質量で、C:0.01~0.2、Si:0.005~0.15、Mn:0.3~2.5、P:0.05以下、S:0.008以下、Al:0.0005~0.0030、N:0.010以下、O:0.0010~0.0050を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、かつ、不純物としてのMg、Ca、REMおよびTiの含有量が下記A式を満足するとともに、鋼材中に分散している酸化物粒子の平均組成が、質量で、Al2O3≧50およびMnO≧5であって、円相当径で0.4~10μmの大きさを有する上記酸化物粒子の平均分散密度が1mm2あたり50個以上であることを特徴とする、溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。MgCaREMTi/10≦0.001A式ここで、式A中のMg、Ca、REM、Tiの各元素記号は鋼材中に含まれる各元素の含有量質量を表す。Feの一部に代えて、質量で、Cu:1.5以下、Mo:1.0以下、V:0.1以下、Nb:0.035以下およびB:0.004以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、請求項1に記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。Feの一部に代えて、質量で、Ni:3.0以下を含有することを特徴とする、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。Feの一部に代えて、質量で、Cr:1.0以下を含有することを特徴とする、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。Feの一部に代えて、質量で、Sn:0.5以下を含有することを特徴とする、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。上記のように、HAZ靱性の改善のために、鋼中の析出物または介在物などの分散粒子を利用することは公知であるが、これまでに提案されてきた分散粒子を用いる場合には、次のような様々な問題がある。特許文献1の方法では、HAZ靱性の確保のためにTiNに加えてBNを利用する。そのため、Bの添加が必須となるが、solAl、Ti、N、Bの各含有量のバランスを精度よくコントロールしなければ、固溶BによってHAZが硬化するという鋼質上の困難が顕在化する。その上、ラインパイプ等、B添加を回避する必要のある用途にはこの方法による鋼材を適用するのが難しく、必ずしも汎用性に富むHAZ高靱性化技術とは言えない。特許文献2に示される、Ti酸化物とTi窒化物MnSの複合介在物を利用する方法では、MnSが必須となるため、鋼中にSをある程度含有させることが必須となる。したがって、鋼の清浄度の低下、特にHIC水素誘起割れ発生の原因となるMnS系介在物の制御が困難となり、適用範囲が限定される。しかも、これらの困難を克服して、目的とするTi窒化物MnS複合介在物を鋼中に形成させ得たとしても、溶接による熱影響を受けた場合、MnSの多くはいったん鋼中に固溶し、冷却時に再析出する過程を経るため、酸化物の周りには再析出できずに固溶したまま残存するMnが生じやすい。このため、複合介在物周辺の局所的な固溶Mn濃度は高くなりがちであり、介在物周辺の局所的な焼入れ性が増大し、往々にして上記のような介在物は充分にフェライト析出核としては機能しない結果となる。特許文献3に示されるTi-Mg系酸化物および微細酸化物をフェライト析出核およびγ粒粗大化抑制のために使用する方法では、Mgを鋼中に含有させる必要があるが、Mgの一部が酸化物を形成せず、固溶して残存する場合、微量であっても著しい靭性劣化を示す。含有する全てのMgを酸化物とするためには、製鋼段階での溶存酸素量や他の脱酸元素量の制御が必要となり、実質的には困難で、微量な固溶Mgが残存するためHAZ靭性の改善効果を打ち消す結果となる。特許文献4に示されるAl-Mn-Si三元系複合酸化物を利用する方法では、MnO等のMn酸化物およびSi酸化物の形でMnおよびSiを含有しなければならない。しかしながら、このようなシリケート系介在物は形成される製鋼段階で粗大化しやすく、大量製造プロセスで製造される実鋳片ではこれらの酸化物を安定して微細に分散することは困難であり、実用的とはいい難い。このように、現状では、HAZにおけるフェライト析出促進またはγ粒粗大化抑制のために必要な特性を有する分散粒子は知られておらず、HAZ靱性改善のために、より優れた分散粒子が必要とされている。