大入熱溶接用鋼材
【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：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０４〜０．０８％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％、Ｏ：０．００３０〜０．０１２０％、必要に応じてＢ、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。
【解決手段】鋼成分組成がｍａｓｓ％でＣ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０４〜０．０８％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０４％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％、Ｏ：０．００３０〜０．０１２０％、必要に応じてＢ、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。
【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、エレクトロガスアーク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るようになってきた。例えば、大型コンテナ船の場合、ハッチコーミング部分は降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ２級高強度鋼鈑で板厚が５０ｍｍ以上となり、立向きエレクトロガスアーク溶接で３００〜５００ｋＪ／ｃｍ以上で１パス溶接される。
【０００４】
このような大入熱溶接でも溶接熱影響部（熱影響部、ＨＡＺということもある）の靱性（ＨＡＺ靭性ということもある）を確保するため、これまでにも多くの対策が提案されてきた。
【０００５】
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、Ｔｉの酸化物を分散させて、オーステナイト粒の粗大化を抑制することも提案されている（例えば、特許文献１〜３）。
【０００６】
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。
【０００７】
また、Ｔｉ酸化物を利用する技術では、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】
【０００８】
【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】
【０００９】
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】
【００１０】
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での靭性を向上させるべく鋭意検討を行い、その結果、１．ＨＡＺ靭性を向上させる旧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によるオーステナイト粒のピニングの併用が効果的であり、２．その効果を十分に発揮するためにはＴｉ酸化物および／または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Ｐ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：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０４ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００３０〜０．０１２０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００ｍａｓｓ％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、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．１０ｍａｓｓ％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または２記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の効果】
【００１１】
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】
【００１２】
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部で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。
【００１３】
Ｓｉ：０．５０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、０．５０ｍａｓｓ％を超えると、母材靱性と大入熱溶接熱影響部の靱性を劣化させるため、０．５０ｍａｓｓ％以下とする。Ｓｉは脱酸作用があり、鋼材の強度を向上させるため、０．０２ｍａｓｓ％以上を含有させることが好ましい。
【００１４】
Ｍｎ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％
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１．０ｍａｓｓ％以上含有させる。しかし、２．５ｍａｓｓ％を超えると溶接部の靱性を劣化させるようになるため、１．０〜２．５ｍａｓｓ％とする。
【００１５】
Ｐ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％以下
Ｐは本発明において重要な元素で、溶接ボンド部近傍のオーステナイト粒の成長を抑制する１μｍ以下のＴｉ酸化物および／または当該Ｔｉ酸化物を含有した介在物（窒化物、硫化物）の個数密度を確保するため、鋼中の含有量を０．０４ｍａｓｓ％以上とする。一方、Ｐを０．０８ｍａｓｓ％を超えて含有すると鋼材の靱性が劣化するため、０．０８ｍａｓｓ％以下とする。
【００１６】
本発明者等はＴｉ脱酸系成分組成を基本成分系とし、鋼中Ｐ含有量を変化させた供試鋼を用いて溶鋼中のＰ濃度と凝固時に生成する微細な酸化物個数の関係を調査した。その結果、溶鋼中のＰ濃度を増加させると、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当該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。その理由は以下のように推測される。
【００１７】
Ａｌ濃度が低くＴｉ脱酸になるような条件においては、凝固前における溶鋼中の溶存酸素が高い状態にある。その場合、凝固時において樹枝状晶のミクロ偏析部においてＴｉ酸化物を主体とした酸化物が生成するが、ミクロ偏析部では凝固時の平衡分配係数が小さいＣ、Ｐ、Ｓの濃度が上昇する。
【００１８】
ミクロ偏析部のＰ濃度は鋼のＰ濃度に対して、凝固速度、冷却速度の影響を受けて変化するものの、約５倍〜２０倍に増加するので、ミクロ偏析部における液相の表面張力が低下し、ミクロ偏析部の液相部においてＴｉ酸化物を主体とした酸化物は微細に析出するようになる。
【００１９】
鋼中のＳ濃度を増加させても、Ｐと同様にミクロ偏析部の濃度が増加し、ミクロ偏析部の液相の表面張力を低下させるが、Ｓ濃度が増加した場合、ミクロ偏析部でＭｎＳなど硫化物が生成するため表面張力が低下しにくくなるので、鋼中のＰ濃度を増加させることがミクロ偏析部の液相の表面張力を低下し、生成する介在物径を微細にすることに対して最も有効に働く。
【００２０】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％
Ｓは、ＭｎＳあるいはＣａＳを生成するために０．０００５ｍａｓｓ％以上を必要とするが、一方、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。
【００２１】
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。
【００２２】
Ｎｂ：０．００３〜０．０４ｍａｓｓ％以下
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、０．０4ｍａｓｓ％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。
【００２３】
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。
【００２４】
Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、母材の強度向上に必要な元素であるが、１．０ｍａｓｓ％を超えると、溶接性を劣化させて溶接法の選択に制約が生じることがあるため、１．０ｍａｓｓ％、より好ましくは０．５ｍａｓｓ％以下とする。母材強度を向上させるためには少なくとも０．０２ｍａｓｓ％含有させることが好ましい。
【００２５】
Ｏ：０．００３０〜０．０１２０ｍａｓｓ％
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０．００３０ｍａｓｓ％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、０．００３０〜０．０１２０ｍａｓｓ％とする。
【００２６】
Ｎ：０．００２０〜０．０１００ｍａｓｓ％
Ｎは、ＴｉＮに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％を超えると、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。
