"鋼材が電子ビームで溶接され、溶接金属が形成された電子ビーム溶接継手であって、上記鋼材の組成が、質量で、C:0.02~0.10、Si:0.03~0.30、Mn:1.5~2.5、Al:0.004超0.05以下、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Nb:0~0.020、V:0~0.030、Cr:0~0.50、Mo:0~0.50、Cu:0~0.25、Ni:0~0.50、B:0~0.0030及び、Ca:0~0.0050を含有し、P:0.015以下に制限し、S:0.010以下に制限し、O:0.0035以下に制限し残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記鋼材の組成を下記の式1に代入して求められる指標値CeEBBが0.42~0.65であって、前記鋼材の板厚方向に沿った断面の板厚中心部において、円相当径が1.0μm以上の介在物粒子の数が20個/mm2以下であり、前記板厚中心部において、Tiを10以上含有する円相当径が0.05μm以上0.5μm未満の窒化物粒子の数が1×103個/mm2以上であり、前記溶接金属の組成が、質量で、C:0.02~0.10、Si:0.03~0.30、Mn:1.2~2.4、Al:0.004超0.05以下、Ni:1.0~2.3、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Nb:0~0.020、V:0~0.030、Cr:0~0.50、Mo:0~0.50、Cu:0~0.25、B:0~0.0030、及び、Ca:0~0.0050を含有し、P:0.015以下に制限し、S:0.010以下に制限し、O:0.0020以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記溶接金属の組成を下記の式2に代入して求められる指標値CeEBWが0.56~0.73であることを特徴とする電子ビーム溶接継手。CeEBB=C1/4Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、前記鋼材の組成中の各元素の質量であり、CeEBW=C1/4Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式2ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、前記溶接金属の組成中の各元素の質量である。前記指標値CeEBBに対する質量で表した前記鋼材のC量の比であるC/CeEBBが0.02~0.15であることを特徴とする請求項1に記載の電子ビーム溶接継手。前記鋼材の厚さが45~150mmであることを特徴とする請求項1又は2に記載の電子ビーム溶接継手。溶接金属のCTOD値をδWM、熱影響部のCTOD値をδHAZ、及び前記鋼材のCTOD値をδBMと定義すると、下記の式3及び式4が満足されることを特徴とする請求項1又は2に記載の電子ビーム溶接継手。0.8≦δBM/δWM≦1.25式30.15≦δHAZ/δWM≦1.1式4電子ビーム溶接継手用の鋼材であって、前記鋼材の組成が、質量で、C:0.02~0.10、Si:0.05~0.30、Mn:1.5~2.5、Al:0.004超0.05以下、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Nb:0~0.020、V:0~0.030、Cr:0~0.50、Mo:0~0.50、Cu:0~0.25、Ni:0~0.50、B:0~0.0030及び、Ca:0~0.0050を含有し、P:0.015以下に制限し、S:0.010以下に制限し、O:0.0035以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記鋼材の組成を下記の式1に代入して求められる指標値CeEBBが0.42~0.65であって、前記鋼材の板厚方向に沿った断面の板厚中心部において、円相当径が1.0μm以上の介在物粒子の数が20個/mm2以下であり、前記板厚中心部において、Tiを10以上含有する円相当径が0.05μm以上0.5μm未満の窒化物粒子の数が1×103個/mm2以上であることを特徴とする電子ビーム溶接用鋼材。CeEBB=C1/4Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、前記鋼材の組成中の各元素の質量である。前記電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBBに対するC量の比であるC/CeEBBが0.02~0.15以下であることを特徴とする請求項5に記載の電子ビーム溶接用鋼材。前記鋼材の厚さが45~150mmであることを特徴とする請求項5又は6に記載の電子ビーム溶接用鋼材。請求項5又は6に記載の電子ビーム溶接用鋼材の製造方法であって、前記鋼材を鋳造する際、前記鋼材を、1300~1100°Cの温度域での冷却速度が9°C/min以上となるように冷却する工程と、前記鋳造工程の後、前記鋼材を950~1150°Cに加熱し、その後、加工熱処理を施す工程と、を有することを特徴とする電子ビーム溶接用鋼材の製造方法。洋上風力発電用鉄塔の建設においては、鋼材を突き合わせて溶接した後、溶接部に熱処理を施すことなく、そのまま使用するので、溶接金属WM及び溶接熱影響部HAZ:HeatAffectedZone。以下、単に熱影響部という。には、優れた靭性が要求される。電子ビーム溶接の場合、溶接ワイヤーを使用しないので、母材の成分組成を調整して、溶接金属及び熱影響部の靭性を制御することになる。従来、溶接金属における介在物、溶接金属の硬さと母材の硬さの関係、又は、溶接金属の幅を制御する方法が提案されているが、熱影響部の靭性が不十分であると、溶接部の全体としての破壊靭性は低下する。なお、板状又は箔状のNiインサートメタルを溶接面開先面に張付けて電子ビーム溶接を行い、溶接金属WMの靭性を、母材の靭性以上に高めることができる。しかし、この場合も母材の成分組成が適正でないと、溶接金属の硬さと熱影響部の硬さの差が顕著となる。すると硬さの差が非常に大きくなった部分である熱影響部の破壊靭性値δcが大きく低下することになる。また、本発明者らの検討によれば、電子ビーム溶接継手においては、インサートメタルを用いない場合であっても、靱性向上のために適切な成分組成が、溶接金属と熱影響部母材とで、必ずしも一致しない。そのため、従来のアーク溶接用高HAZ靭性鋼に、そのまま、電子ビーム溶接を施しても、溶接金属で、高い靱性は得られない。一方、電子ビーム溶接により形成される溶接金属の靱性を考慮して、アーク溶接用鋼材の成分組成を最適化しても、熱影響部で高靱性は得られない。即ち、電子ビーム溶接とアーク溶接とは、溶接手法及び形成される継手構造の点で基本的に異なるから、電子ビーム溶接に係る課題は、アーク溶接に係る課題解決手法で解決することはできない。本発明は、このような実情に鑑みなされたものであり、本発明の目的は、洋上風力発電用鉄塔の基礎部分を構成する板厚45mm以上の鋼材であって、開先面に板状又は箔状のインサートメタルが挟まれた被溶接部に電子ビームを照射し、高強度で、かつ、溶接金属WM、熱影響部HAZ、母材BM:BaseMetalの破壊靱性値が適度にバランスした溶接継手を形成することができる電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法、さらに、この鋼材によってインサートメタルを挟持した被溶接部に電子ビームを照射して形成した電子ビーム溶接継手を提供することである。本発明は、開先面に板状又は箔状のインサートメタルが挟まれた被溶接部に電子ビームを照射し、溶接される電子ビーム溶接用鋼材において、Mnを1.5質量以上添加して、焼入れ性を確保するとともに、強力な脱酸元素であるAlを添加して、Tiを10以上含有する窒化物などの微細な介在物粒子以下単にTi窒化物というを析出させ、このTi窒化物を、粒成長を抑制するピンニング粒子や、粒内変態の生成核として利用し、鋼材BM、熱影響部HAZ、及び、溶接金属WMの破壊靭性値を適度にバランスさせる。