このため、本発明の目的は、大入熱溶接を行った場合であっても溶接熱影響部HAZの靭性に優れた鋼材を提供することにある。本発明者らは、HAZにおけるオーステナイトピン止め粒子としてのAl-Mn酸化物に着目した。Al-Mn酸化物は溶接金属中に分散し、その組織を微細化することが知られている。しかし、このAl-Mn酸化物がHAZ組織におけるオーステナイト粗大化抑制と低温靱性向上に与える影響については、これまでに明確にされていない。これはAl-Mn酸化物を鋼材中に多量に分散させる技術が未知であったためであると考えられる。というのは、溶接金属中には一般的に鋼材の数倍の酸素が含有されているため、非常に多くの酸化物を容易に分散させることができる。これに対して、鋼材中には一般に遙かに少ない個数の酸化物しか分散できない。そのため、たとえ鋼材中にAl-Mn酸化物を形成させ得たとしても、オーステナイト粒をピン止めするに足るだけの分散量を確保することは困難であるから、その粗大化を抑制するまでには至らないことが一見容易に予想された。このため、Al-Mn酸化物を活用する方法が現実的な手段であるとは考えられてこなかったのである。しかし、本発明者らが実際にAl-Mn酸化物粒子分散鋼の溶製を試みた結果、特定の条件下で溶製を制御することにより、Al-Mn酸化物を微細化し、鋼材中に多量に分散させることが可能であることが明らかになった。この際の溶製条件は、通常のAlキルド鋼の溶製手順とはかなり異なるものの、通常の量産設備で実現可能な範囲にある。そして、本発明者等は、Al-Mn酸化物に関して、種々の検討の結果、次の~に示す新たな知見を得た。鋼材中に安定して酸化物粒子を形成することができれば、優れたHAZ靱性を得ることができる。特に、質量で、Al2O3≧50およびMnO≧5を含むAl-Mn酸化物粒子は、その組成からみて物質相名で言えばGalaxiteに近く、鋼材中でAl-Mn酸化物粒子として安定的に存在し得る。上記のAl-Mn酸化物粒子によるHAZでのオーステナイト粒のピン止め効果は粒子径及び分散度による。円相当径で0.4~10μmの大きさを有する上記Al-Mn酸化物粒子の平均分散密度が1mm2あたり50個以上である場合には、優れたピン止め効果を有していて、オーステナイト粒の粗大化を防止するため、HAZ組織を効率よく微細化することができる。さらに、オーステナイト粒の微細化により、粒内にて生成するベイナイトのパケットやブロックをも微細化するため、破壊時のき裂進展を妨げることでHAZ靭性を著しく改善することができる。鋼中の酸化物形成元素であるCa、Mg、REM、TiおよびSiなどが鋼中に存在する場合であっても、これらの元素は鋼中に分散する酸化物を形成する。この場合には、Ca、Mg、REM、TiおよびSiの一部はAl-Mn酸化物中にも含有され、他の一部はAl-Mn酸化物と酸化物複合体を形成して分散する。しかし、この場合でも、Al-Mn酸化物の平均組成で、Al2O3≧50およびMnO≧5の組成をともに満足させることによって、その酸化物分散粒子の微細分散能力の減退を防止する必要がある。そして、Al-Mn酸化物の平均組成で、Al2O3≧50およびMnO≧5の組成をともに満足させるためには、まず、強脱酸元素であるMg、Ca、REMおよびTiの影響を受けない程度に、その含有量を抑制する必要がある。具体的には、次のA式を満足させる必要がある。MgCaREMTi/10≦0.001A式ここで、式A中のMg、Ca、REM、Tiの各元素記号は鋼材中に含まれる各元素の含有量質量を表す。一方、弱脱酸元素であるSiについては、鋼材中への含有量の上限を、質量で、0.15に規制することで、Al-Mn酸化物の微細分散能力を確保することができる。そして、上記Al-Mn酸化物粒子は、Al添加後の溶鋼中の溶存酸素量を確保できるように添加条件を調整し、Alを含有する脱酸生成物を鋼中に形成させた後に、最終脱酸を行うことによって形成することができる。本発明は、上記の知見に基づいて完成したものであって、その要旨は下記の~の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材にある。以下、総称して、本発明ということがある。