(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
Ｓ≦０．０２、
０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、
０．０００２≦Ａｌ≦０．０１、
０．０００５≦Ｏ≦０．００８、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００２≦Ｎ≦０．００８、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ、  酸化物を構成する元素Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌ（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
（Ｔｉ＋Ｍｇ＋Ａｌ）≧８０％、
Ｔｉ≧２０％、
Ｍｇ≧３０％、
Ａｌ≦４０％、
を満足し、粒子径が０．２〜５．０μｍの酸化物（Ａ）を含有する鋼であることを特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【請求項２】
前記酸化物（Ａ）を１平方ｍｍあたり１０〜５００個含有する鋼であることを特徴とする請求項１記載の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼。
【請求項３】
酸化物を構成する元素Ａｌ、Ｍｇ（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
（Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、
Ｍｇ≧３０％、
を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物（Ｂ）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子を含有する鋼であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【請求項４】
酸化物を構成する元素Ａｌ、Ｍｇ（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
（Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、
Ｍｇ：３０〜４０％、
を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物（Ｂ１）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ１）−ＴｉＮ複合粒子を含有する鋼であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【請求項５】
酸化物を構成する元素（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
Ｍｇ：９５％以上、
を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物（Ｂ２）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ２）−ＴｉＮ複合粒子を含有する鋼であることを特徴とする請求項1又は請求項２に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【請求項６】
前記酸化物（Ｂ、Ｂ１またはＢ２）−ＴｉＮ複合粒子を１平方ｍｍあたり１．０×１０４〜１．０×１０７個含有する鋼であることを特徴とする請求項３ないし５のいずれか１つに記載の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼。
【請求項７】
更に母材強度上昇元素群として、重量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４、
の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ないし６のいずれか１つに記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【請求項８】
更に硫化物形態制御元素群として、重量％で、
０．０００５≦Ｃａ≦０．００３、
０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００３、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし７のいずれか1つに記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高層建築のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、あるいは、造船・橋梁で適用されるエレクトロガス溶接などの超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）靱性に優れた溶接用高張力鋼に関するものである。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば、１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靱性を有するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してきた。このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際に、高能率で溶接することが必要であり、極厚鋼板を１パスで溶接できるエレクトロスラグ溶接が広く適用されるようになってきている。また、造船・橋梁分野においても板厚が２５ｍｍ程度以上の鋼板を１パスで溶接するエレクトロガス溶接が広く適用されるようになってきた。典型的な入熱の範囲は２００〜１５００ｋＪ／ｃｍであり、このような超大入熱溶接ではサブマージアーク溶接などの大入熱溶接（入熱は１００〜２００ｋＪ／ｃｍ）とは異なり、ＨＡＺが受ける熱履歴において１３５０℃以上の高温滞留時間が極めて長くなり、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの靱性を確保することが困難であった。最近の大地震を契機として建築構造物の信頼性確保が急務の課題であり、このような超大入熱溶接ＨＡＺ部の靱性向上を達成することは極めて重要な課題である。
【０００３】