特に、WM幅及びHAZ幅が狭く、入熱量が低い電子ビーム溶接においては、微細なTi窒化物が、熱影響部HAZにおけるオーステナイト粒の粗大化を抑制して、溶接部における破壊靭性の向上に貢献する。そして、本発明においては、新たに導入した電子ビーム溶接焼入れ性指標式CeEBB、CeEBWによって得られる指標値を制御して、鋼材BM、溶接金属WM、及び、熱影響部HAZの破壊靭性を、適度にバランスさせ、インサートメタルを使用して形成された電子ビーム溶接継手全体として、所要の破壊靭性を確保する。さらに、本発明においては、焼入れ性を高めるために、Mn量を増大し、一方で、Cr、Mo、Cu、Ni、及び/又は、Nbの各量を低減し、電子ビーム溶接用鋼材の製造コストを低減する。電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBB、CeEBWは、インサートメタルを用いて形成する電子ビーム溶接継手の破壊靭性の向上のため、本発明者らが、新規に導入した指標である。指標CeEBB,CeEBWの技術的意義については、併せて導入した指標比C/CeEBBC:C含有量の技術的意義と併せて後述する。本発明の要旨は以下のとおりである。1本発明の一態様にかかる電子ビーム溶接継手は、鋼材が電子ビームで溶接され、溶接金属が形成された電子ビーム溶接継手であって、上記鋼材の組成が、質量で、C:0.02~0.10、Si:0.03~0.30、Mn:1.5~2.5、Al:0.004超0.05以下、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Nb:0~0.020、V:0~0.030、Cr:0~0.50、Mo:0~0.50、Cu:0~0.25、Ni:0~0.50、B:0~0.0030、及び、Ca:0~0.0050を含有し、P:0.015以下に制限し、S:0.010以下に制限し、O:0.0035以下に制限し残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記鋼材の組成を下記の式1に代入して求められる指標値CeEBBが0.42~0.65であって、前記鋼材の板厚方向に沿った断面の板厚中心部において、円相当径が1.0μm以上の介在物粒子の数が20個/mm2以下であり、前記板厚中心部において、Tiを10以上含有する円相当径が0.05μm以上0.5μm未満の窒化物粒子の数が1×103個/mm2以上であり、前記溶接金属の組成が、質量で、C:0.02~0.10、Si:0.03~0.30、Mn:1.2~2.4、Al:0.004超0.05以下、Ni:1.0~2.3、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Nb:0~0.020、V:0~0.030、Cr:0~0.50、Mo:0~0.50、Cu:0~0.25、B:0~0.0030、及び、Ca:0~0.0050を含有し、P:0.015以下に制限し、S:0.010以下に制限し、O:0.0020以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記溶接金属の組成を下記の式2に代入して求められる指標値CeEBWが0.56~0.73であることを特徴とする電子ビーム溶接継手。CeEBB=C1/4Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、前記鋼材の組成中の各元素の質量であり、CeEBW=C1/4Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式2ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、前記溶接金属の組成中の各元素の質量である。2上記1の電子ビーム溶接継手において、前記指標値CeEBBに対する質量で表した前記鋼材のC量の比であるC/CeEBBが0.02~0.15であってもよい。3上記1又は2の電子ビーム溶接継手において、前記鋼材の厚さが45~150mmであってもよい。4上記1~3のいずれか電子ビーム溶接継手において、溶接金属のCTOD値をδWM、熱影響部のCTOD値をδHAZ、及び前記鋼材のCTOD値をδBMと定義すると、下記の式3及び式4が満足されてもよい。0.8≦δBM/δWM≦1.25式30.15≦δHAZ/δWM≦1.1式45本発明の別の一態様にかかる電子ビーム溶接用鋼材は、前記鋼材の組成が、質量で、C:0.02~0.10、Si:0.05~0.30、Mn:1.5~2.5、Al:0.004超0.05以下、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Nb:0~0.020、V:0~0.030、Cr:0~0.50、Mo:0~0.50、Cu:0~0.25、Ni:0~0.50、B:0~0.0030、及び、Ca:0~0.0050を含有し、P:0.015以下に制限し、S:0.010以下に制限し、O:0.0035以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記鋼材の組成を下記の式1に代入して求められる指標値CeEBBが0.42~0.65であって、前記鋼材の板厚方向に沿った断面の板厚中心部において、円相当径が1.0μm以上の介在物粒子の数が20個/mm2以下であり、前記板厚中心部において、Tiを10以上含有する円相当径が0.05μm以上0.5μm未満の窒化物粒子の数が1×103個/mm2以上であることを特徴とする電子ビーム溶接用鋼材。CeEBB=C1/4Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、前記鋼材の組成中の各元素の質量である。6上記5の電子ビーム溶接用鋼材において、前記電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBBに対するC量の比であるC/CeEBBが0.02~0.15以下であってもよい。7上記5又は6の電子ビーム溶接用鋼材において、前記鋼材の厚さが45~150mmであってもよい。8本発明の別の一態様にかかる製造方法は、上記5~7のいずれかの電子ビーム溶接用鋼材の製造方法であって、前記鋼材を鋳造する際、前記鋼材を、1300~1100°Cの温度域での冷却速度が9°C/min以上となるように冷却する工程と、前記鋳造工程の後、前記鋼材を950~1150°Cに加熱し、その後、加工熱処理を施す工程と、を有する。電子ビーム溶接継手において、所定のCTOD値破壊靭性値を確保するためには、鋼材BM、溶接金属WM、及び、熱影響部HAZの破壊靱性値を、適度にバランスさせることが重要である。即ち、鋼材母材の破壊靱性と熱影響部の破壊靱性が優れていても、溶接金属の破壊靱性が劣っていると、溶接金属が破壊の起点となる。また、溶接金属の破壊靱性が優れていても、熱影響部の破壊靭性が劣っていると、熱影響部を起点として破壊が進行する。このように、溶接継手の各部で破壊靭性にばらつきがあると、溶接継手全体としての破壊靱性は劣化する。電子ビーム溶接を適用した降伏強度355MPa級の鋼材の溶接部溶接金属及び熱影響部での脆性破壊は、旧オーステナイト粒の周辺に生成する粗大な粒界フェライトや、旧オーステナイト粒の内部にラス状に生成する上部ベイナイトやフェライトサイドプレート等が破壊の起点になって発生する。そして、上部ベイナイトや旧オーステナイト粒界から生成した粗大なフェライトが起点となって脆性破壊するときの破面単位は、旧オーステナイトの粒径に依存する。したがって、析出物によるピンニング効果や粒内変態を利用して、溶接金属及び熱影響部における旧オーステナイトの粒径を小さくすることにより、溶接部の破壊靭性を改善することができる。そこで、本発明においては、適量のAl及びTiを鋼に添加して、鋼材母材だけでなく、Niを含むインサートメタルを介在させて電子ビーム溶接した溶接部の溶接金属WM及び熱影響部HAZの旧オーステナイト粒内に、微細なTi窒化物を生成させる。