質量で、C:0.01~0.2、Si:0.005~0.15、Mn:0.3~2.5、P:0.05以下、S:0.008以下、Al:0.0005~0.0030、N:0.010以下、O:0.0010~0.0050を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、かつ、不純物としてのMg、Ca、REMおよびTiの含有量が下記A式を満足するとともに、鋼材中に分散している酸化物粒子の平均組成が、質量で、Al2O3≧50およびMnO≧5であって、円相当径で0.4~10μmの大きさを有する上記酸化物粒子の平均分散密度が1mm2あたり50個以上であることを特徴とする、溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。MgCaREMTi/10≦0.001A式ここで、式A中のMg、Ca、REM、Tiの各元素記号は鋼材中に含まれる各元素の含有量質量を表す。Feの一部に代えて、質量で、Cu:1.5以下、Mo:1.0以下、V:0.1以下、Nb:0.035以下およびB:0.004以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、上記の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。Feの一部に代えて、質量で、Ni:3.0以下を含有することを特徴とする、上記またはの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。Feの一部に代えて、質量で、Cr:1.0以下を含有することを特徴とする、上記~のいずれかの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。Feの一部に代えて、質量で、Sn:0.5以下を含有することを特徴とする、上記~のいずれかの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。本発明に係る溶接熱影響部靱性に優れた鋼材によれば、大入熱溶接を行った場合であっても溶接熱影響部HAZの靭性に優れた鋼材を提供することができる。1.鋼材の化学組成以下、本発明に係る鋼材の化学組成について説明する。なお、含有量に関するおよびppmは、いずれも質量割合を意味する。C:0.01~0.2Cは、強度を確保するために必要な元素であり、鋼の強度を確保するために、0.01以上含有させる。しかし、0.2を超えると、強度が高くなりすぎて、母材、HAZ共に靱性を確保することが難しくなる。したがって、C含有量は0.01~0.2とする。望ましい下限は0.03であり、望ましい上限は0.18である。Si:0.005~0.15Siは、鋼の焼入れ性を高め鋼板の強度上昇に寄与する。この効果を得るためには0.005以上含有させる必要がある。一方で、Siは酸素との反応性も高く脱酸作用を有するため、Siの含有量が多すぎると、本願発明が目的とする酸化物の形成に影響を及ぼす。特に、SiがAl-Mn酸化物中に含まれ、複合酸化物を形成する場合、Siの含有量が0.15を超えると、Al-Mn酸化物の微細分散を著しく阻害するため、分散個数が減少しオーステナイト粒のピン止め効果が失われ、分散個数が減少するため、HAZにおける旧オーステナイト粒の粗大化が顕著となり熱影響部靭性の低下をもたらす。したがって、Si含有量は0.005~0.15とする。望ましい下限は0.06であり、望ましい上限は0.15である。Mn:0.3~2.5Mnは鋼の焼入れ性を高める効果があり、強度および靭性を確保するために、0.3以上含有させる必要がある。一方で、Mnを2.5を超えて含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性が高まりすぎて、母材、HAZ共に靱性が劣化する。したがって、Mn含有量は0.3~2.5とする。望ましい下限は0.8であり、望ましい上限は1.6である。P:0.05以下Pは、鋼中へ不可避的に混入してくる不純物である。しかし、P含有量が0.05を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招く。したがって、P含有量を0.05以下とする必要がある。S:0.008以下Sは、鋼中へ不可避的に混入してくる不純物である。しかし、S含有量が多すぎると中心偏析を助長したり、延伸したMnSが多量に生成したりして、母材およびHAZの機械的性質が劣化する。このため、S含有量の上限を0.008とする。Sは少ないほど好ましいため、S含有量の下限は特に規定しない。Al:0.0005~0.0030Alは本発明において特に重要な元素の一つである。Alは脱酸のために必須の元素である。本発明の酸化物粒子を形成するためには、Al含有量を0.0005以上とすることが必要である。