(57)【要約】【課題】入熱量が６０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行なった場合であってもＨＡＺ靭性に優れた鋼材を提供する。【解決手段】本発明の鋼材は、（ａ）Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを含有する酸化物を含み、（ｂ）前記鋼材に含まれる全介在物のうち、円相当直径で０．１〜２μｍの介在物が観察視野面積１ｍｍ2あたり１２０個以上、円相当直径で３μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ2あたり５．０個以下であり、且つ（ｃ）前記鋼材に含まれる介在物の成分組成が、下記式（１）の関係を満足するものである。（Insol.Ｔｉ−３．４×Insol.Ｎ）／Insol.Ａｌ＝１．０〜８    ・・・（１）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０２〜０．１５％（質量％の意味。以下成分について同じ。）、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：２．５％以下（０％を含まない）、
Ｐ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０５０％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１５％、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１０％、
Ｚｒ：０．００１０〜０．０５０％、
Ｎ  ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｏ  ：０．０００５〜０．０１０％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材であり、
（ａ）前記鋼材は、Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを含有する酸化物を含み、
（ｂ）前記鋼材に含まれる全介在物のうち、
円相当直径で０．１〜２μｍの介在物が観察視野面積１ｍｍ2あたり１２０個以上、
円相当直径で３μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ2あたり５．０個以下であり、且つ
（ｃ）前記鋼材に含まれる介在物の成分組成が、下記式（１）の関係を満足することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
（Insol.Ｔｉ−３．４×Insol.Ｎ）／Insol.Ａｌ＝１．０〜８    ・・・（１）
【請求項２】
前記鋼材が、更に他の元素として、
Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、および
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する請求項１に記載の鋼材。
【請求項３】
前記鋼材が、更に他の元素として、
Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）および／または
Ｖ  ：０．１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の鋼材。
【請求項４】
前記鋼材が、更に他の元素として、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などに使用される鋼材に関するものであり、特に、溶接したときに熱影響を受ける部位（以下、「溶接熱影響部」または「ＨＡＺ」と呼ぶことがある。）の靭性に優れた鋼材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
橋梁や高層建造物、船舶などに使用される鋼材に要求される特性は、近年益々厳しくなっており、とりわけ良好な靭性が求められている。これらの鋼材は、一般的に溶接して接合されることが多いが、溶接継手部のうち、特にＨＡＺは溶接時に熱影響を受けて靭性が劣化しやすいという問題がある。この靭性劣化は溶接時の入熱量が大きくなるほど顕著に現れ、その原因は溶接時の入熱量が大きくなるとＨＡＺの冷却速度が遅くなり、焼入性が低下して粗大な島状マルテンサイトを生成することにあると考えられている。従ってＨＡＺの靭性を改善するには、溶接時の入熱量を極力抑えればよいと考えられる。しかしその一方で、溶接作業効率を高めるうえでは、例えばエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接、サブマージアーク溶接などの溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接法の採用が望まれる。
【０００３】
そこで本出願人は、大入熱溶接法を採用した場合のＨＡＺ靭性劣化を抑制する鋼材を特許文献１〜３に提案している。これらの鋼材は、粒内フェライト変態の核となる酸化物としてＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ2を含有しているところに特徴がある。上記酸化物は、溶鋼中では液状で存在するため鋼中に微細分散する。しかも上記酸化物は熱的に安定であり、例えば、１４００℃レベルの高温に長時間曝されても固溶して消失しないため、ＨＡＺ靭性の向上に大きく寄与する。
【０００４】
また、本出願人は、特許文献１に開示した粒内フェライト変態の核となる酸化物を利用した技術を改良し、より大きな入熱量で溶接を行ってもＨＡＺ靭性が劣化しない鋼材を提供するために研究を重ね、特許文献４の技術を提案した。特許文献４では、鋼材中の全酸化物（粒内フェライト変態の核となる酸化物に限定されず、全ての酸化物を対象とする。）の大きさと個数がＨＡＺ靭性の向上に深く関与しており、特に、円相当直径で５．０μｍ超の粗大な酸化物を５個以下に低減すれば、入熱量が概ね５０ｋＪ／ｍｍ程度の大入熱溶接を行なってもＨＡＺ靭性に優れた鋼材が得られることを開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００７−１００２１３号公報
【特許文献２】特開２００７−２４７００４号公報
【特許文献３】特開２００７−２４７００５号公報
【特許文献４】特開２００９−１９７２６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上記特許文献４によれば、粗大な酸化物の個数が著しく抑えられているため、上記特許文献１の実施例に開示されたＨＡＺ靭性評価方法よりも大きな入熱量で溶接を行なってもＨＡＺ靭性を高めることができた。つまり上記特許文献１では、１４００℃の加熱温度で５秒間保持した後８００℃から５００℃までの温度を３００秒で冷却する熱サイクル（入熱条件：１４００℃×５秒、冷却時間Ｔｃ＝３００秒）を与え、−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定したが、上記特許文献４では、１４００℃の保持時間を３０秒間と長くした熱サイクル（入熱条件：１４００℃×３０秒、冷却時間Ｔｃ＝３００秒）を与えたときの吸収エネルギーを上記と同様にして測定しており、この場合でも良好なＨＡＺ靭性が得られたことを確認している。しかし溶接入熱量は、近年益々大きくなっているため、更に大入熱の溶接を行った場合のＨＡＺ靭性向上が求められている。
【０００７】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、入熱量が６０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行なった場合であってもＨＡＺ靭性に優れた鋼材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決することのできた本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材とは、Ｃ：０．０２〜０．１５％（質量％の意味。以下成分について同じ。）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００３〜０．０１０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０００５〜０．０１０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材である。そして、