入熱量が低い電子ビーム溶接では、熱影響部HAZに、微細なTi窒化物が残存して、ピンニング粒子として機能するので、熱影響部における粒成長が抑制されて、破壊靭性が向上する。また、微細なTi窒化物は、粒内変態の生成核となり、熱影響部に、粒内フェライトを生成させる。なお、このTi窒化物は、Tiを10以上含有する窒化物を含む粒子であり、おもにTiNを指すが、酸化物や硫化物との複合物等を含む。その結果、特に熱影響部の組織が微細になり、鋼材母材、熱影響部、及び、溶接金属の破壊靭性が向上するとともに、これら3つの破壊靱性のバランスが向上する。なお、本発明においては、0.004以上のAlが添加されているため、酸化物系の微細な介在物粒子の数は非常に少ない。本発明によれば、降伏強度355MPa級の鋼材の溶接部に、Niを含むインサートメタルを介在させて電子ビーム溶接して形成した電子ビーム溶接継手において、溶接金属及び熱影響部における破壊靭性の劣化を抑制することができ、鋼材母材、熱影響部、及び、溶接金属の破壊靱性が適度にバランスした電子ビーム溶接継手を提供し、かつ、この溶接継手を形成し得る鋼材を低コストで提供することができる。洋上風力発電用鉄塔の建設においては、鋼材を、溶接後、継手部に熱処理を施すことなく、そのまま使用する。このため、溶接金属及び熱影響部には、優れた靭性が要求される。本発明においては、溶接金属の靭性を鋼材母材と同等にまで高めるため、溶接部に、Niを含むインサートメタルを介在させて電子ビーム溶接を行う。従来、電子ビーム溶接は、CrやMoを多量に含有する高強度鋼いわゆるCr-Mo高強度鋼やステンレス鋼、または高Ni鋼など、溶接金属の酸化物の生成が問題とされる鋼材に適用されてきた。ステンレス鋼の熱影響部には脆化相が生成しない。また、Cr-Mo高強度鋼の場合、熱影響部の組織は、図1に定性的に示したように靭性に優れる下部ベイナイトとなり、非常に高い靭性が得られる。本発明の実施形態にかかる電子ビーム溶接継手に用いる鋼材の板厚や強度は、特に限定されないが、例えば、洋上風力発電用鉄塔などに使用される、板厚が45~150mm、YP降伏点が約315MPa~550MPa、TS引張強さが約450MPa~690MPaの構造用鋼を好適に使用できる。必要に応じて、板厚上限を120mm又は130mmとしてもよい。YP下限を340MPa又は355MPaに、YP上限を500MPa、460MPa又は420MPaとしてもよい。TS下限を470MPa又は490MPaに、TS上限を600MPa、570MPa又は550MPaとしてもよい。この種の鋼材は、Cr-Mo高強度鋼に比べて強度が低く、熱影響部の組織は、図1に定性的に示したように、靭性が低い上部ベイナイトになる。このような鋼材を電子ビーム溶接すると、特に、熱影響部では、粒界フェライトや上部ベイナイトなどの粗大な組織が発達し、高炭素マルテンサイト島状マルテンサイト又はMAconstituentともいうが生成しやすい。したがって、構造用鋼を電子ビーム溶接する場合、熱影響部の靭性の確保は容易ではない。組織と靭性との関係については、結晶粒径の微細化が特に溶接金属の靭性の向上に有効であること、高炭素マルテンサイトが特に熱影響部の靭性を低下させることが知られている。また、成分と組織との関係については、焼入れ性指標Ceqを大きくすると、図2Aに示すように溶接金属の粒径が微細になること、図2Bに示すように熱影響部の高炭素マルテンサイトが増加することが知られている。また、溶接金属及び熱影響部の靭性を高めるには、溶接金属の硬さと鋼材母材の硬さとのバランスが重要である。すなわち、図3に示したように、鋼材母材の硬さに対して、溶接金属の硬さを高めると、溶接金属の靭性は向上する。しかし、溶接金属の硬化の影響によって、熱影響部に変形が集中するため、熱影響部の靭性は低下する。したがって、靭性の劣る上部ベイナイトの生成を防止するために焼入れ性を高めると、溶接金属の硬化が起こり、この影響によって、熱影響部の靭性が損なわれるという問題が生じる。このように、鋼の焼入れ性とWMの結晶粒径やHAZの高炭素マルテンサイトとの関係、鋼材母材の硬さに対するWMの硬さの比と溶接継手の靭性との関係は、定性的には公知であった。しかし、従来、鋼材の成分によって溶接継手の破壊靭性のバランスを制御するという考え方は存在しなかった。そのため、例えば、焼入れ性を高めた鋼材母材を電子ビーム溶接すると、WMの靭性は向上するものの、HAZの靭性が著しく低下するなどの問題が生じた。そこで、本発明者らは、インサートを介在させて形成された電子ビーム溶接において、優れた靭性を確保するため、電子ビーム溶接に適した焼入れ性を表示する指標を検討し、新たに電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBB、CeEBWを考案し導入した。即ち、下記式1で定義する電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBBおよび、下記式2で定義する電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBWは、電子ビーム溶接継手の破壊靭性をより高めるために、鋼材の組織の形成に大きく影響する焼入れ性に着目し、所要の組織の生成を確実に確保することを考慮した新たな指標である。CeEBB=C1/4Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、電子ビーム溶接継手の母材、つまり、電子ビーム溶接継手に用いる鋼材における各成分の含有量質量である。CeEBW=C1/4Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式2ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、電子ビーム溶接継手の溶接金属における各成分の含有量質量である。CeEBB値、CeEBW値の単位は質量である。なお、これらの成分のうちいずれかが鋼材に添加されていない場合、その元素の含有量に0を代入して式1および式2を用いればよい。例えば、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vがいずれも含有されない鋼材の場合、CeEBBは上記式式1に替えて下記の式式1 ́を、CeEBWは上記式式2に替えて下記の式式2 ́を、用いればよい。CeEBB=C1/4Mn式1 ́CeEBW=C1/4Mn式2 ́ただし、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vが不可避的不純物として含有している場合には、式1および式2によりCeEBBおよびCeEBWを計算することが好ましい。上記式1で定義するCeEBBは、硬さと相関する公知の炭素当量Ceq=C1/6Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5Vを基に、Mnが、電子ビーム溶接の際に蒸発して減少し、焼入れ性が低下することを考慮して考案された指標である。なお、インサートメタルを介在させて形成する電子ビーム溶接継手において、経験的に得られた、Mnの減少に起因する焼入れ性の低下の度合いに基づいて、Mnの係数を1/4とした。この係数の値は公知のCeq式におけるMnの係数1/6より大きい。指標値CeEBBは、1鋼材母材の成分を調整することによって、Ni含有箔を用いた電子ビーム溶接継手の溶接金属における焼入れ性を所要の範囲で確保し、2この溶接金属において、微細なフェライトの生成を促進し、かつ、3電子ビーム溶接後の熱影響部において、靭性を低下させる上部ベイナイトや高炭素マルテンサイトなどの生成を抑制するための指標である。図4に、電子ビーム溶接継手における溶接金属WM及び熱影響部HAZの破壊靱性値δcとCeEBBとの関係を定性的に示す。実線の曲線は溶接金属の破壊靭性値δcwmであり、破線の曲線は熱影響部の破壊靭性値δchaである。