表２に示すように、本発明に係る化学組成の範囲内にある本発明鋼（鋼No.１〜２７）は、いずれも粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３以上で、かつ粒径０．６μｍ未満のＮｂ炭化物が鋼材中に１×１０5個／ｍｍ３以上存在しており、シャルピー衝撃値(vE-30)が高く、優れた溶接熱影響部靭性を示すことが分かる。
【００７４】
これに対して、本発明に係る化学組成の範囲外にある比較鋼（鋼No.２８〜４４）は、いずれも粒径０．６μｍ未満の複合介在物が鋼材中に１×１０６個／ｍｍ３未満であり、特に鋼No.４０〜４４は、粒径０．６μｍ未満のＮｂ炭化物が鋼材中に１×１０5個／ｍｍ３未満であり、シャルピー衝撃値(vE-30)が低く、溶接熱影響部靱性が劣ることが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００７５】
本発明によれば、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することができ、もって優れた溶接熱影響部靭性を有する鋼材を提供することができる。