（ａ）前記鋼材は、Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを含有する酸化物を含み、
（ｂ）前記鋼材に含まれる全介在物のうち、円相当直径で０．１〜２μｍの介在物が観察視野面積１ｍｍ2あたり１２０個以上、円相当直径で３μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ2あたり５．０個以下であり、且つ
（ｃ）前記鋼材に含まれる介在物の成分組成が、下記式（１）の関係を満足しているところに要旨を有している。
（Insol.Ｔｉ−３．４×Insol.Ｎ）／Insol.Ａｌ＝１．０〜８    ・・・（１）
【０００９】
上記（ｂ）で規定している介在物の個数密度は、電子プローブＸ線マイクロ分析計（ＥＰＭＡ；Electron Probe X-ray Micro Analyzer）で観察して求められる値である。
【００１０】
また、上記式（１）において、Ｔｉ、Ｎ、およびＡｌを元素Ｘとしたとき、Insol.Ｘは、鋼材を電解抽出した後の電解液を目開き０．１μｍまたは目開き２．０μｍのフィルターを用いて夫々濾過し、フィルター上に残った抽出残渣中の元素Ｔｉ、Ａｌ量を誘導結合プラズマ発光分析法（ＩＣＰ発光分析法）、元素Ｎ量をインドフェノール青吸光光度法によって夫々定量し、目開き０．１μｍのフィルター上に残った抽出残渣中の元素Ｘ量Insol.Ｘ0.1から目開き２．０μｍのフィルター上に残った抽出残渣中の元素Ｘ量Insol.Ｘ2.0を引いて算出した値である。
【００１１】
前記鋼材は、更に他の元素として、
［１］Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、
［２］Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）、
［３］Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
等の元素を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、粒内α変態（αは、フェライトまたはフェライトおよびベイナイトの混合組織を意味する。以下同じ）の核となる酸化物（Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを含有する酸化物）が生成しており、しかも鋼材中に存在する介在物および酸化物の大きさと個数（即ち、粒度分布）も適切に制御されているため、入熱量が６０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接時のＨＡＺ靭性に優れた鋼材を提供できる。即ち、本発明の鋼材は、特に、ＨＡＺ靭性向上に有用な円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物が所定量以上存在するだけでなく、ＨＡＺ靭性向上に悪影響を及ぼす円相当直径が３μｍ超の粗大な酸化物の個数が有意に抑制されているため、ＨＡＺ靭性に優れたものとなる。しかも本発明によれば、上記微細な介在物に含まれるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比を適切に制御しているため、上記特許文献４の実施例に開示されたＨＡＺ靭性評価方法より大きな入熱量で溶接を行なってもＨＡＺ靭性を高めることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明者らは、上記特許文献４を提案した後も、一層高いレベルの大入熱溶接時のＨＡＺ靭性に優れた鋼材を提供するため研究を進めてきた。その結果、上記特許文献４よりも更に大入熱量の条件である「１４００℃の加熱温度で６０秒間保持した後８００℃から５００℃までの温度を４５０秒で冷却する熱サイクル」（入熱条件：１４００℃×６０秒、冷却時間Ｔｃ＝４５０秒）を与えた場合でもＨＡＺ靭性に優れた鋼材を提供するには、上記特許文献４のように円相当直径で５．０μｍ超の酸化物を５個以下に低減するだけでは不充分であり、上記特許文献４を含め従来は全く着目されていなかった円相当直径（以下、単に、粒径と略記する場合がある）が３μｍ超の酸化物の個数を低減することが極めて重要であること、および円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物に含まれるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比が重要であることを見出し、本発明を完成した。
【００１４】
このように本発明の特徴部分は、
（ア）ＨＡＺ靭性向上に有用な円相当直径０．１〜２μｍの微細な介在物の個数を増大させる（１２０個／ｍｍ2以上）と共に、
（イ）ＨＡＺ靭性向上に悪影響を及ぼす円相当直径３μｍ超の酸化物の個数を低減させ（５．０個／ｍｍ2以下）、更に、
（ウ）上記円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物に含まれるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比を所定の範囲にする（具体的な測定手段としては、電解抽出法によって算出した値が上記式（１）を満足する）ことによって、上記特許文献４よりも一層大きな入熱量で溶接を行なってもＨＡＺ靭性を改善できたところにある。
【００１５】
即ち、上記特許文献４との関係で言えば、上記（ア）に加え、上記（イ）および上記（ウ）を規定したところに本発明の特徴部分が存在する。上記（ウ）で規定するように、上記微細な介在物についてＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比を適切に制御すれば、この介在物の融点が低下するため、大入熱溶接時に介在物が液相化し、粒内α変態の核となる介在物が形成され易くなり、ＨＡＺ靭性が向上することが判明した。
【００１６】
なお、上記微細な介在物におけるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比をＥＰＭＡで精度良く測定することは、後述するように困難であるため、本発明では、電解抽出法とＩＣＰ発光分析法とインドフェノール青吸光光度法を組み合わせて測定している。従って上記（ウ）では、目開き２．０μｍのフィルターを通過するが、目開き０．１μｍのフィルターを通過せずに残った抽出残渣に含まれるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比を規定している。よって本発明の特徴部分は、円相当直径が０．１〜２μｍの介在物の個数密度（上記ア）と、この介在物に含まれるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比（上記ウ）を規定しているところにある。
【００１７】
また、上記特許文献４では、円相当直径で５．０μｍ超の酸化物の個数を制御しているのに対し、本発明では、上記（イ）で規定するように、円相当直径で３μｍ超の酸化物の個数を制御することによって、ＨＡＺ靭性を更に向上させることができる。本発明者らの検討結果によれば、良好なＨＡＺ靭性を実現するには、上記微細な介在物に含まれるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比を制御すれば、上記特許文献４のように、円相当直径で３μｍ超５μｍ以下の酸化物に注目して特別に制御する必要はなく、円相当直径で３μｍ超の酸化物の個数を制御すればよいことが明らかになった。
【００１８】
本明細書では、粒内α変態の核となる酸化物（即ち、Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを含有する酸化物）と、鋼材中に含まれるすべての酸化物を区別するため、説明の便宜上、前者を特に「Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物」と呼び、後者を特に「全酸化物」と呼ぶ場合がある。なお、酸化物には、酸化物のみから構成される単独酸化物の他、酸化物と酸化物以外の介在物（例えば、硫化物や窒化物、炭化物、或いはこれらの複合化合物）が複合している複合酸化物も含む意味である。