従来から大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関しては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記のとおり超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受ける熱履歴、特に、１３５０℃以上における滞留時間が大きく異なるために、大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術を単純に本発明の対象分野に適用することはできない。
【０００４】
従来の大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであった。その一つは鋼中粒子によるピン止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技術であり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変態利用による有効結晶粒微細化技術である。
【０００５】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６８頁には、各種の鋼中窒化物・炭化物についてオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制する技術が示されている。
【０００６】
特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）を０．００３〜０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。これは、ＲＥＭが硫・酸化物を形成して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止する作用を有するためである。
【０００７】
特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０3〜１×１０7ケ／ｍｍ3のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼では、入熱が１００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ内でこれら粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靱性を向上できる技術が開示されている。
【０００８】
特開平２−２５４１１８号公報には、ＴｉとＳを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ靱性の向上が図れる技術が開示されている。
【０００９】
特開昭６１−２５３３４４号公報には、Ａｌを０．００５〜０．０８％、Ｂを０．０００３〜０．００５０％含み、さらに、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭのうち少なくとも１種以上を０．０３％以下含む鋼は大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これからフェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靱性が向上する技術が開示されている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６８頁に開示されている技術はＴｉＮをはじめとする窒化物を利用してオーステナイト粒成長抑制を図るものであり、大入熱溶接では効果が発揮されるが、本発明が対象とする超大入熱溶接では１３５０℃以上の滞留時間が極めて長いために、ほとんどのＴｉＮはほとんど固溶し、粒成長抑制の効果を失う。従って、この技術を本発明が目的とする超大入熱溶接ＨＡＺの靱性には適用できない。
【００１１】
特開昭６０−１８４６６３号公報に開示された技術はＲＥＭの硫・酸化物を利用して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。硫・酸化物は窒化物に比べて１３５０℃以上の高温における安定性は高いので、粒成長抑制効果は維持される。しかしながら、硫・酸化物を微細に分散させることは困難である。硫・酸化物の個数密度が低いために、個々の粒子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度があり、これだけで靱性向上をはかることはできない。
【００１２】
特開昭６０−２４５７６８号公報に記載された技術はＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ靱性を向上させるものであり、Ｔｉ酸化物の高温安定性を考慮すると超大入熱溶接においてもその効果は維持される。しかしながら、粒内変態核から生成するフェライトの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。従って、超大入熱溶接ＨＡＺではオーステナイト粒が粗大化する場合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化することには限度がある。
【００１３】
特開平２−２５４１１８号公報に開示された技術は、ＴｉＮ上にＭｎＳを析出させた複合析出物からフェライトを変態させるものであり、大入熱溶接のように１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合には効果を発揮するが、超大入熱溶接においては１３５０℃以上の滞留時間が長く、この間にＴｉＮは固溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その効果が発揮できない。
【００１４】
特開昭６１−２５３３４４号公報に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮ上にＢＮを形成し、これからフェライトを生成させることによりＨＡＺ組織を微細化するものであり、超大入熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしながら、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは困難であり、しかもＴｉＮは固溶してフェライト生成核としての作用を発揮できず、粒内フェライト変態だけでは超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上には限度がある。
【００１５】