二点鎖線の曲線は、仮想的にWMの硬さの変化を無視した場合の熱影響部の破壊靭性値HAZ靭性の予測値である。このようなHAZ靭性の予測値は、HAZの熱履歴を模擬した熱処理を施した試験片を用いて破壊靭性試験により測定することができる。WMの破壊靭性値δcwmは、インサートメタルNi箔などを使用することにより、鋼材母材と同等にまで向上する。指標値CeEBBが大きくなると、HAZでは高炭素マルテンサイトの増加とHAZの硬化によってHAZ靭性の予測値が低下する。また、指標値CeEBBが大きくなるとWMが硬化し、その影響を受けて、δchaはHAZ靭性の予測値よりも低下する。なお、Ni箔を使用する場合、CeEBBが低くても靭性には問題ないが、強度が低下するため、下限値を定める必要がある。このように、指標値CeEBBによって溶接金属及び熱影響部の破壊靭性を総合的に評価することが可能になる。指標値CeEBBを適正範囲に定めれば、熱影響部の破壊靱性値を一点鎖線で示す目標値以上にすることができる。後述するピンニング粒子を活用する場合は、ピンニングや粒内変態の効果に応じてδchaが向上することになる。次に、本発明者らは、鋼材母材のC量及び指標値CeEBBと、母材、溶接金属、及び、熱影響部の靭性の関係について検討した。その結果、鋼材母材のC量とCeEBBとの比C/CeEBBの上限を制限することが好ましいことが解った。以下に、比C/CeEBBの技術的意義について説明する。比C/CeEBBは、熱影響部の焼入れ性が極端に偏らないようにするための指標である。本発明では、インサートメタルを使用するので、C/CeEBBの低下による溶接金属の焼入れ性の低下は、Niによって補うことができる。図5に、CeEBBと熱影響部の破壊靭性値の関係を示す。CeEBBは焼入れ性の指標であるから、CeEBBが大きくなると、熱影響部では高炭素マルテンサイトの生成が促進されて破壊靭性値が低下する。そのため、図5に示すように、破壊靭性値を確保するには、C/CeEBBを制限することが好ましい。本発明者らは、Niを含むインサートメタルを介在させて電子ビーム溶接した溶接継手の溶接金属の適正な成分組成についても検討した。溶接金属には、Niを含むインサートメタルからNiが添加されるので、溶接金属において靭性を確保するうえで、適正なNi量とCeEBBを明確にする必要がある。さらに、本発明者らは、溶接金属の破壊靭性値と熱影響部の破壊靱性値のバランスを改善する手法について検討し、以下の結果を得た。1電子ビーム溶接は入熱量が低いため、Ti窒化物がより多く残留する。2このTi窒化物は、熱影響部において、ピンニング粒子として機能して粒成長を抑制し、また、溶接金属において、粒内変態の生成核として極めて有効に機能して、粒内フェライトの生成を促進する。これらの作用の結果、Ti窒化物が、Niを含むインサートメタルを挟んで形成された電子ビーム溶接継手の熱影響部及び溶接金属の破壊靭性を向上させることが解った。本発明者らは、更に、Ti窒化物や酸化物を含む鋼中の介在物粒子のサイズや個数が、電子ビーム溶接継手の破壊靱性値に対して及ぼす影響について、予備実験を行って検証した。以下に詳述するように、この予備実験では、鋼中の全酸素量や鋳片の冷却速度を変化させることで、異なる個数やサイズの介在物粒子を有する複数の鋼材を作成した。これらの鋼材を用いて電子ビーム溶接継手を製作し、破壊靱性値を検査した。この予備試験において、窒化物及び酸化物などの介在物粒子の計測、および破壊靭性値の計測は、鋼板の板厚方向中心部を対象にして行った。この理由は以下の通りである。第一の理由は、CTOD試験で検証されるように、電子ビーム溶接継手において、力学的に最も拘束力が高く、破壊の起点となりやすいのは板厚中心部であるからである。さらに、鋼板の板厚方向中心部では、連続鋳造における凝固偏析中心偏析により、溶質元素が濃化して組織が硬化しやすい。このため、板厚方向中心部は、板厚方向の表層に近い部分に比べて冶金学的に脆性破壊が発生しやすい状態となっていることが、第二の理由である。重ねて、本発明の対象である電子ビーム溶接継手は、通常のアーク溶接継手とは異なり、融合面が板厚方向にほぼ平行な平面状であるため、上述した板厚方向の力学的冶金的な影響を受けて、粗大な介在物粒子が脆性破壊の起点となりやすい。すなわち、電子ビーム溶接継手の熱影響部及び溶接金属の破壊靱性値は、通常のアーク溶接継手と比べて、板厚中心部に存在する介在物粒子のサイズや個数に大きな影響を受けやすいことが、第三の理由である。後述の予備実験により酸化物、介在物粒子の数と破壊靭性値との関係を調査した結果、以下の知見が得られた。上記介在物粒子がTiを10以上含有する窒化物以下単にTi窒化物とも呼ぶである場合は、その円相当径が0.05μm以上の時に、高い効率でピンニング作用及び粒内変態促進作用を示し、結晶粒の細粒化に大きく貢献する。一方、粒径の比較的大きい介在物粒子は、Ti含有量に関わらず、脆性破壊の起点ともなる。介在物粒子の円相当径が0.5μmを超えると、脆性破壊の起点となる傾向が現れ始め、とりわけ、円相当径が1.0μm以上であると、破壊の起点となる傾向が特に高いため、その個数を可能な限り制限することが望ましい。その上で、円相当径が0.05μm以上0.5μm未満の、Tiを10以上含む窒化物を鋼材に適量含有させれば、脆性破壊を発生させること無く、効果的に結晶粒を細粒化できることが判った。この予備実験では、鋼材内の粒子のうち、1円相当径が0.05μm以上0.5μm未満で、Tiを10以上含む窒化物以下単に微小なTi窒化物と称することがある、2円相当径が1.0μm以上の酸化物や窒化物を含む全ての非金属性介在物の粒子以下単に、粗大な介在物粒子と称することがある、の2クラスについてその数量を測定した。その上で、鋼材内の各クラスの粒子の数量と、この鋼材を用いた電子ビーム溶接後の継手の靭性値との関係を定量的に検証した。予備実験では、小型実験炉を用いて、質量で、C:0.07、Si:0.06、Mn:2.0、P:0.007、S:0.002、Ti:0.01、Al:0.04、N:0.005を目標とした鋳片を製造した。鋳片の製造にあたって、各クラスの介在物の個数を制御するために、以下の2つの工程を制御した。i溶湯の真空脱ガス処理の処理時間を変化させることによって鋳片の全酸素量を調整した。ii鋳造時に、鋳片を冷却するための冷却水量を調整することによって、1300~1100°Cの温度域の鋳片の冷却速度を1~30°C/minの範囲で制御した。この予備実験で製造された各鋳片の成分組成は、上記の成分組成の目標値と、ほぼ一致した。また、製造された各鋳片の全酸素量は11ppm~31ppmであった。得られた鋳片を用いて、後述のACCにより板厚50mmの鋼板を製造した。上記鋼材の粒子の個数の測定方法は、後述の実施例で用いた方法に準じる。さらに、これらの鋼材に対して電子ビーム溶接を施して、溶接金属のNi濃度が2となるように開先面にNi箔を挟み、I開先の突合せ溶接継手を作製した。この溶接方法の詳細は、後述の実施例に準ずる。これらの溶接継手の融合部FL部分にノッチが形成されたCTOD試験片を作成し、試験温度0°CでCTOD試験を実施した。この結果得られたHAZの破壊靭性値、δHAZが0.2mm以上の場合は、そのサンプルを合格とし、これ以外の場合は不合格とした。この予備実験の結果を図7、8A、8Bに示す。これらの図面において、CTOD試験に合格したサンプルは中空のプロットで、不合格のサンプルは塗りつぶされたプロットで示した。図7は、CTOD試験の結果と、上記微小なTi窒化物及び上記粗大な介在物粒子の個数との関係を示す。図7上で、CTOD試験に合格した溶接継手のプロット中空のプロットは全て、本発明の範囲として示した破線の四角の範囲内にある。つまり、HAZのCTOD値、δHAZが0.2mm以上となったサンプルは、1鋼材の板厚中心部において、円相当径が1.0μm以上の粒子上記粗大な介在物粒子が20個/mm2以下であり、かつ、2板厚中心部において、Tiを10以上含有する円相当径が0.05μm以上0.5μm未満の窒化物粒子上記微小なTi窒化物粒子が1×103個/mm2以上である、という条件を満たしていた。