一方、本発明が目的とするAl-Mn酸化物組成を満足するためには、Al含有量を0.0030以下とする必要がある。というのは、Alを0.0030を超えて含有させると、Al-Mn酸化物ではなく、Al2O3を形成し、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が鋼中に分散されるため、γ粒粗大化抑制効果を失うとともに、母材、HAZ靭性を劣化させるからである。したがって、Al含有量は0.0005~0.0030とする。望ましい上限は0.0025である。N:0.010以下Nは、不純物として鋼中に存在する。しかし、Nが鋼中に多量に存在する場合には、母材、HAZ靭性の劣化を招く。このため、N含有量の上限を0.010とする。O:0.0010~0.0050O酸素は、フェライト生成の核となる酸化物の生成に有効な元素である。この効果を得るにはO含有量が0.0010は必要である。しかし、0.0050を超えて、過剰にOが存在する場合には、母材靭性及び伸び絞り等の延性に悪影響を及ぼすため、O含有量の上限を0.0050とする。Mg、Ca、REM、Ti:下記のA式を満足する。MgCaREMTi/10≦0.001A式ここで、式A中のMg、Ca、REM、Tiの各元素記号は鋼材中に含まれる各元素の含有量質量を表す。Mg、Ca、REMおよびTiは、いずれも強脱酸元素であり、鋼中のO酸素と反応して酸化物を形成する元素である。したがって、これらの元素が鋼中に存在すると、鋼中に分散する酸化物を形成する。すなわち、Ca、Mg、REMおよびTiの一部はAl-Mn酸化物中にも含有され、他の一部はAl-Mn酸化物と酸化物複合体を形成して分散する。しかし、Ca、Mg、REMおよびTiがAl-Mn酸化物中に含まれ、酸化物複合体を形成する場合、Al-Mn酸化物粒子と競合して、Al-Mn酸化物の微細分散能力を著しく阻害するため、分散個数が減少しオーステナイト粒のピン止め効果を失う。したがって、これらの強脱酸元素が鋼中に不純物として含有する場合であっても、Al-Mn酸化物分散粒子の微細分散能力を減退させることがない程度に、その含有量を一定以下に低減する必要がある。具体的には、本発明で規定するAl-Mn酸化物が十分に形成されるように、それぞれの強脱酸元素の酸素反応への寄与度を考慮したパラメータMgCaREMTi/10を0.001以下に規定する必要がある。言い換えれば、上記A式を満足する必要がある。なお、TiはTiNの形成により溶接熱影響部の旧オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するとされている。一方で、本発明が制限する組成範囲内では酸素との反応を生じ、酸化物の組成に変化を生ずると同時にその分散数を低下させる。よって、Ti単独では0.002以下とすることが望ましい。また、Mg、CaおよびREMは酸素との反応性が大きいため、本発明で規定する酸化物の組成、分散に極めて大きな影響をもたらす。これらの元素の酸素反応性はTiに比べはるかに高いため、より厳密に制限することが求められる。それぞれ単独では0.0003以下とすることが望ましい。なお、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元素の総称である。なお、REMの含有量とは、これらの元素の合計含有量を意味する。本発明に係る鋼材は、上記の元素を有し、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やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。本発明に係る鋼材においては、不純物としてのMg、Ca、REMおよびTiの含有量は、上記A式を満足する必要がある。本発明に係る鋼材は、上記の元素の他に、さらにCu、Mo、V、Nb、B、NiおよびCrから選択される1種以上を含有させてもよい。これらの成分は、次の3つのグループに分類することができる。第1グループ:Cu:1.5以下、Mo:1.0以下、V:0.1以下、Nb:0.035以下、B:0.004以下から選択される1種以上。第2グループ:Ni:3.0以下。第3グループ:Cr:1.0以下。第4グループ:Sn:0.50以下。これらの元素を含有させてもよい理由とそのときの含有量は、次の通りである。第1グループCu:1.5以下Cuは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、強度および耐食性をより向上させる効果がある。