(57)【要約】【課題】造船、建築、土木等の各種構造物で使用される鋼材、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適した鋼材を提供する。【解決手段】鋼成分組成がｍａｓｓ％でＣ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：２．５〜６．０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｏ：０．００２５〜０．０１２０％、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼中の、粒径１μｍ以下のＴｉ酸化物および／またはＴｉを含む酸化物含有介在物の個数密度が３００個／ｍｍ２以上で、溶接入熱量３００ｋＪ／ｃｍ超えのボンド近傍の熱影響部組織における旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下である鋼材。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼成分組成が、Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：２．５〜６．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００２５〜０．０１２０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼中の、粒径１μｍ以下のＴｉ酸化物および／またはＴｉを含む酸化物含有介在物の個数密度が３００個／ｍｍ２以上で、溶接入熱量３００ｋＪ／ｃｍ超えのボンド部近傍の熱影響部組織における旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項３】
上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．０３ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項４】
上記成分組成に加えてさらにＣａ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００２０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物で使用される鋼材、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適した鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。これらの構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、溶接部の靱性に優れることが要請されている。
【０００３】
一方で、これら構造物や船舶はますます大型化し、使用される鋼材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されている。このため、大入熱溶接により溶接施工したときに、溶接部の靱性に優れた鋼材が必要となっている。
しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部（熱影響部、ＨＡＺということもある）の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性（ＨＡＺ靭性ということもある）は低下することが知られている。このような大入熱溶接による靱性の低下に対して、これまでにも多くの対策が提案されてきた。例えば、ＴｉＮの微細分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核としての作用を利用する技術はすでに実用化されている。
【０００４】
しかしながら、ＴｉＮを主体に利用する技術では、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接熱影響部においてはＴｉが有する上記のオーステナイト粒粗大化抑制効果がなくなり、さらには地の組織が固溶Ｔｉおよび固溶Ｎにより脆化して靱性が著しく低下するという問題があった。
【０００５】
また、Ｔｉ酸化物を利用する技術として、Ａｌを無添加とし、微量のＴｉを添加することにより、Ｔｉ酸化物を分散させて熱影響部靭性を改善することが特許文献１、特許文献２、特許文献３に記載されているが、Ｔｉ酸化物を均一微細に分散させることが困難で、現在に至るまで解決されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献２】特開平７−２７８７３８号公報
【特許文献３】特開平６−２９３９３５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記の現状に鑑みてなされたものであり、Ｔｉ酸化物、Ｔｉを含む酸化物含有介在物を鋼中に数多く微細分散させ、微細酸化物によるピニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、溶接熱影響部のＨＡＺ靭性を向上させた、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れたＨＡＺ靭性を備える大入熱溶接用鋼材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】
【０００８】