【００１９】
また、上記のＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物を構成する必須成分（Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａ）を、特に「粒内α変態核生成元素」と呼ぶ場合がある。
【００２０】
また、本発明の鋼材には、上記の酸化物以外に硫化物や窒化物、炭化物などの非酸化物、或いはこれらの複合化合物等も含まれるが、本明細書では、鋼材中に含まれる酸化物、硫化物、窒化物、炭化物、或いはこれらの複合化合物等を総称して「全介在物」と呼ぶ。本明細書では、鋼材に含まれる全介在物のうち、円相当直径が０．１〜２μｍの介在物を「微細な介在物」と呼ぶ。
【００２１】
また、本明細書では、鋼材に含まれる全酸化物のうち、円相当直径が０．１〜２μｍの酸化物を「微細な酸化物」、円相当直径が３μｍ超の酸化物を「粗大な酸化物」と夫々呼び、これらを区別する場合がある。なお、上記特許文献４では、円相当直径で５μｍ超の酸化物を「粗大な酸化物」と定義していたが、本明細書では、円相当直径で３μｍ超の酸化物を「粗大な酸化物」としている。
【００２２】
本明細書において「大入熱溶接のＨＡＺ靭性に優れた鋼材」とは、鋼材に対し、１４００℃で６０秒間保持した後、８００℃から５００℃までの温度を４５０秒で冷却する熱サイクル（熱履歴）を与えたとき、−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ-40）が１００Ｊ以上を満足するものを意味する。この熱履歴は、入熱量が６０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行った場合に受ける熱履歴に相当している。上記熱履歴を特に「大入熱熱履歴」と呼ぶ場合がある。この熱サイクルによる入熱量は、上記特許文献４に記載の熱サイクルによる入熱量（５０ｋＪ／ｍｍ程度）に比べて高いものであり、その意味で本発明の「大入熱溶接」と、上記特許文献４に記載の「大入熱溶接」の入熱レベルが相違するものである。上記ｖＥ-40は大きい程良く、好ましくはｖＥ-40が１３０Ｊ以上である。
【００２３】
以下、本発明を構成する上記（ａ）〜（ｃ）の要件について、詳しく説明する。
【００２４】
［（ａ）Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物について］
まず、粒内α変態の起点となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物について説明する。上記Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物は、Ｚｒの酸化物、ＲＥＭの酸化物、およびＣａの酸化物を全て含んでいるものを意味している。
【００２５】
上記Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物の一部は、粒内α変態核生成元素を単独で含有する単独酸化物として存在していても良いし、２種以上の粒内α変態核生成元素を含む複合酸化物として存在していても良い。単独酸化物の例としては、ＺｒではＺｒＯ2；ＣａではＣａＯ；ＲＥＭでは、ＲＥＭを「Ｍ」の記号で表したとき、Ｍ2Ｏ3、Ｍ3Ｏ5、ＭＯ2などが例示される。また、これらの酸化物は、互いに凝集して存在しても良いし、上記酸化物に硫化物や窒化物などの他の化合物が複合析出した形態で存在しても良い。
【００２６】
上記Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物は、Ｔｉ酸化物およびＡｌ酸化物を含有している必要がある。円相当直径が０．１〜２μｍの微細なＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物にＴｉ酸化物およびＡｌ酸化物を含有させることによって、粒内α変態が促進され、ＨＡＺ靭性の向上が一層高められるようになる。上記微細なＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物に含まれるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比の詳細については後述する。
【００２７】
上記Ｔｉ酸化物の一部は、単独酸化物（例えば、Ｔｉ2Ｏ3、Ｔｉ3Ｏ5、ＴｉＯ2）として存在していても良い。また、上記Ａｌ酸化物の一部は、単独酸化物（例えば、Ａｌ2Ｏ3）として存在していても良い。
【００２８】
［（ｂ）全介在物の粒度分布について］
次に、本発明を特徴付ける全介在物の個数と大きさについて説明する。本発明の鋼材は、ＥＰＭＡで観察したときに、
（ｉ）円相当直径で０．１〜２μｍの微細な介在物が観察視野面積１ｍｍ2あたり１２０個以上であり、
（ｉｉ）円相当直径で３μｍを超える粗大な酸化物が観察視野面積１ｍｍ2あたり５．０個以下である。
【００２９】
本発明の鋼材においては、円相当直径で３μｍを超える酸化物の個数を制御しており、上記特許文献４で規定しているように、円相当直径で３μｍ超の酸化物と円相当直径で５μｍ超の酸化物を区別して制御する必要はない。本発明の鋼材では、上記微細な介在物に含まれるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比を適切に制御しているからである。
【００３０】
本発明の鋼材においては、上記（ｉｉ）で規定するように、上記円相当直径が３μｍ超の粗大な酸化物の個数は観察視野面積１ｍｍ2あたり５．０個以下とする必要がある。この個数は少なければ少ない程良く、好ましくは１ｍｍ2あたり３個以下、より好ましくは１ｍｍ2あたり１個以下、最も好ましくは１ｍｍ2あたり実質的に０個である。
【００３１】
なお、上記円相当直径で３μｍを超える粗大な酸化物の個数は、鋼材の断面を、例えば、ＥＰＭＡで観察し、観察視野内に認められる介在物の成分組成を定量分析し、酸素含有量が５質量％以上の介在物を酸化物とし、該酸化物の円相当直径を、例えば、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察して測定して求めればよい。
【００３２】
一方、本発明の鋼材においては、上記（ｉ）で規定するように、上記円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物の個数は観察視野面積１ｍｍ2あたり１２０個以上とする必要がある。上記微細な介在物を所定量以上生成させることによって、粒内α変態の核となる酸化物が増えるため、ＨＡＺ靭性を向上させることができる。上記微細な介在物の個数は、好ましくは１ｍｍ2あたり２００個以上、より好ましくは１ｍｍ2あたり５００個以上、更に好ましくは１ｍｍ2あたり１０００個以上である。
【００３３】
なお、上記円相当直径で０．１〜２μｍの微細な介在物の個数は、鋼材の断面を、例えば、ＴＥＭ観察により測定して求めればよい。なお、本発明の鋼材では、円相当直径で０．１μｍ未満の介在物は、介在物分散によるＨＡＺ靭性向上作用に殆ど寄与しないため、上記介在物の個数には含めていない。
【００３４】
上記「円相当直径」とは、上記介在物（酸化物の場合は酸化物の意味）の面積が等しくなる様に想定した円の直径であり、ＴＥＭ観察面上で認められるものである。
【００３５】
［（ｃ）微細な介在物中のＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比］
本発明の鋼材は、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物について、Ｔｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比が、所定の範囲を満足するように含有しているところに最大の特徴がある。即ち、粒内α変態の核となる微細なＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物に含まれているＴｉ酸化物とＡｌ酸化物を所定の範囲内に制御すれば、大入熱溶接したときのＨＡＺにおいて、Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物の一部が液相化し、この液状物がその後の冷却過程で粒内α変態の核として有効に作用する結晶構造となって結晶化する。そのため、粒内αと、母相となるオーステナイト（γ）との界面エネルギーが低減されると共に、粒内αとＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物との界面エネルギーも一層低くなるため、粒内α変態が一段と促進される。その結果、鋼材のＨＡＺ靭性が向上する。