ただし、その含有量が1.5を超えても、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られないので、その上限は1.5とする。なお、Cuを含有させることによる効果を安定的に得るためには、0.2以上含有させるのが望ましい。Mo:1.0以下Moは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を向上させる効果がある。ただし、その含有量が1.0を超えると特にHAZの硬度が高まり、靱性を劣化させるので、その上限は1.0とする。なお、Moを含有させることによる効果を安定的に得るためには、0.1以上含有させるのが望ましい。V:0.1以下Vは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、主に焼戻し時の炭窒化物析出により母材の強度を向上させる効果がある。ただし、その含有量が0.1を超えると母材の性能向上効果が飽和すると共に、硬度が高まり靱性劣化を招くので、その上限は0.1とする。なお、Vを含有させることによる効果を安定的に得るためには、0.02以上含有させるのが望ましい。Nb:0.035以下Nbは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、細粒化と炭化物析出により母材の強度および靱性を向上させる効果がある。ただし、その含有量が0.035を超えると母材の性能向上効果が飽和する一方でHAZの靱性を著しく損なうので、その上限は0.035とする。なお、Nbを含有させることによる効果を安定的に得るためには、0.005以上含有させるのが望ましい。B:0.004以下Bは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、焼入れ性を向上させて強度を高める効果がある。ただし、その含有量が0.004を超えると、強度を高める効果が飽和するうえ、母材、HAZともに靱性劣化の傾向が著しくなるので、その上限は0.004とする。なお、Bを含有させることによる効果を安定的に得るためには、0.0003以上含有させるのが望ましい。第2グループNi:3.0以下Niは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、固溶状態において鋼のマトリックス生地の靭性を高める効果がある。ただし、その含有量が3.0を超えると、合金コストの上昇に見合った特性の向上が得られないので、その上限は3.0とする。なお、Niを含有させることによる効果を安定的に得るためには、0.2以上含有させるのが望ましい。第3グループCr:1.0以下Crは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、耐炭酸ガス腐食性を高め、また焼入性を高める効果がある。ただし、その含有量が1.0を超えると、他の成分条件を満足させても、HAZの硬化の抑制が難しくなる他、耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和するので、その上限を1.0とする。なお、Crを含有させることによる効果を安定的に得るためには、0.15以上含有させるのが望ましい。第4グループSn:0.50以下Snは、Sn2となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Fe3を速やかに還元させ、酸化剤としてのFe3濃度を低減する作用を有することにより、Fe3の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。また、Snには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。この効果を得るためにSnを含有させてもよい。ただし、Snを0.50を超えて含有させると、その効果は飽和する。このため、Snを含有させる場合には、その含有量を0.50以下とする。上記の効果を得るためには、Snを0.03以上含有させることが好ましい。Snの含有量の好ましい下限は0.05であり、好ましい上限は0.30である。なお、鋼中にSnとCuを同時に含有する場合、鋼板製造する際に圧延割れが発生しやすくなる。これを防止するために、Snを添加した場合には、Cu含有量を0.2未満に、かつCu含有量の比Cu/Sn比を1.0以下とすることが好ましい。2.