次に、鋳片の1300~1100°Cの温度域での冷却速度と、上記微小なTi窒化物粒子の数量との相関を検討した。図8Aに示すように、冷却速度が上昇すると、板厚中心部における微小なTi窒化物粒子の数量が増加する傾向があった。特に鋳片の冷却速度が9°C/min以上の場合に、冷却速度に依存して介在物粒子の数量が増加する傾向が明確になった。この結果、上記の冷却速度の範囲において、上記微小なTi窒化物粒子の数量を1×103個/mm2以上の範囲に制御できた。図8A上で、この冷却速度範囲を本発明の範囲として破線と矢印で示す。また、上記の冷却速度の範囲を満たす全サンプルで、HAZのCTOD値、δHAZは、0.2mm以上だった中空のプロット。次に、鋳片の1300~1100°Cの温度域での冷却速度と、上記粗大な介在物粒子の数量との相関を検討した。図8Bに示すように、冷却速度が上昇すると、板厚中心部における粗大な介在物粒子の数量が減少する傾向があった。特に鋳片の冷却速度が9°C/min以上のサンプルでは、上記粗大な介在物粒子の数量は20個/mm2以下の範囲にあった。図8B上で、この冷却速度範囲を本発明の範囲として破線と矢印で示す。上記予備実験の結果を総合して、発明者らは、以下の知見を得た。1板厚中心部に存在する粗大な介在物粒子を少なくし、2粒内変態の変態核となる微小なTi窒化物粒子の量を適切に制御することによって、電子ビーム溶接継手の熱影響部及び溶接金属の破壊靱性を向上できる。また、介在物粒子のサイズや個数を制御するためには、3鋼材の鋳造時の冷却速度を適切な範囲に制御すること、が効果的であることがわかった。なお、予備実験で得られた鋳片の必要冷却速度9°C/minは、鋼の溶製及び鋳造を行う製鋼工場の取鍋精錬設備や鋳造設備の条件など例えば、真空脱ガスの真空度、鋳造時の堰の形状などにより、変化するものと考えられる。このため、CTOD試験結果の向上のためには、所定の成分範囲で所定の介在物粒子の数が得られればよく、必ずしも鋳造時の冷却速度を9°C/min以上に限定する必要はない。上記予備実験の結果に鑑み、本発明では、鋼材母材のC量、CeEBB、CeEBW、C/CeEBB、及び介在物粒子のサイズや個数を適正な範囲内に制御し、適量のAl、Tiなどを添加する。この結果、溶接部にNiを含むインサートメタルを挟んで電子ビーム溶接した際に、微細なTi窒化物がピンニング粒子及び粒内変態の生成核として利用され、鋼材母材の破壊靭性値に対する溶接金属及び熱影響部の破壊靭性値の比をを適切な範囲にし、破壊靱性値δcのばらつきを極力抑制した電子ビーム溶接継手と、この溶接継手を形成することができる鋼材を得ることができる。本発明の実施形態にかかる鋼材の組成は、質量で、少なくともC:0.02~0.1、Si:0.03~0.30、Mn:1.5~2.5、Al:0.004超0.05以下、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060を含有する。また、上記鋼材の組成に含まれる不可避的不純物のうち、P:0.015以下、S:0.010以下、O:0.0035以下に制限する必要がある。また、必要に応じて、Nb:0~0.020、V:0~0.030、Cr:0~0.50、Mo:0~0.50、Cu:0~0.25、Ni:0~0.50、B:0~0.0030、及び、Ca:0~0.0050を含有してもよい。なお、不可避的不純物中のMg量を0.0002以下に制限してもよい上記鋼材の組成の残部は鉄及び不可避的不純物からなる。上記鋼材の溶接部を、Niを含むインサートメタルを挟んだ状態で電子ビーム溶接した場合、溶接金属においては、Mn及びOが減少し、Niが増加する。この結果、溶接金属の組成は、質量で、少なくとも、C:0.02~0.1、Si:0.03~0.30、Mn:1.2~2.4、Al:0.004超0.05以下、Ni:1.0~2.3、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、を含有する。また、上記溶接金属に含まれる不可避的不純物のうち、P:0.015以下、S:0.010以下、O:0.0020以下に制限する必要がある。また、必要に応じて、Nb:0~0.020、V:0~0.030、Cr:0~0.50、Mo:0~0.50、Cu:0~0.25、B:0~0.0030、及び、Ca:0~0.0050を含有してもよい。上記溶接金属の組成の残部は鉄及び不可避的不純物からなる。以下、各元素の添加理由及び添加量について説明する。なお、は質量を意味する。Cは、強度の向上に寄与する元素である。溶接構造体としての強度を確保するため、0.02以上添加する。好ましい下限は0.03であり、より好ましい下限は0.04である。一方、C量が0.10を超えると焼入性が増大しすぎて、靭性が低下するので、上限は0.10とする。好ましい上限は0.08又は0.07であり、より好ましくは0.06である。Siは、脱酸元素であり、鋼板の強度を確保するためにも有効な元素である。そのため、0.03以上添加する。しかし、Siを過剰に添加すると、島状マルテンサイトが多量に生成し、特に、溶接金属及び熱影響部の靭性が低下するので、上限を0.30とする。好ましい上限は0.25又は0.20であり、より好ましい上限は、0.15である。Mnは、靭性を確保し、かつ、焼入れ性を高めて鋼板の強度を確保するのに有効な元素である。Mn量が1.5未満では、鋼材の靭性、強度、及び、焼入れ性を十分に確保できない。また、電子ビーム溶接時、Mnは溶接金属から蒸発して、溶接金属の焼入れ性が低下する。したがって、鋼材の靭性、強度、及び、焼入れ性、さらに、溶接金属の焼入れ性を確保するため、1.5以上のMnを添加する。Mn量の好ましい下限は1.6又は1.7であり、より好ましくは1.8である。ただし、Mn量が2.5を超えると、焼入れ性が過大に増大し、特に熱影響部の靭性が低下するので、Mn量の上限を2.5とする。好ましい上限は2.4であり、より好ましくは2.3である。Pは、不可避的不純物であり、鋼材母材、BM、溶接金属WM、及び、熱影響部HAZの靭性に悪影響を及ぼす。特に、熱影響部HAZの靭性を確保するためには、Pは少ないことが好ましく、P量は0.015以下に制限する。好ましいP量は0.010以下、又は0.006以下である。P量の下限を特に限定する必要はなく、その下限は0である。製造コストの観点から、0.001未満の極低P化は不必要であり、P量は0.001以上としてもよい。Sは、不可避的不純物であり、MnSを形成する。MnSは、TiNなどの微細なTi窒化物粒子を核として析出し、Mn希薄領域を形成して、粒内フェライトの生成粒内変態を促進する。粒内変態を促進するためには、Sを0.0001以上含有させることが好ましい。好ましいS量の下限は0.001である。必要に応じて、S量の下限を0.002としてもよい。また、S量の下限を限定せず、下限を0としてもよい。一方、Sを過剰に含有すると、特に、熱影響部HAZの靭性が低下するので、S量を0.010以下に抑える。好ましいS量の上限は、0.007以下又は0.005以下とする。Alは、本発明において重要な脱酸元素である。Alは、Ti酸化物の過剰な生成を抑制して、微細なTiNを析出させるため、0.004を超えて添加する。好ましい下限は0.010、又は0.020である。一方、0.05を超えると、破壊の起点となるAl酸化物が生成して、靭性が低下するので、上限を0.05とする。熱影響部HAZの靭性を高める点から、上限は0.04、又は0.03が好ましい。Tiは、本発明において極めて重要な元素である。Tiは、Nと結合して、微細なTi窒化物TiNを形成する。このTi窒化物には、Ti、N以外の元素を含んでも何ら差し支えない。入熱量が低い電子ビーム溶接継手においては、微細なTi窒化物のピンニング効果により、熱影響部HAZにおけるオーステナイト粒の粗大化が抑制される。また、微細なTiNは、粒内変態の生成核として機能し、熱影響部HAZの靭性の向上に寄与する。このような添加効果を十分に得るため、Tiは0.005以上添加する。Ti量の下限は0.007、又は0.009が好ましい。