【００３６】
上記円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物のＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比は、電解抽出法とＩＣＰ発光分析法とインドフェノール青吸光光度法を組み合わせることによって測定する。具体的には、本発明の鋼材は、下記式（１）の関係を満足している必要がある。
（Insol.Ｔｉ−３．４×Insol.Ｎ）／Insol.Ａｌ＝１．０〜８    ・・・（１）
【００３７】
上記Insol.Ｔｉ、Insol.Ｎ、およびInsol.Ａｌは、鋼材に含まれる化合物型のＴｉ、Ｎ、Ａｌの各濃度を示しており、次の手順で算出した値である。即ち、鋼材を電解抽出し、抽出後の電解液を目開き０．１μｍまたは目開き２．０μｍのフィルターを用いて夫々濾過し、フィルター上に残った抽出残渣を夫々回収する。次に、抽出残渣に含まれるＴｉ、Ｎ、およびＡｌ量（以下、これらの元素をＸで代表する）のうち、元素ＴｉおよびＡｌ量をＩＣＰ発光分析法、元素Ｎ量をインドフェノール青吸光光度法によって夫々定量し、目開き０．１μｍのフィルター上に残った抽出残渣に含まれる元素Ｘ量をInsol.Ｘ0.1、目開き２．０μｍのフィルター上に残った抽出残渣に含まれる元素Ｘ量をInsol.Ｘ2.0とし、Insol.Ｘ0.1からInsol.Ｘ2.0を引くことによって、Insol.Ｘを算出する（下記式参照）。
Insol.Ｘ＝Insol.Ｘ0.1−Insol.Ｘ2.0
【００３８】
即ち、上記式（１）中、Insol.Ｔｉ、Insol.Ｎ、およびInsol.Ａｌは、目開き２．０μｍフィルターを通過し、目開き０．１μｍを通過しない介在物に含まれるＴｉ、Ｎ、およびＡｌ量を示しており、本発明では、このようにして測定されたものを夫々上記円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物に含まれるＴｉ、Ｎ、およびＡｌ量とみなしている。
【００３９】
本発明では、鋼材中の円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物に含まれるＴｉ、Ｎ、およびＡｌ量の関係を規定することが重要であり、こうした微細な介在物はＨＡＺ靭性の向上に有用に作用する。一方、円相当直径が２μｍを超える（特に、円相当直径が３μｍを超える）介在物は、脆性破壊の起点となり、ＨＡＺ靭性を却って劣化させるからである。
【００４０】
上記「Insol.Ｔｉ−３．４×Insol.Ｎ」は、上記電解抽出残渣中に、Ｔｉ酸化物として含有しているＴｉ量を意味している。
【００４１】
即ち、上記Insol.Ｔｉは、鋼材中に化合物として存在している化合物型のＴｉ量を意味しており、ＴｉはＴｉ酸化物（例えば、ＴｉＯ2）、Ｔｉ窒化物（ＴｉＮ）、またはこれらの複合化合物（例えば、酸窒化物など）として存在している。なお、化合物として存在するＴｉとしては、上記の他に炭化物などが挙げられるが、目開き０．１μｍのフィルター上に残るような粒径０．１μｍ超のＴｉ炭化物は殆ど存在しないため、Insol.ＴｉにはＴｉ炭化物に由来するＴｉ量は含まれない。
【００４２】
一方、上記Insol.Ｎは、鋼材中に化合物として存在している化合物型のＮ量を意味しており、Ｎは窒化物として存在している。窒化物としては、ＴｉＮやＺｒＮ、ＢＮ、ＡｌＮなどが挙げられるが、上記Insol.Ｎは実質的にＴｉＮを構成しているＮ量を意味している。ＺｒＮやＢＮ、ＡｌＮは、目開き０．１μｍのフィルター上に残るような大きさには殆ど成長しないため、上記Insol.ＮにはＺｒＮやＢＮ、ＡｌＮに由来するＮ量は含まれない。
【００４３】
そしてＴｉの原子量は４７．８８で、Ｎの原子量は１４．０１であるため、Ｔｉの原子量とＮの原子量の比は、おおよそ３．４となる。そこで３．４×Insol.Ｎを算出することによって、ＴｉＮを形成しているＴｉ量を求めることができ、Insol.Ｔｉから、ＴｉＮを形成しているＴｉ量（３．４×Insol.Ｎ）を引くことによって、鋼材中にＴｉ酸化物として存在しているＴｉ量を算出できる。
【００４４】
上記Insol.Ａｌは、鋼材中に化合物として存在しているＡｌ量を意味しており、Ａｌ酸化物（Ａｌ2Ｏ3に代表されるＡｌ化合物）を構成しているＡｌ量を実質的に意味している。Ａｌは、酸化物の他、窒化物などとしても存在する可能性があるが、上述したように、目開き０．１μｍのフィルター上に残るような大きさに成長するＡｌ窒化物は殆ど無いため、Insol.ＡｌにはＡｌ窒化物由来のＡｌ量は含まれない。
【００４５】
そして上記式（１）は、目開き２．０μｍフィルターを通過し、目開き０．１μｍを通過しない抽出残渣（即ち、円相当直径で０．１〜２μｍの介在物に相当）に含まれるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比（質量基準）を示しており、ＨＡＺ靭性の向上に有効な介在物のみの組成を示している。
【００４６】
上記式（１）を規定する意義は、後述する実施例で実証している。即ち、下記表１、表２に示すＮｏ．３２と３３は、成分組成がほぼ等しい鋼材であるが、Ｎｏ．３２は、上記式（１）の値が１．０〜８の範囲に制御されているため、ＨＡＺ靭性が良好である。これに対し、Ｎｏ．３３は、上記式（１）の値が１．０を下回っているため、ＨＡＺ靭性を改善できていない。
【００４７】
また、下記表１、表２に示すＮｏ．４、１６、２９を比較しても同様の考察ができる。即ち、これらは成分組成がほぼ等しい鋼材であるが、Ｎｏ．４と１６は、上記式（１）の値が１．０〜８の範囲に制御されているため、ＨＡＺ靭性が良好である。これに対し、Ｎｏ．２９は、上記式（１）の値が１．０を下回っているため、ＨＡＺ靭性を改善できていない。
【００４８】
上記電解液としては、電気分解によって鋼材の母相（マトリックス）を溶解できる溶液を用いることができ、例えば、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロリドのメタノール溶液などを用いることができる。
【００４９】
電解条件は鋼材の母相を溶解できる条件を採用すればよく、例えば、電流密度は１００〜２００Ａ／ｍ2とすることが好ましい。
【００５０】
本発明では、上述したように、電解抽出法によって鋼材に含まれる介在物を回収し、回収された介在物を目開きの異なるフィルターを用いて分離し、円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物の成分組成をＩＣＰ発光分析法とインドフェノール青吸光光度法にて測定しているため、微細な介在物に含まれるＴｉ酸化物を構成しているＴｉ量を正確に定量できる。即ち、鋼材に含まれる介在物の成分組成の分析には、従来ＥＰＭＡを用いて介在物を同定し、介在物の成分組成を定量分析することが一般的であるが、円相当直径が０．１〜２μｍ程度の微細な介在物の成分組成をＥＰＭＡで分析しても、例えばＴｉ酸化物を構成しているＴｉ量と、Ｔｉ窒化物を構成しているＴｉ量とを区別して正確に定量することは困難であった。ＨＡＺ靭性の向上に有効な介在物の円相当直径が０．１〜２μｍと微細であるうえ、Ｔｉ酸化物とＴｉ窒化物は、鋼材中に夫々が単独で存在していることは稀であり、通常、複合化合物として存在しているからである。従ってＥＰＭＡで分析しても、Ｔｉ酸化物とＴｉ窒化物の複合化合物からＴｉ酸化物を構成しているＴｉ量のみを正確に定量することはできない。これに対し、本発明では、電解抽出法とＩＣＰ発光分析法とインドフェノール青吸光光度法を組み合わせて介在物の成分組成を測定しているため、微細な介在物中のＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比を精度良く定量できる。
【００５１】
上記式（１）の左辺値が１．０を下回ると、Ｔｉ酸化物に対してＡｌ酸化物が過剰になるため、粒内α変態能が低下し、ＨＡＺ靭性が劣化する。従って上記式（１）の左辺値は、１．０以上、好ましくは１．５以上、より好ましくは２．０以上とする。