鋼材中の酸化物粒子鋼材中の分散粒子としてのAl-Mn酸化物について限定した理由について述べる。なお、は、質量を意味する。鋼材中には、平均組成で、Al2O3≧50かつMnO≧5の酸化物粒子が分散していることが必要である。MnOは標準生成自由エネルギが高く、不安定であるのに対して、Al2O3は標準生成自由エネルギが低い安定な介在物である。したがって、Al2O3を多く含むAl-Mn酸化物粒子を鋼材中に安定して導入できれば、優れたHAZ靭性を得ることができる。そして、この酸化物粒子は円相当径で0.4~10μmの大きさのAl-Mn酸化物粒子がオーステナイト粒のピン止め効果に大きく寄与する。0.4μm未満であるとピン止め効果に寄与せず、一方、10μmを超えると酸化物粒子の分散個数が著しく少ないので、効果的なピン止め効果を得ることができない。本発明が規定する酸化物粒子の要件を満足していれば、鋼材中に0.4μm未満または10μmを超える酸化物粒子が分散していても構わない。通常、本発明の鋼材を製造した場合、鋼材中には一部10μmを超える大きさの粒子が存在する。しかし、分散個数が著しく少ないため、オーステナイト粒のピン止め効果には寄与しない。また、ピン止め効果を得るには、一定数以上の酸化物粒子が必要である。円相当径で0.4~10μmの大きさのAl-Mn酸化物粒子の平均分散密度が1mm2あたり50個以上であると、充分にオーステナイト粒のピン止め効果を得ることができるので、大入熱溶接を施工した場合のHAZ組織微細化および靱性向上に寄与する。平均分散密度の上限は定めないが、酸化物粒子を構成する元素の組成との関係から、平均分散密度は多くても1mm2あたり3000個とするのが望ましい。3.鋼材の製造方法本発明の鋼材を製造するに当たっては、脱酸工程が重要となる。本発明では、主要な脱酸元素であるAlを実質脱酸に関与させないようにする必要があることから、Al脱酸以外の大量生産可能な方法で、酸素が含まれる粗溶鋼を所望の酸素濃度まで減じる必要がある。脱酸には、例えば、SiおよびMnなどの弱脱酸元素による脱酸効果を組合せ、これに取鍋スラグ組成を制御するスラグ精錬を組み合わせる方法を利用することができる。このとき、弱脱酸元素による脱酸では、既往のスラグ改質や造滓剤の添加制御などを適用することができる。これらの処理は転炉などの製鋼炉を出鋼後、取鍋に受鋼される段階で、弱脱酸元素の添加調整、スラグ改質剤や造滓剤の添加調整などを行えばよい。また、脱酸には、溶鋼中に含有する炭素を利用した減圧精錬および/または不活性ガス撹拌による方法を利用してもよい。このとき、減圧精錬による脱酸では、環流型脱ガス処理プロセス一般にRHプロセスと呼称されるなどを用いて、減圧処理による脱炭を伴う脱酸処理を行うことができる。これらの工程では、併せて既往の方法で合金元素濃度などの調整や温度の調整などが行われるが、これらの調整は脱酸処理が進行した取鍋精錬後半での実施が望ましい。転炉などの製鋼炉から出鋼された精錬初期段階で既に溶鋼中に含有されている酸素を、同様に溶鋼中に含有されている炭素を用いて、前述の脱ガス処理装置による減圧処理にて脱酸が行われる。一般に、このような脱ガス処理装置には、酸素ガス吹き付けなどで酸素を付与する機構を有しているが、これらの機構を利用して溶鋼に温度を付与することも許容される。本発明鋼の製造にあっては、強脱酸元素を含まないので、その濃度測定による脱酸の完了可否の判断が困難である。このため、精錬の途中で酸素濃度の確認のため、例えば、酸素濃淡電池を測定原理とするジルコニア固体電解質による酸素濃度センサーや、オンラインで鋼中酸素迅速分析装置を用いることが好ましい。このようにして所定の酸素濃度、すなわち、鋳片で0.0010~0.0050質量の範囲となるように酸素濃度が制御された溶鋼は、鋼の鋳造に広く使用されている連続鋳造法にて、鋳片を製造することができる。この際、取鍋と連続鋳造機の間で一時的に溶鋼を保持するタンディッシュと呼称される容器において、雰囲気などからの酸素の汚染に留意すればよい。具体的には、不活性ガスによるシールや雰囲気の遮断により、溶鋼を再酸化から防止する。本発明鋼では、炭素とともになお少量の酸素を含有する弱脱酸鋼であり、強い脱酸元素を含まないため、上述の雰囲気からの汚染対策に加えて、鋳型内および連鋳機セグメント内での電磁気力による撹拌も安定鋳造や鋳片内質改善に有効である。これらの条件下で、溶鋼を連続鋳造法により鋳造しスラブとする。スラブとした後は、既往の方法で鋼材に仕上げればよい。すなわち、スラブを1000~1250°Cに加熱して、熱間圧延し所定の厚みまで減肉した後、冷却する。