本発明は高層建築物のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、造船・橋梁で適用されるエレクトロガス溶接などの入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性に優れた溶接用高張力鋼を提供することにある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、Ｔｉ−Ｍｇ−Ａｌを主体とする低融点酸化物を鋼中に含有し、超大入熱溶接ＨＡＺにおいて粒内フェライト変態を促進し、さらに、微細な酸化物を核としてＴｉＮが生成した酸化物−ＴｉＮ複合粒子のピン止めによるオーステナイト粒（γ粒）の粗大化を抑制することより、特に超大入熱溶接のＨＡＺ靭性の向上を図るものである。
【００１７】
本発明の要旨は次のとおりである。
【００１８】
（１）  重量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
Ｓ≦０．０２、
０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、
０．０００２≦Ａｌ≦０．０１、
０．０００５≦Ｏ≦０．００８、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００２≦Ｎ≦０．００８、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ、  酸化物を構成する元素Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌ（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
（Ｔｉ＋Ｍｇ＋Ａｌ）≧８０％、
Ｔｉ≧２０％、
Ｍｇ≧３０％、
Ａｌ≦４０％、
を満足し、粒子径が０．２〜５．０μｍの酸化物（Ａ）を含有する鋼であることを特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【００１９】
（２）  前記酸化物（Ａ）を１平方ｍｍあたり１０〜５００個含有する鋼であることを特徴とする前記（１）記載の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２０】
（３）  酸化物を構成する元素Ａｌ、Ｍｇ（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
（Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、
Ｍｇ≧３０％
を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物（Ｂ）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子を含有する鋼であることを特徴とする前記（１）又は前記（２）に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２１】
（４）  酸化物を構成する元素Ａｌ、Ｍｇ（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
（Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、
Ｍｇ：３０〜４０％
を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物（Ｂ１）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ１）−ＴｉＮ複合粒子を含有する鋼であることを特徴とする前記（１）又は前記（２）に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２２】
（５）  酸化物を構成する元素（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
Ｍｇ：９５％以上
を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物（Ｂ２）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ２）−ＴｉＮ複合粒子を含有する鋼であることを特徴とする前記（１）又は前記（２）に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２３】
（６）  前記酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子を１平方ｍｍあたり１．０×１０４〜１．０×１０７個含有する鋼であることを特徴とする前記（３）ないし（５）のいずれか１つに記載の超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２４】
（７）  更に母材強度上昇元素群として、重量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）ないし（６）のいずれか１つに記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２５】
（８）  更に硫化物形態制御元素群として、重量％で、
０．０００５≦Ｃａ≦０．００３、
０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００３、
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）ないし（７）のいずれか1つに記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼
【００２６】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靱性の関係に関する詳細な調査・研究を実施した結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御または靱性向上法を超大入熱溶接にそのまま適用しても、ＨＡＺ靱性向上は限られたものであり、粒内フェライト変態核として効果のある酸化物を従来鋼以上に微細に分散させ、さらに、粒内フェライト変態だけによるＨＡＺ組織の微細化には限度があるので、１３５０℃以上で長時間晒されてもオーステナイト粒（γ粒）の粗大化を抑制することにより、粒内フェライト変態との相乗効果により超大入熱溶接ＨＡＺの靭性がさらに向上できると考えた。
【００２７】
特開昭６０−２４５７６８号公報において開示されている技術はＴｉ酸化物を鋼中に分散し、この酸化物を核として粒内フェライト変態をおこさせるものである。Ｔｉは弱脱酸元素であり、特開平５−２４７５６１号公報にも開示されているとおり、Ｔｉ酸化物（Ｔｉ2Ｏ3を主体とする）は凝固中に晶出する低融点酸化物である。従って、粒内フェライト変態核としての作用は有するものの、酸化物の個数は凝固速度に依存するため、超大入熱溶接に適用できる程度に酸化物個数を確保することが困難である。一方、特開昭６１−２５３３４４号公報に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化物・硫化物からの粒内フェライト変態を目的としたものであるが、ＲＥＭ・Ｃａの酸化物は晶出温度・融点が高く、この場合にも酸化物を微細に分散させることは困難である。