一方、Ti量が過剰であると、粗大なTi含有介在物粒子が生成し、かえって靭性が劣化するので、Ti量の上限は0.015とする。好ましいTi量の上限は0.014、又は0.012である。Nは、Tiと結合して、微細なTi窒化物を形成する極めて重要な元素である。微細なTi窒化物のピンニング効果による粒径の粗大化の防止や、粒内変態による粒径の微細化によって、特に熱影響部の靭性が高められる。このため、N量の下限を0.0020とする。好ましいN量の下限は0.0030、又は0.0035である。一方、Nが過剰であると、鋼材母材及び熱影響部の靭性に悪影響を及ぼすので、N量の上限を0.0060とする。好ましいN量の上限は0.0050または0.0040である。Oは、不純物であり、少ないほうが好ましい。O量が過剰であると、破壊の起点となる酸化物が過剰に生成し、鋼材及び熱影響部の靭性に悪影響を及ぼすので、O量の上限を0.0035とする。組成や製造工程等の条件で鋼材に過剰な酸化物が生成しやすい場合、O量の上限を0.0032以下、0.0029以下、または0.0025以下としてもよい。O量の下限を規定する必要はなく、0でもよい。一方、脱酸元素のAlが少ない場合は、適量のOを含有することによって微細なTi酸化物が生成し、熱影響部における粒内変態の際の生成核として作用し、靭性が向上するので、O量の下限は0.0010が好ましい。なお、本発明の実施形態に従って一般的な条件で電子ビーム溶接を行うと、その過程において、溶接金属では、鋼材のO量の内、約半分程度が失われる場合が多い。例えば、鋼材のO量が0.0035以下のとき、溶接後の継手において、溶接金属中のO量は約0.0020以下となる場合が多い。このため、鋼材母材のO量の下限は0.0015が好ましく、さらに好ましくは0.0020である。本発明の実施形態にかかる鋼材は、さらに、Nb及び/又はVを、以下の理由で、一定の限度内で含有してもよい。Nbは、鋼材母材の焼入れ性を向上させて、強度を高めるのに有効な元素であり、添加は必須でないが、必要に応じて添加してもよい。添加効果を得るためには、Nbを0.001以上、好ましくは0.003以上添加する。ただし、過剰に添加すると、特に熱影響部HAZの靭性が低下するので、Nb量の上限を0.020とする。好ましい上限は0.012であり、より好ましくは0.010、特に高い靭性を求める場合は0.004である。Nb量の下限を特に限定する必要はなく、Nb量が0でもよい。Vは、少量の添加で、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める作用をなす元素であり、添加は必須でないが、必要に応じて添加してもよい。添加効果を得るためには、Vを0.005以上、好ましくは0.010以上添加する。ただし、過剰に添加すると、特に熱影響部HAZの靭性が低下するので、V量の上限を0.030とする。好ましい上限は0.025であり、より好ましくは0.020である。Vの下限を特に限定する必要はなく、V量が0でもよい。本発明の実施形態にかかる鋼材は、必要に応じ、さらに、Cr、Mo、Cu、及び、Ni、及び、Bの1種又は2種以上を含有してもよい。これらの元素の添加は必須ではないが、添加すると靭性および強度の向上に有効である。この効果を得るためには、Cr、Mo、Cu、Niの1種又は2種以上を、それぞれ、0.05以上添加する。Bは、少量添加で焼入性を大きく向上させる元素であるため、冷却速度を確保するのが困難な場合など必要に応じて、0.0030を上限に添加してもよい。焼入性向上効果を得るためには、Bを0.0002以上添加する。B添加による鋼材の割れなどを回避するために、B量の上限を0.0020、0.0017又は0.0014に制限してもよい。しかし、Cr、Mo、Cu、及び、Niは高価であるので、経済的観点から、Cr:0.50以下、Mo:0.50以下、Cu:0.25以下、Ni:0.50以下の添加量とする。特に、Mn量を高めた本発明の鋼材では、これらの元素を過剰に添加すると、焼入れ性が高くなりすぎて、靭性のバランスを損なうことがある。したがって、好ましくは、Cr、Mo、Cu、及び/又は、Niの合計量を0.70以下とする。さらに好ましくは、この合計量を0.50以下とする。必要に応じて、この合計量を0.40、0.30又は0.20に制限してもよい。Cr、Mo、Cu、Ni及び、Bの下限を特に限定する必要はなく、それぞれの添加量が0であってもよい。本発明の実施形態にかかる鋼材においては、電子ビーム溶接した場合、溶接金属のMn量及びO量が、鋼材母材のMn量及びO量よりも少なくなる。これは、電子ビーム溶接を真空中で行う際に、溶接金属では、Mnの一部が蒸発するとともに、酸化物が溶接金属から浮上して排出されるからである。したがって、溶接金属のMn量及びO量を、それぞれ、質量で、Mn:1.2~2.4、及び、O:0.0020以下とする。溶接金属のMn量の下限は1.4又は1.6でもよく、上限は2.0又は1.8でもよい。なお、本発明の実施形態に従って一般的な条件で電子ビーム溶接を行うと、その過程において、溶接金属では、鋼材のO量の内、約半分程度が失われる場合が多い。例えば、鋼材のO量が0.0035以下のとき、溶接後の継手において、溶接金属中のO量は約0.0020以下となる場合が多い。溶接金属のO量を、20ppm未満、19ppm以下、18ppm以下又は17ppm以下としてもよい。溶接金属のO量の下限を設ける必要はないが、4ppm以上、8ppm以上、10ppm以上、12ppm以上、又は14ppm以上としても、差し支えない。本発明の鋼材において、電子ビーム溶接継手を形成する際、溶接金属の靭性を高めるため、被溶接部開先突合せ部の開先面に、Niを含むインサートメタルを挟み、溶接金属にNiを添加する。溶接金属の靭性を顕著に高め、好ましくは溶接金属の破壊靭性値を鋼材母材の0.8倍以上にするには、溶接金属のNi量を1.0以上にすることが必要である。溶接金属のNi量の下限は、1.3又は1.6でもよい。一方、Ni量が過剰になると、溶接金属の硬度が上昇し、熱影響部の破壊靭性に悪影響を及ぼす。特に、熱影響部の靭性を確保するために、Ni量の上限を2.3以下とする。なお、溶接金属のNiが過剰であると、高炭素マルテンサイトが生成しやすくなり、溶接金属の硬度が上昇し、破壊靭性が低下することがある。溶接金属のNi量の上限は、2.2又は2.0でもよい。ピンニング効果によって溶接金属の靭性を高めるために添加するTi及びNの量が少ない場合、溶接金属のNi量を増加することが好ましい。インサートメタルとしては、Ni合金、又は、純Niを使用することができる。純Niを使用すれば簡便である。本発明の実施形態にかかる電子ビーム溶接継手においては、鋼材母材の組成を下記式1に代入して指標値CeEBBを求め、その指標値CeEBBを0.42~0.65とする。本発明の実施形態にかかる鋼材においては、この鋼材の組成を同じ式1に代入して求められる指標値をCeEBBとして、この指標値CeEBBを0.42~0.65とする。なお、は質量を意味する。CeEBB=C1/4Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、鋼材成分の含有量質量である。CeEBB値の単位は質量である。電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBBは、溶接部にNiを含むインサートメタルを挟むことにより形成された電子ビーム溶接継手の溶接金属において、Ni量を1.0~2.3とすることを考慮して製作されている。鋼材母材の電子ビーム溶接焼入れ性指標値CeEBBの下限は、鋼材母材の強度を確保するため、0.42とする。CeEBBは、好ましくは0.45以上、より好ましくは0.48以上とする。一方、CeEBBが0.65を超えると、熱影響部の破壊靭性が不十分になるので、上限を0.65とする。好ましい上限は0.60であり、より好ましくは0.58である。本発明の実施形態にかかる鋼材の、板厚方向に沿った断面の板厚中心部において、円相当径が1.0μm以上の介在物粒子粗大な介在物粒子の数は20個/mm2以下とする。