【００５２】
しかし上記式（１）の左辺値が８を超えると、Ａｌ酸化物に対してＴｉ酸化物が過剰になるため、酸化物の融点が上昇し、溶接時のＨＡＺにおいて酸化物が液相化し難くなる。そのためＨＡＺ靭性を改善できない。従って上記式（１）の左辺値は８以下、好ましくは７．５以下、より好ましくは７．０以下とする。
【００５３】
［（ｄ）好ましい態様］
本発明の鋼材は、鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定して単独酸化物（合計が１００％）として質量換算したときに、平均組成で、ＺｒＯ2を５〜５０％、ＲＥＭの酸化物（ＲＥＭをＭの記号で表すとＭ2Ｏ3）：５〜５０％、ＣａＯ：５０％以下（０％を含まない）、を満足していることが好ましい。この組成を満足することにより酸化物が粒内フェライト変態の核として有効に作用する。各酸化物の下限値を下回ると、溶接時に粒内フェライトの生成核となる酸化物量が不足し、ＨＡＺ靭性の向上作用が発揮されにくくなる。一方、各酸化物の上限値を超えると、酸化物が粗大化し、粒内フェライトの生成核として有効に作用する微細な酸化物の個数が少なくなり、ＨＡＺ靭性向上作用が有効に発揮されにくくなる。
【００５４】
上記ＺｒＯ2は、より好ましくは８％以上、更に好ましくは１０％以上である。一方、より好ましい上限は４５％、更に好ましい上限は４０％である。
【００５５】
上記ＲＥＭの酸化物は、より好ましくは１０％以上、更に好ましくは１３％以上である。一方、より好ましい上限は４５％、更に好ましい上限は４０％である。なお、ＲＥＭの酸化物は、ＲＥＭを記号Ｍで表すと、鋼材中にＭ2Ｏ3、Ｍ3Ｏ5、ＭＯ2などの形態で存在するが、ＲＥＭの酸化物をすべてＭ2Ｏ3に換算したときの量を意味する。
【００５６】
上記ＣａＯは、粒内フェライト変態の核として有効に作用するが、過剰に含まれると却って粒内フェライト変態能が劣化することがある。また、ＣａＯが過剰に含まれると鋳造時に用いるノズルの溶損を引き起こすことがある。従ってＣａＯの上限は５０％とすることが好ましく、より好ましくは４５％以下、更に好ましくは４０％以下、特に好ましくは３０％以下である。上記作用を有効に発揮させるには、ＣａＯは、３％以上含有していることが好ましく、より好ましくは５％以上、更に好ましくは１０％以上である。
【００５７】
なお、全酸化物の組成の残りの成分は特に限定されず、本発明の鋼材中に含まれる酸化物形成元素の酸化物（例えば、ＳｉＯ2やＡｌ2Ｏ3、ＭｎＯなど）が挙げられる。
【００５８】
鋼材に含まれる全酸化物の組成は、鋼材の表面を例えばＥＰＭＡで観察し、観察視野内に認められる酸化物を定量分析して測定する。測定条件の詳細は、後記する実施例の欄で説明する。
【００５９】
次に、本発明の鋼材（母材）における成分組成について説明する。本発明の鋼材は、基本成分として、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００３〜０．０１０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有している。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。
【００６０】
Ｃは、鋼材（母材）の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、０．０２％以上含有させる必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＣ量が０．１５％を超えると、溶接時にＨＡＺに島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く生成してＨＡＺの靭性劣化を招くばかりでなく、溶接性にも悪影響を及ぼす。従ってＣ量は０．１５％以下、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
【００６１】
Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に、固溶強化により鋼材（母材）の強度向上に寄与する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓｉは、０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｓｉ量は、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０５％以上、特に好ましくは０．１０％以上含有させるのがよい。しかしＳｉ量が０．５％を超えると、鋼材の溶接性や靭性が劣化する。従ってＳｉ量は、０．５％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【００６２】
なお、特にＨＡＺ靭性を高めるには、Ｓｉは０．３０％以下とすることが推奨され、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０１％以下である。但し、Ｓｉ量を抑えるほどＨＡＺ靭性は向上するが、鋼材の強度が低下することがある。
【００６３】
Ｍｎは、鋼材（母材）の強度向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．４％以上含有させることが好ましい。Ｍｎ量は、より好ましくは０．５０％以上、更に好ましくは０．７％以上、特に好ましくは０．８％以上である。しかしＭｎ量が２．５％を超えると、鋼材（母材）の溶接性を劣化させる。従ってＭｎ量は、２．５％以下に抑える必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは２．３％以下、より好ましくは２．０％以下である。
【００６４】
Ｐは、偏析し易い元素であり、特に鋼材中の結晶粒界に偏析してＨＡＺ靭性を劣化させる。従ってＰ量は０．０３％以下に抑制する必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｐは、通常、不可避的に０．００１％程度含有している。
【００６５】
Ｓは、Ｍｎと結合して硫化物（ＭｎＳ）を生成し、母材の靭性や板厚方向の延性を劣化させる有害な元素である。また、ＳがＬａやＣｅなどのＲＥＭと結合してＲＥＭの硫化物（例えば、ＬａＳやＣｅＳ）を生成すると、ＲＥＭの酸化物の生成が阻害されるため、ＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＳ量は０．０２％以下に抑制する必要がある。Ｓ量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００６％以下である。なお、Ｓは、通常、不可避的に０．０００５％程度含有している。
【００６６】
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。しかし過剰に添加すると酸化物を還元して粗大なＡｌ酸化物を形成し、ＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＡｌ量は０．０５０％以下に抑える必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０２５％以下、特に好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ａｌは、通常、不可避的に０．０００５％程度含有している。
【００６７】
Ｔｉは、鋼材中にＴｉＮなどの窒化物や、Ｔｉを含む酸化物を生成し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｔｉは０．００５％以上含有させる必要がある。Ｔｉ量は、好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし過剰に添加するとＴｉの固溶強化によって母材自体が硬化し、ＨＡＺ靭性の低下に繋がるため、Ｔｉは０．１０％以下に抑えるべきである。Ｔｉ量は、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
【００６８】
ＲＥＭ（希土類元素）とＣａは、夫々の酸化物を生成させるのに必要な元素である。これらの酸化物を含有することで、酸化物が微細分散し易くなり、この微細分散した酸化物が粒内α変態の核となるため、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。