【００２８】
一般に、粒内フェライト変態核として特に効果を発揮する酸化物の粒径は０．５μｍ以上である。これ以下のサイズの粒子は溶鋼中に保持されても凝集・合体、浮上の程度は少ないが、０．５μｍ以上の比較的大きい粒子では溶鋼中に長時間保持されると凝集・合体、浮上がしやすい。従って、０．５μｍ以上の酸化物を微細分散させるためには比較的低温で溶鋼中に晶出し、晶出から凝固までの保持時間が短いほうが好ましいと本発明者らは考えた。加えて、低温で晶出する酸化物は融点も低く、溶鋼との濡れ性がよい傾向にあるので、凝集・合体、浮上がおこりにくいので、さらに有利となる。ただし、上記のとおり、晶出温度が低すぎるとかえって微細分散が困難となる。
【００２９】
一方、酸化物の粒内フェライト変態能は酸化物種類により大きく異なることは公知の事実であるが、本発明者らは酸化物と鋼の濡れ性が粒内フェライト変態能に深く関与しているものと考えた。すなわち、高温で晶出する高融点の酸化物は一般に鋼との濡れ性が悪く、粒内フェライト変態能に劣る。その代表的なのもはアルミナ（Ａｌ2Ｏ3）である。一方、晶出温度が低い低融点酸化物、例えば、Ｔｉ2Ｏ3（若干のＭｎとＡｌを含有する場合が多い）では鋼との濡れ性が高く、粒内フェライト変態能は高い。粒内フェライト変態能の観点からは酸化物の融点は低い方が好ましい。
【００３０】
以上の観点から、０．５μｍ程度以上の酸化物において、粒内フェライト変態能確保と微細分散を両立させるためには、酸化物に適度な融点を持たせることが必要であるとの結論に至った。具体的には、酸化物の好ましい融点は鋼の凝固温度よりも高い範囲で、できるだけ低い温度であり、１５５０〜１７００℃が適していると本発明者らは考えている。
【００３１】
このような特性を有する酸化物について鋭意研究した結果、Ｔｉ−Ｍｇ−Ａｌの三元系酸化物において、酸化物中のＴｉ、Ｍｇ、Ａｌの原子比率の特定範囲において上記の特性を満足するものが存在することを発見した。
【００３２】
実験室真空溶解炉により、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌ添加量を変化させた１００ｋｇの溶解鋼を製造し、酸化物組成と粒内フェライト変態能の関係を調査した。ここで、鋼板の平均組成はＣ：０．１％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００３％とし、脱酸前の溶鋼Ｏ濃度を５０〜６０ｐｐｍとした状態で、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌの１種または２種以上を添加した後、溶鋼を３０分保持した後に鋳造し、鋼塊を製造した。この鋼塊を熱間圧延により２０ｍｍの鋼板にした後、断面が１０ｍｍ角のサンプルを加工し、高周波熱サイクル装置により超大入熱溶接ＨＡＺ再現熱サイクルを賦与した。１４００℃における保持時間を４０秒、８００℃〜５００℃の冷却時間を７９２秒とした。サンプル断面を研磨腐食し、Ｘ線検出装置（ＥＤＸ）付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により０．５μｍ〜５μｍの酸化物について組成分析を行い、同時に個々の酸化物からの粒内フェライト変態の有無を観察した。
【００３３】
結果を図１に示す。Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌ以外の元素としてＭｎ、Ｓ、などが検出されたが、これらは総計でも１０％（原子％）以下であったため、（Ｔｉ＋Ｍｇ＋Ａｌ）を１００％として図にプロットした。図から明らかなとおり、特定のＴｉ、Ｍｇ、Ａｌの組成の領域で粒内フェライト変態が生じることが明らかである。Ｅ．Ｍ．Ｌｅｖｉｎ他著、Ｐｈａｓｅ  Ｄｉａｇｒａｍｓ  ｆｏｒ  Ｃｅｒａｍｉｓｔｓ，Ａｍｅｒｉｃａｎ  Ｃｅｒａｍｉｃｓ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  （１９６４）、Ｆｉｇ．７１３に、ＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2三元系状態図が記載されている。これによると、酸化物の融点が１６００℃程度の低温となる領域が存在し、その領域は図１において粒内フェライト変態能を有する酸化物の組成の範囲とほぼ一致し、上記の仮説が正しいことがわかる。なお、今回の実験ではＴｉ単独脱酸を行ったものはなく、図１において、Ｔｉの頂点に近い組成の酸化物は得られなかった。これまでのＴｉ脱酸鋼の知見によれば、Ｔｉ2Ｏ3（若干のＭｎとＡｌを含有する場合が多い）から粒内フェライトが生成することは明らかである。しかしながら、上記のとおり、超大入熱溶接に適用できる程度に酸化物個数を確保することが困難であり、本発明の範囲外である。
【００３４】
上記の実験結果より、酸化物の組成を図１の領域（Ａ）に対応させて下記のように限定した。ここで、酸化物を形成する元素のうち、Ｏを除く酸化物構成元素を原子％で１００％とする。
Ｔｉ≧２０％、
Ｍｇ≧３０％、
Ａｌ≦４０％。
【００３５】
上式を同時に満足する領域の組成を有する酸化物からは粒内フェライト変態を顕著に生成させることができる。なお、酸化物中には不可避的にＭｎ、Ｃａ、Ｓ、ＲＥＭなどが含有されることがあるが、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌ以外の元素の総量が２０％未満であれば、上記の効果は維持される。従って、
（Ｔｉ＋Ｍｇ＋Ａｌ）≧８０％
とした。
【００３６】
酸化物からの粒内フェライト変態は上記の組成以外にも酸化物粒径にも依存する。粒子径が０．２μｍ未満では上記組成の酸化物といえども粒内フェライトを生成させることは困難となる。従って、粒子径の下限を０．２μｍとした。ただし、好ましくは０．５μｍ以上である。逆に、粒子径が５．０μｍ超となると、これが脆性破壊の起点となりやすく、粒内フェライトが生成しても靭性をむしろ低下させる場合がある。従って、粒子径上限を５．０μｍとした。ただし、靭性のばらつきを少なくするためには、３．０μｍ以下とすることが望ましい。
【００３７】
上記のとおり限定した酸化物（以後、酸化物（Ａ）とする）は融点が低く、粒内フェライト変態能が高い上に、鋼中に容易に微細分散する。酸化物からの粒内フェライト変態能は酸化物の融点に最も強く影響を受けるものであり、酸化物の結晶構造などには大きく依存しないと本発明者らは考えている。従って、酸化物の結晶構造については特に限定を設けない。