また、同じく板厚中心部において、Tiを10以上含有する円相当径が0.05μm以上0.5μm未満の窒化物粒子微小なTi窒化物粒子の数は1×103個/mm2以上とする。上記粗大な介在物粒子の数が20個/mm2超であると、この介在物粒子が破壊の起点となって、熱影響部および溶接金属の破壊靭性が不十分になる。上記微小なTi窒化物粒子の数が1×103未満であると、Ti窒化物粒子によるピンニング作用が不十分となって、熱影響部および溶接金属の靭性に悪影響を及ぼす。一方、0.05μm以上0.5μm未満のTi窒化物の数について、特に上限は定めないが、微小なTi窒化物が多すぎると、これが脆性破壊の起点となることがある。従って、熱影響部の靭性をより安定させるためには、板厚中心部の微小なTi窒化物数の上限は5×104個/mm2未満、さらに望ましくは4×104個/mm2以下であることが好ましい。なお、上記粗大な介在物粒子数の測定方法としては、例えば、鋼材の板厚方向の中央部の断面試料を用いて、FE-SEMFieldEmissionScanningElectronMicroscopeによる測定を行う。また、上記微小なTi窒化物粒子の数の測定方法としては、例えば、鋼材の板厚方向の中央部の断面試料を用いてFE-TEMFieldEmissionTransmissionElectronMicroscopeによる測定を行う。さらに、抽出レプリカ膜を作成してTEMで観察し、EDX法EnergyDispersiveX-raySpectrometryで測定されるTiの重量比が10以上である粒子について、Tiを10以上含有する窒化物粒子であると判定する。鋼材母材の電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBBに対する鋼材母材のC量の比C/CeEBBは、溶接金属の焼入れ性と、熱影響部及び鋼材母材の焼入れ性のバランスを表示する指標である。C/CeEBBは、0.15以下の値を取ることが好ましい。C量が、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び/又は、Vの量に対して過剰になり、C/CeEBBが0.15を超えると、熱影響部の破壊靭性が低下することがある。より好ましいC/CeEBBの上限は0.13であり、さらに好ましくは0.11である。一方、Niを含むインサートメタルを溶接部の開先面に挟んで電子ビーム溶接を行う場合、鋼材母材のC/CeEBBの低下による溶接金属の焼入れ性の低下は、Niで補うことができる。したがって、C/CeEBBの下限は規定しないが、C量が下限の値をとり、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び/又は、Vの量が上限の値をとる場合が、実質的にC/CeEBBの下限となり、本発明では、0.02である。なお、C量を増加し、Cu、Ni、Cr、Mo、及び/又は、Vの量を低減すると、合金コストを削減することができるので、C/CeEBBの下限は、より好ましくは0.04以上、さらに好ましくは0.06以上とする。溶接部の開先面にNiを含むインサートメタルを挟んで形成された電子ビーム溶接継手において、前述の式2で求められる溶接金属の焼入れ性指標値CeEBWは、0.56~0.73とする。溶接金属のCeEBWは、溶接金属の焼入れ性を確保するために0.56以上とする。溶接金属のCeEBWの下限は、より好ましくは0.60とする。一方、溶接金属のCeEBWが0.73を超えると、溶接金属が硬化して溶接継手の破壊靭性が不十分になる。溶接金属のCeEBWの上限は、より好ましくは0.70である。本発明の実施形態にかかる鋼材を用いて、電子ビーム溶接で形成した溶接継手において、溶接金属のCTOD値:δWM、熱影響部のCTOD値:δHAZ、及び、鋼材母材のCTOD値:δBMが、下記式3と式4を満足することが好ましい。0.8≦δBM/δWM≦1.25式30.15≦δHAZ/δWM≦1.1式4ただし、δWM、δHAZ、及び、δBMは、0°Cで三点曲げCTOD試験を6回行ったときのCTOD値の最低値である。CTOD値が1.0mm以上となった場合は延性破壊したものとみなし、CTOD値を1.0mmとして上記計算を行う。δBM/δWMが0.8未満、及び/又は、δHAZ/δWMが0.15未満であると、δBM、δWM、及び、δHAZのバランスが極端に悪くなり、溶接部の破壊靱性が大きく低下する。このため、δBM/δWMの下限は0.8とし、δHAZ/δWMの下限は0.15とする。δBM/δWMの上限は、δWMがδBMの0.8倍以上であることが好ましいので、1.25以下とする。δWMはδBMとほぼ同等であることがより好ましく、δBM/δWMの好ましい上限は1.1である。同様に、δHAZはδWMとほぼ同等であることが好ましく、δHAZ/δWMの上限を1.1以下とする。本発明のように、微細なTiNなどのTi窒化物粒子を利用する鋼を、インサートメタルを用いて電子ビーム溶接する場合は、HAZの破壊靭性を鋼材母材と同等にまで高めることは難しい。したがって、特に、鋼材母材及びWMの破壊靭性を高める必要がある場合、δHAZ/δWMの好ましい上限は0.40、より好ましくは0.3である。即ち、本発明の鋼材によれば、電子ビーム溶接後の溶接継手における溶接金属の破壊靭性を鋼材母材と同等にまで高めることが可能であり、熱影響部の破壊靭性は、鋼材母材の破壊靱性に比較して著しく劣化せず、各部の破壊靱性が適度にバランスした溶接継手を得ることができる。電子ビーム溶接は、簡易な設備で達成できる低真空度、例えば、10Pa以下の減圧下で行うことができる。真空度の下限は、設備の能力にもよるが、10-2Paが好ましい。溶接条件は、加速電圧130~180V、ビーム電流100~130mA、溶接速度100~250mm/分の範囲内で、装置の性能や鋼材の厚さに応じて決定する。例えば、厚さ80mmの場合、加速電圧175V、ビーム電流120mA、及び、溶接速度125mm/分程度が推奨される。電子ビーム溶接を行う際、被溶接部の開先面の間にNiを含むインサートメタルを挟む。Niを含むインサートメタルとしては、Ni基合金箔、Ni-Fe合金箔、純Ni箔を使用することができる。Ni箔を使用すると、鋼材のNi量と目標とする溶接金属中のNi量、及び、鋼材の寸法と溶接金属の幅から、目標のNi量とするのに必要な、インサートメタルの厚さを簡便に計算することができる。純Ni箔は、必要な厚さの箔を準備してもよいが、薄い箔を必要な厚さになるように、複数枚重ねてもよい。例えば、Ni量が0の鋼材母材を用いて、Ni量が2の溶接金属となる溶接継手としたい場合、先ずは予備実験などで電子ビーム溶接後の溶接金属の幅を調査する。その結果、溶接金属の幅が4.0mmと判明した場合、厚さ0.08mmのNi箔を挟んで電子ビーム溶接を行うと、Ni量が約2の溶接金属の電子ビーム溶接継手が得られる。次に、本発明の鋼材の製造方法について説明する。本発明にかかる方法では、スラブ鋼片などの鋼材を鋳造する鋳造工程において例えば9°C/min以上の速度で冷却することによって、上記粗大な介在物粒子の数量を20個/mm2以下に制限することができ、同時に、上記微小なTi窒化物粒子を1×103以上確保することが出来る。鋼材鋼片の製造方法は、工業的には、連続鋳造法が好ましい。連続鋳造法によれば、鋳造後の冷却速度を高めて、生成する酸化物とTi窒化物を微細化することができるので、靭性向上の点から、連続鋳造法が好ましい。連続鋳造において、鋳片の冷却速度を9°C/min以上に高める具体的な手段としては、連続鋳造機内の冷却帯の高圧化および高水量化、鋳型厚みの減厚化、鋳片未凝固層の圧下によるスラブ厚減少等が挙げられる。これらの手段を用いた場合、鋳片の冷却速度の上限は、一般的には30°C/min程度となる。一般に、高Mn鋼は、炭素鋼や低合金鋼に比較して熱間加工性が劣るので、適正な条件で、加工熱処理を施す必要がある。本発明にかかる方法においては、まず、鋳造された前記成分組成の鋼材鋼片を、950~1150°Cに加熱する。