【００６９】
ＲＥＭは、０．０００３％以上含有させるべきであり、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。しかしＲＥＭを過剰に添加すると、粗大な酸化物が過剰に生成するため、ＨＡＺ靭性が劣化する。また、ＲＥＭを過剰に添加すると、固溶ＲＥＭが生成し、これが偏析することで母材の靭性が劣化する。従ってＲＥＭ量は０．０１５％以下に抑えるべきである。ＲＥＭ量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００７％以下である。
【００７０】
なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。
【００７１】
Ｃａは、０．０００３％以上含有させるべきであり、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上、更に好ましくは０．００１％以上である。しかしＣａを過剰に添加すると、ＣａＯが過剰に生成して高ＣａＯ濃度の介在物が生成するため、介在物の粒内変態核として作用する効果が弱まり、ＨＡＺ靭性が却って劣化する。従ってＣａ量は、０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｃａ量は、好ましくは０．００９％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。
【００７２】
Ｚｒは、Ｚｒを含む複合酸化物を生成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．００１０％以上含有させる必要がある。Ｚｒ量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００２３％以上である。しかしＺｒを過剰に添加すると、ＺｒＯ2が多く生成するため、介在物の粒内変態核として作用する効果が弱まる。また、Ｚｒを過剰に添加すると、析出強化をもたらす微細な窒化物（ＺｒＮ）や炭化物（ＺｒＣ）が形成し、母材自体の靭性低下を招く。従ってＺｒ量は０．０５０％以下に抑える。Ｚｒ量は、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。
【００７３】
Ｎは、窒化物（例えば、ＺｒＮやＴｉＮなど）を析出する元素であり、該窒化物は、ピン止め効果により、溶接時にＨＡＺに生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎを０．００３％以上含有させることが好ましい。Ｎ量は、より好ましくは０．００４％以上、更に好ましくは０．００５％以上である。Ｎは多いほど窒化物を形成してオーステナイト粒の微細化を促進するため、ＨＡＺの靭性向上に有効に作用する。しかしＮ量が０．０１０％を超えると、固溶Ｎ量が増大して母材自体の靭性が劣化し、ＨＡＺ靭性も低下する。従ってＮ量は０．０１０％以下に抑える必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
【００７４】
本発明の鋼材は、上記元素を必須成分として含有するものであり、Ｏ（酸素）量は０．０００５〜０．０１０％である。ここでＯ（酸素）量０．０００５〜０．０１０％は、トータル酸素量を示し、酸化物を形成しているＯ（酸素）と鋼材中に固溶しているフリーなＯ（酸素）の合計量を意味している。
【００７５】
上記鋼材の残部成分は、鉄および不可避不純物（例えば、ＭｇやＡｓ、Ｓｅなど）である。
【００７６】
本発明の鋼材は、更に他の元素として、
［１］Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、
［２］Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１％以下（０％を含まない）、
［３］Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
等の元素を含有することも有効である。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。
【００７７】
《［１］Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素》
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏは、いずれも鋼材の強度を高めるのに寄与する元素であり、夫々単独で、或いは複合して添加できる。
【００７８】
Ｃｕ量が２％を超えると、母材の強度を著しく高め過ぎて母材の靭性を却って劣化させるため、ＨＡＺ靭性も低下することがある。従ってＣｕ量は２％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは１．８％以下、更に好ましくは１．５％以下である。なお、Ｃｕ添加による作用を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。
【００７９】
Ｎｉ量が３．５％を超えると、母材の強度を著しく高め過ぎて母材の靭性を却って劣化させるため、ＨＡＺ靭性も低下することがある。従ってＮｉ量は３．５％以下とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは３．０％以下、更に好ましくは２．５％以下である。なお、Ｎｉ添加による作用を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。
【００８０】
Ｃｒ量が３％を超えると、母材の強度を著しく高め過ぎて母材の靭性を却って劣化させるため、ＨＡＺ靭性も低下することがある。従ってＣｒ量は３％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは２％以下、更に好ましくは１％以下である。なお、Ｃｒ添加による作用を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１５％以上である。
【００８１】
Ｍｏ量が１％を超えると、母材の強度を著しく高め過ぎて母材の靭性を却って劣化させるため、ＨＡＺ靭性も低下することがある。従ってＭｏ量は１％以下とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．９％以下、更に好ましくは０．８０％以下である。なお、Ｍｏ添加による作用を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１５％以上である。
【００８２】
《［２］Ｎｂおよび／またはＶ》
ＮｂとＶは、いずれも炭窒化物として析出し、該炭窒化物のピン止め効果により、溶接時にオーステナイト粒が粗大化するのを防止し、ＨＡＺ靭性を向上させる作用を有する元素である。ＮｂとＶは、夫々単独で、或いは複合して添加することができる。
【００８３】
しかしＮｂ量が０．２５％を超えると、析出する炭窒化物が粗大化し、ＨＡＺ靭性を却って劣化させることがある。従ってＮｂ量は０．２５％以下とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。なお、Ｎｂ添加による作用を有効に発揮させるには、０．００２％以上含有させることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０２％以上である。
【００８４】
Ｖ量が０．１％を超えると、上記Ｎｂと同様に、析出する炭窒化物が粗大化し、ＨＡＺ靭性を却って劣化させることがある。従ってＶ量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｖ量は、より好ましくは０．０９％以下、更に好ましくは０．０８％以下である。なお、Ｖ添加による作用を有効に発揮させるには、０．００２％以上含有させることが好ましい。Ｖ量は、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１％以上である。
【００８５】
《［３］Ｂ（ホウ素）》