【００３８】
酸化物（Ａ）の表面上にはＭｎＳ、ＣｕＳなどの硫化物、あるいはＴｉＮなどが析出してもよい。この場合には粒内フェライト生成はさらに促進されるので好ましい。ただし、ＭｎＳなどの析出物が完全に酸化物（Ａ）を包含してしまうと鋼マトリックスと酸化物（Ａ）との反応ができにくくなるので、酸化物（Ａ）からのフェライト変態はむしろ阻害されるので好ましくない。
【００３９】
上記の酸化物（Ａ）を鋼板の１平方ｍｍあたり少なくとも１０個存在することが望ましい。これより少ないとＨＡＺにおける粒内フェライト組織分率が低く、靭性向上効果は少なくなる。逆に、５００個を超えると、延性を低下させるので好ましくない。従って、好ましい酸化物（Ａ）の個数は１平方ｍｍあたり１０〜５００個である。
【００４０】
ここで、酸化物（Ａ）の個数測定のためには、元素の二次元分布測定が可能な分析装置（例えばＣＭＡ、ＥＰＭＡ）により鋼板研磨面１平方ｍｍの分析を行い、酸化物を特定すればよい。次に、個々の酸化物の構成元素の原子％を求め、上記酸化物（Ａ）の組成範囲にある酸化物の個数をカウントする。さらに精密には、ＣＭＡあるいはＥＰＭＡで特定した個々の酸化物について、ＥＤＸ付きのＳＥＭにより酸化物の組成を分析してもよい。酸化物は溶接の熱履歴によってもほとんど変化しないので、測定用サンプルは母材あるいは溶接ＨＡＺのいずれから採取しても構わない。
【００４１】
本発明は上記の酸化物（Ａ）を核とする粒内フェライト変態生成により、特に超大入熱溶接ＨＡＺのミクロ組織を微細化してＨＡＺ靭性の向上を図るものであるが、以下に示すように、γ粒の微細化によりさらにＨＡＺ靭性を向上させることができる。
【００４２】
γ粒の微細化には窒化物が有効とされているが、窒化物の中でも最も熱的に安定であるとされるＴｉＮでも１３５０℃以上に長時間加熱されると、ほとんどが溶解し、ピン止め効果を失うために、超大入熱溶接への適用には限度がある。従って、高温で安定である酸化物粒子の利用が必須となる。しかしながら、従来技術のＲＥＭあるいはＣａ酸化物（酸・硫化物も含む）では、超大入熱溶接ＨＡＺのγ粒粗大化抑制に十分な程度にこれら酸化物を鋼中に微細分散させることは極めて困難である。
【００４３】
本発明者らは各種の酸化物について比較検討した結果、ＭｇとＡｌを主体とする酸化物または複合酸化物は溶鋼中で脱酸反応により生成した後、微細なままで存在し、凝固後の鋼中にも微細なままで残留することができることを発見した。このような特徴を有する酸化物の組成（Ｏを除いて計算する）は原子％で、
（Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、
Ｍｇ≧３０％
の範囲にある。ＡｌとＭｇがこの条件式を満足すればこれら元素以外に、Ｃａ、Ｍｎ、ＲＥＭ等が不可避的に、もしくは意図的に含有せしめてもよい。この領域内で生成する酸化物（以後、酸化物（Ｂ）とする）のうち、代表的なものはＭｇＯおよびＭｇＡｌ2Ｏ4（以後、スピネルと呼ぶ）である。酸化物の組成が領域（Ｂ）の範囲であれば微細分散が可能であるが、ＭｇＯおよびスピネルではＴｉＮを容易に析出して複合粒子を形成するためにＨＡＺのγ粒粗大化抑制に特に顕著な作用を有する。すなわち、これらの酸化物の結晶系は両者ともに立方晶であり、格子定数は各々、４．２１、８．０８オングストロームである。一方、ＴｉＮの結晶系も立方晶であり、格子定数は４．２４オングストロームである。従って、ＴｉＮに対する格子ミスフィットは各々０．７％、５％（ただし、スピネルの場合はＴｉＮの格子定数の２倍と比較した）であり、両者ともにＴｉＮと極めて整合性が高い。従って、ＴｉとＮが固溶している鋼中にこれら酸化物が存在していれば、凝固後の冷却過程あるいは鋼板の熱処理過程において容易にＴｉＮがこれら酸化物上に析出できる。これら酸化物とＴｉＮの複合粒子が鋼中に存在していれば、特に超大入熱溶接ＨＡＺにおいて１３５０℃以上での滞留時間が長く（例えば、１０秒以上、１００秒超でも）てもこれら複合粒子によるピン止め作用によりγ粒粗大化を効果的に抑制することができる。なお、酸化物を構成する元素（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
（Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、
Ｍｇ：３０〜４０％
を満足していれば、この酸化物（Ｂ１とする）は実質的にスピネルと同じ効果を発揮する。
【００４４】
同様に、酸化物を構成する元素（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
Ｍｇ：９５％以上
を満足していれば、この酸化物（Ｂ２とする）は実質的にＭｇＯと同じ効果を発揮する。
【００４５】
さらには、上記酸化物（Ｂ）の範囲であれば、いわゆる不均質核生成の機構によりＭｇＯあるいはスピネルでなくてもＴｉＮを析出させることは可能である。
【００４６】
図２に、酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子の形態を模式的に示す。酸化物（Ｂ）の粒子径は、図中に示すように、酸化物（Ｂ）２の直径であり、酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子３の大きさは複合粒子の長辺の長さ、例えば図中のｄ１またはｄ２の値である。複合粒子としてのサイズが酸化物（Ｂ）だけの場合よりも大きくなるので、粒子１個あたりのピン止め力は強力となり、その結果として超大入熱溶接ＨＡＺのγ粒径を小さくすることができる。なお、ＴｉＮ単体では１３５０℃以上に長時間滞留すると大部分のＴｉＮは溶解してしまうが、特にＭｇＯあるいはスピネル上に析出したＴｉＮは単体のＴｉＮに比べて安定であり、溶解し難い。その理由の詳細は不明であるが、これら酸化物とＴｉＮの格子定数が極めて近く、これら酸化物がＴｉＮを安定化しているものと本発明者らは考えている。なお、１３５０℃以上で極めて長時間保持されれば、これら酸化物（Ｂ）に析出したＴｉＮといえども多くが固溶してしまうが、核として存在する酸化物（Ｂ）自体は固溶することなく安定である。従って、極めて厳しい熱履歴条件では酸化物（Ｂ）が粒界移動を抑制する作用を発揮するために、ＨＡＺのγ粒成長抑制を維持できると考えている。
【００４７】
本発明では、酸化物（Ｂ）の粒子径を０．００５〜０．１μｍに限定した。０．００５μｍ未満ではＴｉＮの析出がし難くなる上にＨＡＺの熱履歴でＴｉＮが固溶した場合の粒成長抑制効果が少なくなる。逆に０．１μｍ超では粒子数を確保することが困難となる。また、酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子のサイズを０．０５〜２．０μｍの範囲とした。０．０５μｍ未満ではγ粒成長抑制効果が少なくなる。また、２．０μｍ超ではこれが破壊起点となって靭性のばらつきを大きくする可能性が高くなる。酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子の好ましいサイズは０．５μｍ以下である。