本発明者らは、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２の高強度鋼を対象に、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接熱影響部の靭性を向上させるべく鋭意検討を行い、その結果、１．ＨＡＺ靭性を向上させるオーステナイト粒の粗大化抑制には、Ｔｉ酸化物および／またはＴｉを含む酸化物含有介在物（Ｔｉ含有酸化物とも言う）によるオーステナイト粒のピニングが効果的であり、２．その効果を十分に発揮するためにはＴｉ酸化物、Ｔｉ含有酸化物を３００個／ｍｍ２以上に微細分散させる必要があり、３．そのためには鋼中Ｃｒ濃度を高めることが有効であることを見出した。本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．鋼成分組成が、Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：２．５〜６．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００２５〜０．０１２０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼中の、粒径１μｍ以下のＴｉ酸化物および／またはＴｉを含む酸化物含有介在物の個数密度が３００個／ｍｍ２以上で、溶接入熱量３００ｋＪ／ｃｍ超えのボンド近傍の熱影響部組織における旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
２．上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする１に記載の大入熱溶接用鋼材。
３．上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．０３ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする１または２に記載の大入熱溶接用鋼材。
４．上記成分組成に加えてさらにＣａ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００２０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても優れた溶接熱影響部靱性を有する鋼材が得られるので、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
本発明では、成分組成とミクロ組織を規定する。
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｃ量は、構造用鋼として必要な強度を得るために０．０３ｍａｓｓ％以上が必要であるが、一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えると溶接時のＨＡＺ部に島状マルテンサイトの生成量が増加し靭性が劣化するため、０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％とする。
【００１１】
Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、製鋼上０．０１ｍａｓｓ％以上が必要であるが、一方、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、母材の靱性、大入熱溶接熱影響部の靱性を劣化させるため、０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％とする。
【００１２】
Ｍｎ：０．２〜２．５ｍａｓｓ％
Ｍｎは母材の強度を確保するために必要な元素であり、その効果を発揮させるためには０．２ｍａｓｓ％以上含有させる。しかし、２．５ｍａｓｓ％を超えると逆に溶接部の靱性を劣化させるようになるため、０．２〜２．５ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．５〜２．５ｍａｓｓ％とする。
【００１３】
Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％
Ｐは本発明において不可避的不純物で、Ｐを０．００８ｍａｓｓ％を超えて含有すると鋼材の靱性が劣化するため、０．００８ｍａｓｓ％以下とする。Ｓは、本発明において不可避的不純物であるが、所要のＭｎＳあるいはＣａＳを生成するために０．０００５ｍａｓｓ％以上を含有させるが、０．００４０ｍａｓｓ％を超えると母材の靱性を劣化させるため、０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％とする。
【００１４】
Ａｌ：０．００３ｍａｓｓ％以下
Ａｌは本発明において不可避的不純物で、Ｔｉ酸化物、Ｔｉ含有酸化物を生成させ、凝固時に微細に酸化物を分散させるため、極力含有しないようにするが、０．００３ｍａｓｓ％までなら含有してもよい。
【００１５】
Ｃｒ：２．５〜６．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、平均粒径１μｍ以下の酸化物個数を増加し、介在物を微細に分散させる上で重要であり、２．５ｍａｓｓ％以上、望ましくは３．０ｍａｓｓ％以上含有させることが重要である。一方、６．０ｍａｓｓ％以上に添加すると靱性に悪影響を与えるために上限を６．０ｍａｓｓ％とする。
【００１６】
Ｔｉ脱酸系成分組成を基本成分系とし、Ｃｒ添加量を変化させた供試鋼を用いて溶鋼中のＣｒ濃度と酸化物個数の関係を調査した。その結果、溶鋼中のＣｒ濃度を増加させると、凝固前の溶存酸素濃度が増加し、凝固時に生成する酸化物個数が著しく増加し、大入熱溶接時においてＴｉ酸化物によるピニングの効果が働き、溶接ボンド部近傍のオーステナイト粒の成長が抑制される結果を得た。
【００１７】
Ｃｒ濃度が高くなると、溶鋼中の酸素の活量係数が増大し、溶鋼中Ｔｉ濃度と平衡する酸素活量に対する溶存酸素濃度が増加する。その結果、凝固時に生成する脱酸生成物量は増加し、鋼中に存在するＴｉ酸化物、Ｔｉを含む酸化物含有介在物の個数密度が増大し、酸化物含有介在物を微細分散するものと推測される。
【００１８】
Ｎｂ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｎｂは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが、０．００３ｍａｓｓ％未満ではその効果が小さい。一方、０．０３ｍａｓｓ％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。望ましくは０．０２ｍａｓｓ％以下とする。