Ｂは、粒界フェライトの生成を抑制してＨＡＺ靭性を向上させる元素である。しかしＢ量が０．００５％を超えると、オーステナイト粒界にＢＮとして析出し、却って靭性の低下を招くことがある。従ってＢ量は０．００５％以下が好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００４０％以下である。なお、Ｂ添加による作用を有効に発揮させるには、０．００１０％以上含有させることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００１５％以上である。
【００８６】
本発明の鋼材は、１４５０℃で６０秒間保持した後、８００℃から５００℃への冷却時間を４５０秒として冷却する熱履歴を与えた場合であっても、−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ-40）で１００Ｊ以上（特に、１３０Ｊ以上）を確保できている。そのため、本発明に係る鋼材は、例えば橋梁や高層建造物、船舶などの構造物の材料として使用でき、小〜中入熱溶接はもとより、入熱量が６０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接においても溶接熱影響部の靭性劣化を防ぐことができる。本発明の鋼材は、板厚が約３．０ｍｍ以上の厚鋼板などを対象としている。
【００８７】
次に、本発明の鋼材を製造するにあたり、好適に採用できる製法について説明する。本発明の鋼材は、溶鋼を脱酸し、その後、Ｔｉを添加してからＡｌを添加すればよい。脱酸した溶鋼にＴｉを添加してからＡｌを添加（Ｔｉ→Ａｌ）することによって、円相当直径が０．１〜２μｍ程度の微細な介在物に含まれるＴｉ酸化物とＡｌ酸化物の組成比を適切に制御でき、上記式（１）を満足する鋼材を製造できる。即ち、Ｔｉ酸化物は、Ａｌ酸化物やＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物に比べて溶鋼との界面エネルギーが小さいため、溶鋼にＡｌ、Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを添加する前にＴｉを添加することによって、微細なＴｉ酸化物を形成することができ、結果的に、ＨＡＺ靭性に寄与する円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物を所定量生成させることができる。また、Ｔｉを添加した後に、Ａｌを添加することによって、ＴｉとＡｌを含む複合酸化物を生成させることができ、Ｔｉ酸化物としての活量を１未満に低下させることができる。そして、この複合酸化物を形成した後に、ＴｉやＡｌより強脱酸元素であるＺｒ、ＲＥＭ、およびＣａを添加することによって、Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物が形成され、このときＴｉ酸化物やＡｌ酸化物の還元は抑制されるため、Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物に、所定量のＴｉ酸化物とＡｌ酸化物を含有させることができる。このようにＴｉを添加してからＡｌを添加することによって、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａの添加量が同じだとしても粒内α変態の核となる酸化物を多量に生成させることができる。
【００８８】
一方、Ａｌを添加した後にＴｉを添加（Ａｌ→Ｔｉ）しても、介在物の組成を、上記式（１）を満足するように調整することはできない。ＴｉはＡｌよりも脱酸力が弱いため、溶鋼にＡｌを添加した後にＴｉすると、Ｔｉを添加しても先に形成されたＡｌ酸化物を還元できないため、Ｔｉ酸化物の生成量が減少し、Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物に所定量のＴｉ酸化物を含有させることができない。また、このとき形成されるＴｉ酸化物は、単独酸化物と存在しており、Ｔｉ酸化物としての活量は１に近くなっている。そのため、この状態でＴｉよりも脱酸力の強いＺｒ、ＲＥＭ、およびＣａを添加すると、Ｔｉ酸化物は還元されてＴｉ酸化物の生成量が減少し、Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物に所定量のＴｉ酸化物を含有させることができない。よって本発明の鋼材を製造する際には、溶鋼の脱酸にはＡｌを用いないことが推奨される。Ａｌ脱酸を行うと、溶鋼中にＡｌ酸化物が残留することがあるため、Ｔｉ酸化物を所定量含むＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物を形成することが困難となる。
【００８９】
上記溶鋼は公知の方法で脱酸すればよく、例えば、Ａｌ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａ、およびＺｒ以外の元素について成分調整した後、Ｃ、Ｓｉ、およびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素を用いて脱酸し、その後、Ｔｉを添加してからＡｌを添加してもよい。
【００９０】
上記Ｔｉを添加した後にＡｌ、ＲＥＭ、Ｃａ、およびＺｒを添加するにあたっては、例えば、
（１）Ｔｉを添加した後に、Ａｌを添加してからＲＥＭ、Ｃａ、およびＺｒを任意の順で添加してもよいし、
（２）Ｔｉを添加した後、Ａｌを添加してからＲＥＭ、Ｃａ、およびＺｒを同時に添加してもよいし、
（３）Ｔｉを添加した後、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｃａ、およびＺｒを同時に添加してもよい。
【００９１】
上記溶鋼へ添加するＲＥＭやＣａ、Ｚｒ、Ｔｉの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａや純Ｃｅ、純Ｙなど、或いは純Ｃａ、純Ｚｒ、純Ｔｉ、更にはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金、Ｆｅ−Ｃａ合金、Ｆｅ−Ｚｒ合金、Ｆｅ−Ｔｉ合金、Ｎｉ−Ｃａ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０〜５０％程度、Ｌａを２０〜４０％程度含有している。但し、ミッシュメタルには不純物としてＣａを含むことが多いので、ミッシュメタルがＣａを含む場合は、このＣａ量も含めて全Ｃａ量が本発明で規定する範囲を満足する必要がある。
【００９２】
こうして成分調整して得られた溶鋼は、常法に従って連続鋳造してスラブとした後、常法に従って熱間圧延等を行うことによって本発明の鋼材を製造できる。
【実施例】
【００９３】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００９４】
真空溶解炉（容量１５０ｋｇ）を用い、下記表１に示すに示す化学成分を含有する供試鋼（残部は鉄および不可避不純物）を溶製した。供試鋼を溶製するに当っては、Ａｌ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａ、およびＺｒ以外の元素について成分調整すると共に、Ｃ、Ｓｉ、およびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素を用いて脱酸して溶鋼の溶存酸素量を調整した。その後、溶存酸素量を調整した溶鋼に、ＡｌとＴｉを添加した後、ＲＥＭ、Ｃａ、およびＺｒを添加した。下記表１に、ＡｌとＴｉの添加順序を示す。なお、下記表１に示した供試鋼は、ＴｉとＡｌの添加順序を変えた以外は、同じ方法で製造した。また、ＴｉはＦｅ−Ｔｉ合金の形態で、ＺｒはＦｅ−Ｚｒ合金の形態で、ＲＥＭはＬａを約２５％とＣｅを約５０％含有するミッシュメタルの形態で、ＣａはＮｉ−Ｃａ合金の形態で、夫々添加した。また、下記表１に示す供試鋼のうち、本発明で規定する要件を満足する供試鋼のトータルＯ量（酸素量）は０．０００５〜０．０１０％の範囲であることを確認している。
【００９５】
上記元素を添加した後、１５０ｋｇのインゴットに鋳造して冷却した。得られたインゴットを加熱し、熱間圧延し、厚さが３０〜８０ｍｍの厚鋼板を製造した。熱間圧延は、加熱温度を１１００℃、圧延終了温度を８８０℃として行った。
【００９６】