【００４８】
前記の酸化物（Ｂ）及び酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子は、鋼板でも溶接後のＨＡＺでもその形態はほぼ同じであると考えられるので、ＨＡＺでなく母材部または溶接前の母鋼板で検出されれば本発明の効果は発揮される。酸化物（Ｂ）及び酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子は鋼板（溶接前または溶接後）から、抽出レプリカを作成し、ＥＤＸ付きの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で求めることができる。
【００４９】
本発明の酸化物（Ｂ）は極めて微細であるので、前記のＴＥＭの倍率は２万〜２０万倍で求めることが望ましい。また、酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子は、前記ＴＥＭの倍率として１万〜５万倍で複数視野を観察すればよい。レプリカによっては前記複合粒子がうまく抽出されない視野も存在するので、抽出された視野にて１０視野程度観察し、そのＴＥＭ写真から複合粒子サイズを求めればよい。また、複合粒子の分布個数としては必ずしも限定される物ではないが、前記の１０視野程度観察した視野中にて１．０×１０4〜１．０×１０7個／ｍｍ2存在することが望ましい。１．０×１０4個／ｍｍ2未満ではγ粒成長抑制効果にばらつきを生じる場合がありうるのであまり好ましくない。１．０×１０7個／ｍｍ2超では、鋼の清浄度が低下するとともに、母鋼材の靭性や延性を低下させる場合もありうるのであまり好ましくない。
【００５０】
前記のＴＥＭ（倍率２万〜２０万倍）で撮影した抽出レプリカ写真で、その写真の酸化物（Ｂ）の面積の円相当直径として粒子径を求めることもできる。酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子の大きさは前記のＴＥＭ（倍率１万〜５万倍）で撮影した抽出レプリカ写真で、その写真の酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子でｄ１またはｄ２を求めればよい。
【００５１】
本発明は、微細な酸化物（Ｂ）を核としてその核からＴｉＮが析出した特定サイズの複合粒子が超大入熱溶接熱履歴においてもγ粒のピン止め作用を有することを本発明者らが新たに見出して成し遂げたものである。ＴｉＮは酸化物（Ｂ）を核として析出すればよいので、必ずしもＴｉＮは酸化物（Ｂ）を完全に覆う必要はない。図２の酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子の形態に示すように、抽出レプリカのＴＥＭ写真においても酸化物（Ｂ）の界面で部分的にＴｉＮが存在してもよい。
【００５２】
上記のようなサイズおよび個数の粒子を鋼中に分散させるためにはＭｇ、Ａｌ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎ含有量を下記のとおり限定することが望ましい。
【００５３】
Ｍｇは酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）の生成に必須な元素である。０．０００２％未満では必要な酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）を得ることはできない。０．００５％超では粗大なＭｇ含有酸化物が生成して靭性・延性を低下させる場合がありうる。従ってＭｇの範囲を０．０００２〜０．００５％とした。しかし、粗大なＭｇ含有酸化物を抑制し、酸化物を微細でほぼ均一に分散するためには０．００１５〜０．００４％とすることが望ましい。
【００５４】
ＡｌはＴｉ、Ｍｇよりも脱酸力が強い元素であり、０．０１％超含有するとアルミナ主体の酸化物が増加し、酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）の生成が抑制される。従って、Ａｌ含有量の上限を０．０１％とした。工業的にＡｌを非常に低く抑えることは困難であるので、下限を０．０００２％とした。なお、酸化物（Ａ）の中でも特に酸化物の融点を低下させるためにはＴｉとＭｇの２元系の酸化物よりもＴｉ、Ｍｇ、Ａｌの３元系酸化物のほうが好ましい。このためにはＡｌを０．０００５〜０．００５％含有することが望ましい。
【００５５】
Ｏは酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）の生成に必須の元素である。０．０００５％未満では必要な粒子数を得ることはできない。０．００８％超では粗大酸化物が生成して靭性・延性を低下させる場合がありうる。従ってＯの範囲を０．０００５〜０．００８％とした。しかし、粗大な酸化物を抑制し、微細でほぼ均一に分散するためには０．００１５〜０．００５％とすることが望ましい。
【００５６】
ＴｉはＴｉＮ生成に必須の元素である。０．００５％未満では酸化物（Ｂ）上のＴｉＮ析出量が不十分であり、０．０２５％を超えると粗大なＴｉＮが生成するために靭性を低下させる場合がありうる。従って、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％とした。しかし、粗大なＴｉＮを抑制し、ＴｉＮを微細でほぼ均一に分散するためには０．０１５％以下とすることが望ましい。
【００５７】
ＮもＴｉＮ生成に必要な元素である。０．００２％未満ではＴｉＮ析出が不十分となる。０．００８％超では粗大ＴｉＮを生成して靭性を低下させる場合がありうる。従って、Ｎの範囲を０．００２〜０．００８％とした。しかし、粗大なＴｉＮを抑制し、ＴｉＮを微細でほぼ均一に分散するためには０．００６％以下とすることが望ましい。また、ＴｉＣ析出による靭性低下を抑制するために、Ｔｉ／Ｎ比を３．４以下とすることが望ましい。
【００５８】
また、ＨＡＺ靭性はオーステナイト粒微細化と粒内組織微細化だけでなく、合金元素により大きく変化する。また、母材の強度確保のためにも適正な合金元素を含有させる必要があるので、以下の理由により合金元素の範囲を限定した。
【００５９】
Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので０．０４％を下限値とした。逆にＣを多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、母材・ＨＡＺの靱性を低下させる。０．２％を超えると靱性低下が顕著となるので、これを上限値とした。なお、母材・ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには、０．０４〜０．１５％とすることが望ましい。