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Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ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。
【００２７】
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ある。このような効果を得るには０．０００３ｍａｓｓ％以上必要であるが、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると焼入れ性が増して靱性が劣化するので、添加する場合は、０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％とする。
【００２８】
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１．０ｍａｓｓ％とする。
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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、優れた靭性が得られないため、１５０μｍ以下とする。
【００３９】
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。
【００４０】
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。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。
【００４１】
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。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。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】
【００４２】
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。その後にＮｂ、Ｂなど添加した後に、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍを添加した。
【００４３】
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の水冷鋳型に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。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。
【００４４】
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（個／ｍｍ２）を求めた。
【００４５】
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。ｖＴｒｓ（℃）が−５０℃以下を本発明範囲内とする。
【００４６】
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の１００倍で撮影したそれぞれの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、５箇所についての平均値を旧オーステナイト粒径とした。
【００４７】
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）、再現溶接熱影響部の靱性（表中、ｖＴｒｓ（℃））を示す。
【００４８】
表１から、発明例（Ｎｏ．１〜１２）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（℃）がー５５℃以下と良好な再現溶接熱影響部靱性が得られた。これに対し、比較例（Ｎｏ．１３〜２６）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（℃）がー３０℃以上と再現溶接熱影響部の靱性が劣っている。
【００４９】
【表１】
【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、エレクトロガスアーク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るようになってきた。例えば、大型コンテナ船の場合、ハッチコーミング部分は降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ２級高強度鋼鈑で板厚が５０ｍｍ以上となり、立向きエレクトロガスアーク溶接で３００〜５００ｋＪ／ｃｍ以上で１パス溶接される。
【０００４】
このような大入熱溶接でも溶接熱影響部（熱影響部、ＨＡＺということもある）の靱性（ＨＡＺ靭性ということもある）を確保するため、これまでにも多くの対策が提案されてきた。
【０００５】
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、Ｔｉの酸化物を分散させて、オーステナイト粒の粗大化を抑制することも提案されている（例えば、特許文献１〜３）。
【０００６】
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。
【０００７】
また、Ｔｉ酸化物を利用する技術では、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】
【０００８】
【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】
【０００９】
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】
【００１０】
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での靭性を向上させるべく鋭意検討を行い、その結果、１．ＨＡＺ靭性を向上させる旧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によるオーステナイト粒のピニングの併用が効果的であり、２．その効果を十分に発揮するためにはＴｉ酸化物および／または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Ｐ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：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０４ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００３０〜０．０１２０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００ｍａｓｓ％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、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．１０ｍａｓｓ％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または２記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の効果】
【００１１】
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】
【００１２】
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部で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。
【００１３】
Ｓｉ：０．５０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、０．５０ｍａｓｓ％を超えると、母材靱性と大入熱溶接熱影響部の靱性を劣化させるため、０．５０ｍａｓｓ％以下とする。Ｓｉは脱酸作用があり、鋼材の強度を向上させるため、０．０２ｍａｓｓ％以上を含有させることが好ましい。
【００１４】
Ｍｎ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％
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１．０ｍａｓｓ％以上含有させる。しかし、２．５ｍａｓｓ％を超えると溶接部の靱性を劣化させるようになるため、１．０〜２．５ｍａｓｓ％とする。
【００１５】
Ｐ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％以下
Ｐは本発明において重要な元素で、溶接ボンド部近傍のオーステナイト粒の成長を抑制する１μｍ以下のＴｉ酸化物および／または当該Ｔｉ酸化物を含有した介在物（窒化物、硫化物）の個数密度を確保するため、鋼中の含有量を０．０４ｍａｓｓ％以上とする。一方、Ｐを０．０８ｍａｓｓ％を超えて含有すると鋼材の靱性が劣化するため、０．０８ｍａｓｓ％以下とする。
【００１６】
本発明者等はＴｉ脱酸系成分組成を基本成分系とし、鋼中Ｐ含有量を変化させた供試鋼を用いて溶鋼中のＰ濃度と凝固時に生成する微細な酸化物個数の関係を調査した。その結果、溶鋼中のＰ濃度を増加させると、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当該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。その理由は以下のように推測される。
【００１７】
Ａｌ濃度が低くＴｉ脱酸になるような条件においては、凝固前における溶鋼中の溶存酸素が高い状態にある。その場合、凝固時において樹枝状晶のミクロ偏析部においてＴｉ酸化物を主体とした酸化物が生成するが、ミクロ偏析部では凝固時の平衡分配係数が小さいＣ、Ｐ、Ｓの濃度が上昇する。