【００１９】
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％
本発明においてＴｉは脱酸のために０．０１０ｍａｓｓ％以上を添加し、凝固時の二次脱酸生成物であるＴｉ酸化物、Ｔｉ含有複合酸化物を分散させ、さらにＴｉＮの析出により、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する。また、ＴｉＮはフェライト変態核となって靱性を向上させる。０．０１０ｍａｓｓ％に満たないとその効果が少なく、一方、０．０８０ｍａｓｓ％を超えると凝固前の鋼中溶存酸素濃度の低下によるＴｉ酸化物量の減少、ＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなるため、０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％とする。
【００２０】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用する元素で溶接熱影響部靭性を向上させる。このような効果を得るため０．０００３ｍａｓｓ％以上を含有させるが、一方、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて含有すると焼入れ性が増して靱性が劣化するため、０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％とする。
【００２１】
Ｏ：０．００２５〜０．０１２０ｍａｓｓ％
Ｏは、微細酸化物を確保するために必要で、３００個／ｍｍ２以上の酸化物含有介在物の個数密度にするため０．００２５ｍａｓｓ％以上、望ましくは０．００３５ｍａｓｓ％以上を含有させることが必要であるが、０．０１２０ｍａｓｓ％を超えて含有させると粗大介在物が生成し、靭性の低下を招くため、０．００２５〜０．０１２０ｍａｓｓ％とする。
【００２２】
Ｎ：０．００２０〜０．０１００ｍａｓｓ％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素で鋼中に含有されるが、０．００２０ｍａｓｓ％未満の含有では十分なＴｉＮ量が得られず、一方、０．０１００ｍａｓｓ％超えると、ＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靱性が著しく低下するため、０．００２０〜０．０１００ｍａｓｓ％、好ましくは０．００２０〜０．００８０ｍａｓｓ％とする。
【００２３】
以上が基本成分組成であるが、本発明では、さらに強度向上などの機能を有するＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏから選ばれる少なくとも１種または２種以上、および／またはＶを含有させることができる。
【００２４】
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるために添加する場合は、上限を１．０  ｍａｓｓ％とする。
【００２５】
Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるために添加する場合は、上限を１．０ｍａｓｓ％とする。
【００２６】
Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるために添加する場合は、上限を０．４ｍａｓｓ％とする。望ましくは０．１ｍａｓｓ％以下である。
【００２７】
Ｖ：０．０３ｍａｓｓ％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上およびＶＮを形成してフェライト生成核として作用するが、０．０３ｍａｓｓ％を超えると靱性の低下を招くようになるため添加する場合は、０．０３ｍａｓｓ％以下、望ましくは０．０２ｍａｓｓ％以下とする。
【００２８】
また本発明では、さらにＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
【００２９】
Ｃａ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓの固定、酸硫化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００３ｍａｓｓ％以上の含有が必要で、一方、０．００３０ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有させる場合は、０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％とする。
【００３０】
Ｍｇ：０．０００２〜０．００２０ｍａｓｓ％
Ｍｇは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００２ｍａｓｓ％以上の含有が必要で、一方、０．００２０ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有させる場合は、０．０００２〜０．００２０ｍａｓｓ％とする。
【００３１】
Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｚｒは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００１ｍａｓｓ％以上の含有が必要で、一方、０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有させる場合は、０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％とする。
【００３２】
ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％