【００６０】
Ｓｉは母材強度上昇に有効な元素である。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡＺ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さらに、フェライト地を硬化させるので、ＨＡＺ組織を微細化しても靱性向上は得られない。従って、上限を０．５％とした。なお、ＨＡＺ靭性を向上するためには０．３％以下とすることが望ましい。
【００６１】
Ｍｎは母材の強度上昇に有効な元素である。０．６％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．６％とした。逆に、２．０％超含有すると靱性低下が顕著となる。従って、上限値を２．０％とした。
【００６２】
Ｐは粒界脆化をもたらし、靱性に有害な元素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有すると靱性低下が顕著となるので、０．０２％を上限とする。しかし、母材・ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．０１％以下とすることが望ましい。
【００６３】
Ｓは伸長ＭｎＳを生成し、板厚方向の特性を低下させる。０．０２％超のＳを含有すると板厚方向特性の低下が顕著となるので、上限値を０．０２％とした。しかし、母材・ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．０１％以下とすることが望ましい。また、酸化物（Ａ）からの粒内フェライト変態は、この酸化物上にＭｎＳが析出すると促進される。このような観点からＳを極端に低くすることは好ましくなく、粒内フェライト変態促進のために０．００３％以上とすることが好ましい。
【００６４】
さらに、母材強度上昇に効果のある選択元素の限定範囲を以下の理由で決定した。
【００６５】
Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることにより著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。逆に、１．５％超含有すると母鋼材やＨＡＺの脆化が顕著となるので上限値を１．５％とした。しかし、母鋼材及びＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには過度のＣｕ析出による硬化を防ぐ必要があり、このために１．０％以下とすることが望ましい。
【００６６】
Ｎｉは焼入れ性を上昇させることにより母材強度上昇に効果を有し、さらに、靱性を向上させる。０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．０５％とした。逆に、２．０％超含有すると焼入れ性が高くなりすぎてＨＡＺ硬化組織を生成しやすくなり、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を２．０％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ靭性を向上させるためには１．５％以下とすることが望ましい。
【００６７】
Ｃｒは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成するので、ＨＡＺ組織が微細化してもＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．５％以下とすることが望ましい。
【００６８】
Ｍｏは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成するため、ＨＡＺ組織が微細化してもＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．５％以下とすることが望ましい。
【００６９】
Ｎｂは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有するとＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の析出が顕著となり、ＨＡＺ組織が微細化してもＨＡＺ靱性低下が著しくなる。従って、上限値を０．０５％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．０２％以下とすることが望ましい。
【００７０】
Ｖは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となり、ＨＡＺ組織が微細化してもＨＡＺ靭性低下が著しくなる。従って、上限値を０．１％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．０４％以下とすることが望ましい。
【００７１】
Ｂは制御冷却および焼入れ熱処理を施す場合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。０．０００４％未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下限値を０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含有すると粗大なＢ窒化物や炭ホウ化物を析出してこれが破壊の起点となるために、ＨＡＺ組織が微細化しても靱性を低下させる。従って、上限値を０．００４％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．００２％以下とすることが望ましい。
【００７２】
Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラテアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭをともに０．０００５％未満では、この効果が得られないので、下限値を０．０００５％とした。逆に、０．００３％超含有すると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物が増加し、酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）の個数が減少する。従って、Ｃａ及びＲＥＭの上限を０．００３％とした。Ｃａ及びＲＥＭ含有量の合計をＭｇ含有量よりも低くすることが望ましい。なお、粗大な酸化物を抑制し、酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）を微細でほぼ均一に分散するためにはＣａとＲＥＭの含有量の合計を０．００１５％以下とすることが望ましい。