得られた厚鋼板について、全酸化物の成分組成、および介在物と酸化物の個数密度を次の手順で測定した。即ち、得られた厚鋼板のｔ／４（但し、ｔは鋼板の厚み）位置における横断面からサンプルを切り出し、切り出されたサンプル表面を、日本電子データム製のＥＰＭＡ「ＪＸＡ−８５００Ｆ（装置名）」を用いて観察し、円相当直径が０．１μｍ以上の介在物について成分組成を定量分析した。観察条件は、加速電圧を２０ｋＶ，試料電流を０．０１μＡ，観察視野面積を１〜５ｃｍ2，分析個数を１００個以上とし、介在物の中央部での成分組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析した。分析対象元素は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃａ、Ｚｒ、およびＯ（酸素）とし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする上記介在物から得られたＸ線強度と上記検量線からその介在物に含まれる元素量を定量した。
【００９７】
得られた定量結果のうち酸素含量が５％以上の介在物を酸化物とした。このとき、一つの介在物から複数の元素が観測された場合には、それらの元素の存在を示すＸ線強度の比から各元素の単独酸化物に換算して酸化物の組成を算出した。本発明では、このように単独酸化物として質量換算したものを平均したものを酸化物の平均組成とした。酸化物のうち、ＲＥＭの酸化物、ＺｒＯ2、およびＣａＯの平均組成を下記表２に示す。なお、ＲＥＭの酸化物は、金属元素をＭで表すと、鋼材中にＭ2Ｏ3やＭ3Ｏ5，ＭＯ2の形態で存在するが、全ての酸化物をＭ2Ｏ3に換算して組成を算出した。また、下記表２に示した「その他」とは、ＲＥＭの酸化物、ＺｒＯ2、およびＣａＯ以外の酸化物（例えば、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯ、ＳｉＯ2など）である。
【００９８】
次に、定量した介在物についてＴＥＭ観察（観察倍率３０，０００倍）により円相当直径を測定し、円相当直径（粒径）が０．１〜２μｍの介在物の個数を測定した。介在物の個数を観察視野面積１ｍｍ2あたりに換算した値を下記表２に示す。
【００９９】
また、得られた定量結果のうち酸素含量が５質量％以上の介在物を酸化物とし、この酸化物の円相当直径をＴＥＭ観察（観察倍率３０，０００倍）により測定し、円相当直径（粒径）が３μｍを超える酸化物の個数を測定した。酸化物の個数を観察視野面積１ｍｍ2あたりに換算した値を下記表２に示す。
【０１００】
次に、得られた厚鋼板のｔ／４（但し、ｔは鋼板の厚み）位置における横断面から１０ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍのサンプルを切り出し、電解抽出した後の電解液を目開き０．１μｍまたは目開き２．０μｍのフィルターを用いて夫々濾過し、フィルター上に残った抽出残渣を回収した。電解液としては、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロリドのメタノール溶液を用いた。電解抽出は、電流密度を１００〜２００Ａ／ｍ2として行った。
【０１０１】
回収した抽出残渣に含まれるＴｉ、Ａｌ量をＩＣＰ発光分析法、Ｎ量を紫外可視分光光度計「ＵＶｍｉｎｉ−１２４０（株式会社島津製作所製）」を用いてインドフェノール青吸光光度法によって夫々定量し、上述した手順で上記式（１）の左辺の値を算出した。算出結果を下記表２に示す。
【０１０２】
次に、溶接時に熱影響を受けるＨＡＺの靭性を評価するために大入熱溶接を模擬して下記に示す溶接再現試験を行なった。溶接再現試験は、厚鋼板のｔ／４位置（但し、ｔは板厚）から切り出したサンプルが１４００℃になる様に加熱し、この温度で６０秒間保持した後、冷却する熱サイクルを与えた。冷却速度は、８００℃から５００℃への冷却時間が４５０秒となるように調整した。
【０１０３】
冷却後のサンプルの衝撃特性は、上記熱サイクルを与えた後のサンプルから圧延方向にＶノッチシャルピー試験片を３本採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に従って衝撃試験を行なって評価した。衝撃試験では、−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定し、３回の平均値を算出した。本発明では、ｖＥ-40の平均値が１００Ｊ以上のものを合格（ＨＡＺ靭性良好）とする。測定結果を下記表２に示す。
【０１０４】
下記表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜１８、３２は、本発明で規定する条件を満足する例であり、円相当直径が３μｍ超の酸化物が生成しないように、円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物を多く生成させており、しかも上記微細な介在物の成分組成を適切に制御しているため、ＨＡＺ靭性が良好な鋼材が得られている。
【０１０５】
一方、Ｎｏ．１９〜３１、３３は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。これらのうちＮｏ．１９は、鋼材に含まれるＡｌ量が多過ぎるため、円相当直径が３μｍを超える粗大な酸化物を多く生成し、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２０は、鋼材に含まれるＮ量が多過ぎる例であり、鋼材に含まれる固溶Ｎ量が過剰となり、ＨＡＺ靭性が劣化していると考えられる。
【０１０６】
Ｎｏ．２１は、鋼材に含まれるＴｉ量が多過ぎるため、Ｔｉの固溶により母材が固溶強化されたため、結果的にＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２２は、鋼材に含まれるＴｉ量が少な過ぎるため、ＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．２３は、鋼材に含まれるＺｒ量が多過ぎるため、ＺｒＯ2量が多くなり、粒内α変態の核となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物の作用が弱まり、微細組織が得られずＨＡＺ靭性が劣化していると考えられる。Ｎｏ．２４は、鋼材に含まれるＺｒ量が少な過ぎるため、ＺｒＯ2量が少なくなり、粒内α変態の核となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物量が少なくなっていると考えられる。そのためＨＡＺ靭性が劣化していると考えられる。
【０１０７】
Ｎｏ．２５は、鋼材に含まれるＲＥＭ量が多いため、ＲＥＭの酸化物量が多くなり、またＲＥＭの酸化物が粗大化し、円相当直径が３μｍを超える粗大な酸化物が過剰に生成したため、ＨＡＺ靭性向上作用が発揮されていないと考えられる。Ｎｏ．２６は、鋼材に含まれるＲＥＭ量が少な過ぎるため、ＲＥＭの酸化物量が少なくなり、粒内α変態の核となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物量が少なくなっていると考えられる。そのためＨＡＺ靭性が劣化していると考えられる。Ｎｏ．２７は、鋼材に含まれるＣａ量が多過ぎるため、ＣａＯ量が多くなり、粒内α変態の核となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物の作用が弱まり、微細組織が得られずＨＡＺ靭性が劣化していると考えられる。Ｎｏ．２８は、鋼材に含まれるＣａ量が少な過ぎるため、ＣａＯが生成せず、粒内α変態の核となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物量が少なくなっていると考えられる。そのためＨＡＺ靭性が劣化していると考えられる。
【０１０８】
Ｎｏ．２９、Ｎｏ．３０、およびＮｏ．３３は、溶製時におけるＴｉとＡｌの添加順序が本発明で推奨する条件から外れているため、上記式（１）の値が本発明で規定する要件から外れている例である。そのためＨＡＺ靭性が劣化している。Ｎｏ．３１は、Ｔｉ、Ｎ、Ａｌ量のバランスが悪く、鋼材に含まれる介在物の成分組成が、上記式（１）の関係を満足せず、本発明で規定する範囲を超えているため、介在物の融点が上昇し、大入熱溶接時に介在物が液相化せず、粒内α変態の核となる介在物が形成され難くなり、ＨＡＺ靭性が向上していないと考えられる。
【０１０９】
【表１】
2014001432.tif 000002
【０１１０】
【表２】
2014001432.tif 000003