【００１８】
ミクロ偏析部のＰ濃度は鋼のＰ濃度に対して、凝固速度、冷却速度の影響を受けて変化するものの、約５倍〜２０倍に増加するので、ミクロ偏析部における液相の表面張力が低下し、ミクロ偏析部の液相部においてＴｉ酸化物を主体とした酸化物は微細に析出するようになる。
【００１９】
鋼中のＳ濃度を増加させても、Ｐと同様にミクロ偏析部の濃度が増加し、ミクロ偏析部の液相の表面張力を低下させるが、Ｓ濃度が増加した場合、ミクロ偏析部でＭｎＳなど硫化物が生成するため表面張力が低下しにくくなるので、鋼中のＰ濃度を増加させることがミクロ偏析部の液相の表面張力を低下し、生成する介在物径を微細にすることに対して最も有効に働く。
【００２０】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％
Ｓは、ＭｎＳあるいはＣａＳを生成するために０．０００５ｍａｓｓ％以上を必要とするが、一方、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。
【００２１】
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。
【００２２】
Ｎｂ：０．００３〜０．０４ｍａｓｓ％以下
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、０．０4ｍａｓｓ％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。
【００２３】
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。
【００２４】
Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、母材の強度向上に必要な元素であるが、１．０ｍａｓｓ％を超えると、溶接性を劣化させて溶接法の選択に制約が生じることがあるため、１．０ｍａｓｓ％、より好ましくは０．５ｍａｓｓ％以下とする。母材強度を向上させるためには少なくとも０．０２ｍａｓｓ％含有させることが好ましい。
【００２５】
Ｏ：０．００３０〜０．０１２０ｍａｓｓ％
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０．００３０ｍａｓｓ％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、０．００３０〜０．０１２０ｍａｓｓ％とする。
【００２６】
Ｎ：０．００２０〜０．０１００ｍａｓｓ％
Ｎは、ＴｉＮに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％を超えると、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。
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Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ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。
【００２７】
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ある。このような効果を得るには０．０００３ｍａｓｓ％以上必要であるが、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると焼入れ性が増して靱性が劣化するので、添加する場合は、０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％とする。
【００２８】
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１．０ｍａｓｓ％とする。
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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、優れた靭性が得られないため、１５０μｍ以下とする。
【００３９】
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。
【００４０】
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。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。
【００４１】
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。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。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】
【００４２】
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。その後にＮｂ、Ｂなど添加した後に、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍを添加した。
【００４３】
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の水冷鋳型に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。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。
【００４４】
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（個／ｍｍ２）を求めた。
【００４５】
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。ｖＴｒｓ（℃）が−５０℃以下を本発明範囲内とする。
【００４６】
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の１００倍で撮影したそれぞれの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、５箇所についての平均値を旧オーステナイト粒径とした。
【００４７】
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）、再現溶接熱影響部の靱性（表中、ｖＴｒｓ（℃））を示す。
【００４８】
表１から、発明例（Ｎｏ．１〜１２）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（℃）がー５５℃以下と良好な再現溶接熱影響部靱性が得られた。これに対し、比較例（Ｎｏ．１３〜２６）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（℃）がー３０℃以上と再現溶接熱影響部の靱性が劣っている。
【００４９】
【表１】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼成分組成が、Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０４ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００３０〜０．０１２０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００ｍａｓｓ％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。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．１０ｍａｓｓ％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または２記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項１】
鋼成分組成が、Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０４ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００３０〜０．０１２０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００ｍａｓｓ％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。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．１０ｍａｓｓ％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または２記載の大入熱溶接用鋼材。
【公開番号】特開２０１３−３６１０２（Ｐ２０１３−３６１０２Ａ）
【公開日】平成２５年２月２１日（２０１３．２．２１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１７４４４１（Ｐ２０１１−１７４４４１）
【出願日】平成２３年８月１０日（２０１１．８．１０）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年２月２１日（２０１３．２．２１）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年８月１０日（２０１１．８．１０）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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