【００７３】
本発明による溶接融合線（ＦＬ）付近および熱影響部（ＨＡＺ）における、粒内フェライト変態促進とγ粒成長抑制による靭性改善は、超大入熱溶接ばかりでなく大入熱溶接（例えば１００〜２００未満ｋＪ／ｃｍ程度）でも有効である。
【００７４】
鋼の溶製方法は、例えば、溶鋼の温度を１６５０℃以下とし、溶鋼Ｏ濃度を０．０１０％以下とした状態で、まず、適量のＴｉあるいはＴｉ含有合金を添加して脱酸を行い、引き続き、適量のＭｇあるいはＭｇ含有合金を添加して脱酸を行う。さらに、必要に応じて適量のＡｌを添加する。酸化物（Ａ）は脱酸後から凝固直前の間に微細に晶出し、これが鋼塊に残留する。凝固中あるいは凝固直後に酸化物（Ａ）上にＭｎＳ、ＴｉＮなどが析出する場合がある。酸化物（Ｂ）は酸化物（Ａ）に比べて高融点の酸化物であり、脱酸とほぼ同時に溶鋼中に微細に晶出する。これが鋼塊に残留し、凝固後の冷却過程において図３に示すように酸化物（Ｂ）を核としてＴｉＮが析出して、酸化物（Ｂ）とＴｉＮからなる複合粒子を鋼中に生成する。なお、耐火物などから不可避的にＡｌが鋼中に混入することがあるが、酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）の微細化を目的としてＡｌを含有させるためには、上記の順序で脱酸を行うことが重要であり、不可避的にＡｌが混入するだけではこれら酸化物を微細に分散させることは困難である。
【００７５】
鋼の製造方法は、上記の酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子が所定量存在すればよいので、鋳造後の加熱、圧延、熱処理条件は母鋼材に必要とされる機械的性質に応じて適宜選定すればよい。さらに、本発明の鋼は厚板、鋼管、型鋼、棒鋼、条鋼、薄板（熱延鋼板、冷延鋼板）、表面処理鋼板などの用途に応じて適用可能である。
【００７６】
【実施例】
以下に、本発明の実施例を示す。転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０ｍｍのスラブを製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡＺ靱性は炭素当量にも大きく依存するので、本発明の効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分でＡｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｏ、Ｃａ、ＲＥＭのみを変えた鋼を溶製して比較した。
【００７７】
【表１】
0003749616.tif 000002
表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械的性質を示す。表に示すとおり、圧延まま、制御圧延・制御冷却法、直接焼入れ焼き戻し法、直接焼入れ・二相域焼入れ・焼き戻し法、及び、焼入れ・焼戻し法により鋼板を製造した。板厚は４０〜８０ｍｍとした。
【００７８】
【表２】
0003749616.tif 000003
図３に示すエレクトロスラグ溶接とエレクトロガス溶接により溶接試験体を作成した。エレクトロスラグ溶接（ａ）の電流は３８０Ａ、電圧は４６Ｖ、速度は１．１４ｃｍ／分とした。入熱は９２０ｋＪ／ｃｍである。同図に示すように、溶接融合線（ＦＬ）およびＦＬから３ｍｍの位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー衝撃試験片４を採取した。衝撃試験は０℃で行い、３本繰り返しの平均値で靱性を評価した。また、板厚を３５ｍｍにそろえて、入熱が２００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接（ｂ）も実施した。電流は６１０Ａ、電圧は３５Ｖ、速度は４．１ｃｍ／分とした。エレクトロスラグ溶接と同じノッチ位置となるようにシャルピー衝撃試験片を採取した。また、エレクトロスラグ溶接ＦＬ直近のＨＡＺのミクロ組織観察を実施し、粒内フェライト面積率とγ粒径を測定した。粒内フェライト面積率は１００倍の光学顕微鏡組織写真からポイントカウント法により測定した。γ粒径測定には、γ粒界を現出する腐食を行ったサンプルを５０〜１００倍で観察し、切断法により測定した。さらに、母材について、酸化物（Ａ）と酸化物（Ｂ）の組成と個数を上記の方法で測定した。結果を表３と表４に示す。
【００７９】
【表３】
0003749616.tif 000004
【００８０】
【表４】
0003749616.tif 000005
表３と表４から明らかなとおり、本発明鋼では酸化物（Ａ）が多数存在することによりＨＡＺの粒内フェライト分率が高く、酸化物（Ｂ）が微細分散することによりγ粒粗大化が抑制されるために、大入熱、超大入熱溶接ＨＡＺの靭性が高い。発明鋼１４は酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子が少なく、γ粒粗大化抑制効果は少ないが、酸化物（Ａ）により粒内フェライト変態が顕著に生成するので、ＨＡＺ靭性は高い。これに対して、比較鋼のＨＡＺ靭性向上には限度がある。この中で、比較鋼６及び７では低融点酸化物の生成が少なく、粒内フェライト分率が低いために、靭性向上に限度がある。比較鋼９及び１９はＴｉ単独脱酸鋼であり、粒内フェライト分率は高いが、γ粒が粗大化するために、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性向上に限度がある。
【００８１】
【発明の効果】
以上説明したとおり、本発明鋼では粒内フェライト変態核として有効な低融点酸化物を微細分散し、さらに、γ粒成長抑制に効果を発揮する酸化物とＴｉＮの微細複合粒子により、特に超大入熱溶接ＨＡＺの靭性を向上させることができる。本発明を超大入熱溶接が適用される構造物に適用することにより、極めて信頼性の高い溶接構造物を製造することが可能である。従って、本発明は工業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】０．５〜５．０μｍの酸化物の組成と粒内フェライト変態能の関係を示した図である。
【図２】酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子を模式的に示した図である。
【図３】エレクトロスラグ溶接とエレクトロガス溶接の条件を示す図である。
【符号の説明】
１  ＴｉＮ
２  酸化物（Ｂ）
３  酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子
４  試験片
【図１】
0003749616.tif 000006
【図２】
0003749616.tif 000007
【図３】
0003749616.tif 000008