この後、所定の熱処理を加えてもよい。スラブ中に生成した酸化物粒子はそのまま鋼材に引き継がれ鋼材中に分散する。本発明の鋼材を製造するにはスラブを製造するまでの製鋼工程が重要となる。実機での製鋼過程を想定し、表1に示す化学組成を有する供試鋼を作製した。作製にあたっては減圧および不活性ガス雰囲気で溶解および鋳造が可能な高周波誘導加熱炉を用いた。このとき、耐火物はマグネシア基質の耐火材を用い、電解鉄あるいはAl含有量の低い工業用純鉄を母材として溶解した後、所定の濃度になるよう粒状の炭素を加えて、誘導加熱をしながら、減圧不活性ガス雰囲気下で所定時間、溶解保持した。具体的には、50~150kgの鋼材を作製するのに、圧力1Torr未満、濃度90以上のアルゴンガス雰囲気下で10分程度溶解保持した。溶鋼温度は、一般に鋼の溶解がなされる1600~1650°Cである。その後、圧力を100Torrから常圧程度の不活性ガス雰囲気にして、必要な合金成分の調整を行った後、鋳型にトラフを介して鋳造した。酸素濃度は、鋳造前に固体電解質による酸素濃度センサーで確認した。これらの鋼塊を鍛造、熱間圧延し、板厚30mmの鋼板とした。なお、表1中Mark28~30の供試鋼については、上述のように厳密な雰囲気管理はせず、圧力1Torr未満、濃度90以下のアルゴンガス雰囲気下で10分程度溶解保持した。これらの鋼板について、鋼板の板厚tの厚の部分を採取し、SEM-EDX装置で分析し、Al-Mn酸化物粒子の円相当径測定、分散個数密度測定、およびそれらの分散粒子の組成分析を実施した。さらに、得られた鋼板を入熱200kJ/cmの溶接を模擬した再現熱サイクル試験に付した。熱サイクル条件は、室温から1400°Cまで加熱した後、1400°Cで5秒保持し、その後1400°Cから200°Cまでの温度範囲を2°C/秒の速度で冷却した。鋼材に熱サイクルを付与後、JIS4号シャルピー試験片へと加工し、各鋼材3Pずつ0°Cでシャルピー試験を実施し、吸収エネルギを測定した。表2に、シャルピー試験による吸収エネルギー測定結果を示す。本発明の要件を満足する供試鋼Mark1~22はいずれも再現熱サイクル試験後の吸収エネルギは100Jを超え、良好な大入熱特性を有していることが分かる。これに対して、供試鋼Mark23はC含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。0.4~10μmの大きさのAl-Mn酸化物の密度が小さくなり、吸収エネルギが32Jと低い値しか得られなかった。供試鋼Mark24は、Si含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。0.4~10μmの大きさのAl-Mn酸化物の密度が小さく、また介在物の組成も満足せず、吸収エネルギが57Jと低い値しか得られなかった。供試鋼Mark25は、Mn含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。0.4~10μmの大きさのAl-Mn酸化物の密度が小さく、また介在物の組成も満足せず、吸収エネルギが64Jと低い値しか得られなかった。供試鋼Mark26は、Al含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。0.4~10μmの大きさのAl-Mn酸化物の密度が小さく、また介在物の組成も満足せず、吸収エネルギが40Jと低い値しか得られなかった。供試鋼Mark27は、N含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。このため、吸収エネルギが28Jと低い値しか得られなかった。供試鋼Mark28は、O含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。0.4~10μmの大きさのAl-Mn酸化物の密度が小さく、また介在物の組成も満足せず、吸収エネルギが38Jと低い値しか得られなかった。供試鋼Mark29は本発明の組成要件を満足するが、0.4~10μmの大きさのAl-Mn酸化物の密度が小さかった。このため、吸収エネルギが31Jと低い値しか得られなかった。供試鋼Mark30は本発明の組成要件を満足するが、0.4~10μmの大きさのAl-Mn酸化物の密度が小さく、また介在物の組成も満足しなかった。このため、吸収エネルギが37Jと低い値しか得られなかった。このように、200kJ/cmという超大入熱の溶接を行っても、溶接部の全領域において良好な靭性を確保する高張力鋼材を提供することができる。