ＲＥＭは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００１ｍａｓｓ％以上の含有が必要で、一方、０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有させる場合は、０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％とする。
［ミクロ組織］
本発明では、鋼中の、粒径１μｍ以下のＴｉ酸化物および／またはＴｉを含む酸化物含有介在物の個数密度を３００個／ｍｍ２以上とする。鋼中のＴｉ酸化物および／またはＴｉを含む酸化物含有介在物が粒径１μｍ超えでは、オーステナイトのピニングに寄与しないため、粒径１μｍ以下とする。粒径は最大粒径とし、光学顕微鏡で観察可能な０．２μｍ以上とする。
【００３３】
Ｔｉ酸化物および／またはＴｉを含む酸化物含有介在物の個数密度が３００個／ｍｍ２未満では、オーステナイトのピニングに寄与しないため、３００個／ｍｍ２以上とする。
また、溶接入熱量３００ｋＪ／ｃｍ超えで溶接された際のボンド部近傍の熱影響部組織における旧オーステナイト粒径を１５０μｍ以下とする。ボンド部近傍の熱影響部組織における旧オーステナイト粒径が１５０μｍ超えでは、ボンド部近傍の熱影響部で優れた靭性が得られないため、１５０μｍ以下とする。
【００３４】
ボンド部近傍の熱影響部とは、ボンド部から５００μｍ以内の範囲の熱影響部を指す。ボンド部近傍の熱影響部の旧オーステナイト粒径は、溶接部の断面を研磨・エッチングし、光学顕微鏡で観察することで確認することができる。なお、ボンド部近傍の熱影響部の組織は、島状マルテンサイトやアシキュラーフェライトやベイナイトを主とし、フェライトやパーライトなどが含まれる組織である。
【００３５】
本発明に係る大入熱溶接用鋼材は、Ｔｉ酸化物および／またはＴｉを含む酸化物含有介在物を鋼中に微細分散させるため、溶鋼をＴｉ脱酸して、以下のように製造することが可能である。
【００３６】
まず高炉から出銑した溶銑を溶銑予備処理にて（溶銑鍋、トーピードカー、または、転炉）脱Ｐ処理、脱Ｓ処理を行った後、転炉で精錬して脱炭、脱Ｐを行う。
その後、炉下、２次精錬での合金添加、Ｔｉ合金添加にて脱酸を行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。
【００３７】
得られた鋼片を再加熱し、熱間圧延後放冷するか、あるいは、また、前記熱間圧延後に、加速冷却、直接焼入れ−焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再加熱焼準−焼戻しなどの工程で製造する。熱間圧延後の冷却方法は所望する特性に応じて適宜選定する。
【００３８】
以下、本発明の作用効果を実施例を用いて具体的に説明する。
【実施例】
【００３９】
１５０ｋｇの高周波誘導溶解炉にて、種々の組成の鋼を溶製し、供試鋼を製造した。溶鋼中のＣ、Ｐ、Ｓ調整後、主要元素であるＭｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖを添加した後、Ｔｉにより溶鋼を脱酸した。その後Ｎｂ、Ｂなど添加した後に、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍを添加した。
【００４０】
なお、Ｎ濃度を増加させる際には窒化Ｃｒ、窒化Ｍｎにて調整を行った。得られた溶鋼を厚さ１００ｍｍの水冷鋳型で鋳造して鋼塊とした後、熱間圧延により厚さ５０ｍｍのスラブとし、１１５０℃に２時間加熱後、熱間圧延で板厚中心温度で８５０℃において３０ｍｍに仕上げた後、板厚中心で８℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却した。
【００４１】
８℃／ｓｅｃの冷却速度は、６０ｍｍの板厚の１／４位置の冷却速度に相当する。得られた鋼板の一部からミクロ観察用の試料を採取し、圧延方向に対して垂直な横断面を、ＥＰＭＡを用いて１０００倍で観察し（観察視野面積は３００ｍｍ２に相当）、最大径が０．２μｍ以上、１μｍ以下の介在物について定性分析を行い、Ｔｉと酸素を含有した介在物（窒化物、硫化物を含む）をＴｉ酸化物、Ｔｉを含む酸化物含有介在物としてその個数を数えて、個数密度（／ｍｍ２）を求めた。
【００４２】
また、鋼板の一部を５００℃で１０分焼き戻した後、溶接熱サイクル後の特性を測定するため、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００〜５００℃を２７０ｓｅｃで冷却（エレクトロガス溶接での入熱量４００ｋＪ／ｃｍのボンド部近傍の溶接熱影響部に相当）する再現溶接熱サイクルを付与し、靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。
【００４３】
再現溶接熱影響部における旧オーステナイト粒径は、ナイタールエッチングによりミクロ組織を現出したのち、５箇所について光学顕微鏡で１００倍で撮影した写真における旧オーステナイト粒径をトレースし、画像解析によりその平均値を求めることを行い、５箇所分の平均値を旧オーステナイト粒径とした。
【００４４】
表１に、供試鋼の化学成分、１μｍ以下のＴｉ酸化物、Ｔｉを含む酸化物含有介在物（表中、介在物個数（個／ｍｍ２））、旧オーステナイト粒径（表中、旧γ粒径）、溶接熱影響部の靱性（表中、ｖＴｒｓ（℃））を示す。
【００４５】
表１から、発明例（Ｎｏ．１〜１６）ではいずれも旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下となっており、ｖＴｒｓ（℃）が−５５℃以下と良好な溶接熱影響部靱性が得られた。これに対し、比較例（Ｎｏ．１７〜２８）では化学成分が本発明範囲外で、旧オーステナイト粒径および／または、Ｔｉ酸化物、Ｔｉを含む酸化物含有介在物の個数が本発明範囲外でｖＴｒｓ（℃）が−３０℃以上と溶接熱影響部の靱性が劣っている。
【００４６】
【表１】
2013053368.tif 000002