加熱温度が950°C未満であると、熱間圧延時の変形抵抗が大きくなり、生産性が低下する。一方、1150°Cを超えて加熱すると、鋼材鋼片のTi窒化物が粗大化して、鋼材母材や熱影響部の靱性が低下することがある。鋼材鋼片を950~1150°Cに加熱した後、必要な鋼材の強度や靭性を得るために、加工熱処理TMCP:ThermoMechanicalControlledProcessingを施す。加工熱処理は、鋼材の強度及び靱性を高めるために有効で、例えば、1制御圧延CR:ControlledRolling、2制御圧延-加速冷却ACC:AcceleratedCooling、3圧延後直接焼入れ-焼戻し処理DQT:DirectQuenchingandTempering等の方法がある。本発明では、破壊靭性の向上の点で、2制御圧延-加速冷却、及び、3圧延後直接焼入れ-焼戻し処理が好ましい。未再結晶温度域約900°C以下で行う制御圧延は、鋼材の組織を微細化し、強度及び靭性の向上に有効である。本発明では、加工フェライトの生成を防止するため、制御圧延を、Ar3変態点以上の温度で終了することが好ましい。特に、制御圧延を行う場合、引き続き、加速冷却を行うと、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が生成して、強度が向上する。強度及び靭性を確保するためには、加速冷却の停止温度は400~600°Cが好ましい。圧延後の直接焼入れは、制御圧延の温度域より高温の温度域で熱間圧延を行った後、水冷等によって焼入れる方法である。この方法によれば、通常、強度が過剰に上昇するので、焼戻しを行って靭性を確保する。焼戻し温度は400~650°Cが好ましい。次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例表1及び表2に示す成分組成の鋼材を用いて、表3及び表4に示す条件により、鋼材を製造した。鋼材から試験片を採取し、引張試験及びCTOD試験を行い、鋼材母材の引張強度及び破壊靭性値を測定した。鋼材母材の強度は、板厚1/2部から圧延方向を長手方向として試験片を採取し、JISZ2241に基づいて測定した。鋼材に電子ビーム溶接を施し、I開先の突合せ溶接継手を作製した。電子ビーム溶接は、RPEBW法を採用し、純Ni箔をインサートメタルとして使用し、1mbar程度の真空下で、電圧175V、電流120mA、溶接速度125mm/分程度の条件で行った。溶接ビード幅は3.0~5.5mmである。溶接金属から試料を採取し、成分組成を分析した。結果を表5及び表6に示す。また、溶接継手から、a板厚60mm未満の場合は、t板厚×2tの寸法の試験片、b板厚60mm以上の場合は、t板厚×tの寸法の試験片を、各6本採取した。試験片に、ノッチとして、50疲労亀裂を、溶接金属WMの中央、融合部FL、及び、鋼材母材、BMの各位置に導入した。ノッチを導入した試験片を図6に示す。試験温度0°Cで、CTOD試験を実施し、破壊靭性値δc値を求めた。CTOD値が1.0以上となった場合は延性破壊したものとみなし、CTOD値を1.0として上記計算を行った。各ノッチ位置で、6本の最低値を、それぞれ、破壊靭性値δWM、δHAZ、δBMとした。なお、電子ビーム溶接継手では、熱影響部の幅が狭いので、溶接金属にノッチを導入した試験片を用いて、熱影響部のCTOD値δHAZを測定した。表7及び表8に、溶接継手の溶接金属WMのCTOD値δWM、熱影響部HAZのCTOD値δHAZ、鋼材母材、BMのCTOD値δBMに基づくδBM/δWM、及び、δHAZ/δWMを示した。鋼材の介在物粒子の個数は、以下の方法で測定した。板厚方向の中央部の断面試料を各鋼材から作製し、円相当径が1.0μm以上の介在物粒子粗大な介在物粒子については、FE-SEMFieldEmissionScanningElectronMicroscopeを用いて観察し、その粒子サイズと個数を測定した。円相当径が0.05μm以上0.5μm未満の介在物粒子微小なTi窒化物粒子については、同じく板厚方向の中央から試料を採取し、SPEED法SelectivePotentiostaticEtchingbyElectrolyicDissolutionで電解研磨した試料から、抽出レプリカ膜を作成して10000~1000000倍のFE-TEMFieldEmissionTransmissionElectronMicroscopeで観察した。EDX法EnergyDispersiveXraySpectrometryにより、特性X線から求められたTiの重量比が10以上の介在物粒子をTi窒化物粒子と判定した。これらの結果から、Ti窒化物粒子のサイズと個数を測定した。各試料の板厚中心部において20視野以上の観察を行い、単位面積あたりの介在物粒子上記微小なTi窒化物粒子及び上記粗大な介在物粒子の個数の平均値を計算した。空欄は、該当する合金元素を意図的には添加しないことを意味する。下線は、本発明の範囲外又は好ましい範囲外であることを意味する。空欄は、該当する合金元素を意図的には添加しないことを意味する。以下の表3、表4において、加工熱処理欄の凡例は、以下の通りである。CR:制御圧延強度靭性に最適な温度での圧延ACC:加速冷却制御圧延後に400~600°Cの温度域まで水冷DQT:圧延直後に焼入れ-焼き戻し処理靭性値CTOD値が1.0mm以上となった場合は、鋼材が延性破壊したものとみなし、靭性値を1.0mmとして計算を行った。下線は、比較例にかかる鋼材、本発明の範囲外、又は好ましい範囲外であることを意味する。空欄は、該当する合金元素を意図的には添加しないことを意味する。下線は、本発明の範囲外又は好ましい範囲外であることを意味する。下線は、比較例にかかる鋼材、または好ましい範囲外であることを意味する。表1、表5、及び、表7に示すように、発明例の継手No.1~31は、鋼材母材及び溶接金属の成分組成、介在物粒子の個数、CeEBB、CeEBW、及び、C/CeEBBが、いずれも、本発明の範囲内にあるものであり、鋼材母材、溶接金属、及び、熱影響部の破壊靭性値δcの比、δBM/δWM、及び、δHAZ/δWMが十分な値を示している。これに対し、表2、表6、及び、表8に示すように、比較例の継手No.32は、C量が少なく、Mn量が多いため、CeEBB値が高くなり、熱影響部HAZのCTOD値δHAZが低下し、δHAZ/δWMが不十分である。継手No.33比較例は、C量が多いため、熱影響部HAZのCTOD値δHAZが低下し、δHAZ/δWMが不十分である。継手No.35比較例は、鋼材のMn量が少なく、CeEBBが低いため、鋼材母材の強度が低く、溶接金属WMのCTOD値δWMが低下し、δBM/δWMが大きくなっている。継手No.34比較例は、Si量が多く、熱影響部HAZに脆化相が生成し、HAZのCTOD値δHAZが低く、δHAZ/δWMが不十分である。継手No.36比較例は、鋼材のMn量が多く、CeEBBが高いため、熱影響部HAZのCTOD値δHAZが低くなり、δHAZ/δWMが不十分である。継手No.37及び38比較例は、それぞれ、P量、S量が多いため、熱影響部HAZのCTOD値δHAZが低く、δHAZ/δWMが不十分である。継手No.39及び40比較例は、それぞれ、Nb量、V量が多いため、熱影響部HAZのCTOD値δHAZが低く、δHAZ/δWMが不十分である。継手No.41比較例は、Ti量が少なく、継手No.44比較例は、N量が少ないため、TiN等の窒化物の生成が不十分になり、熱影響部HAZのCTOD値が低く、δHAZ/δWMの値が不十分である。継手No.42比較例は、Ti量が多く、継手No.45比較例は、N量が多いため、介在物が粗大になり、熱影響部HAZのCTOD値δHAZが低く、δHAZ/δWMが不十分である。継手No.43比較例は、Al量が多く、継手No.46比較例は、O量が多く、破壊の起点となる介在物粒子が多いため、熱影響部HAZのCTOD値δHAZが低く、δHAZ/δWMが不十分である。継手No.47比較例は、鋼材母材のCeEBBが低く、鋼材母材の強度が低下している。継手No.48比較例は、鋼材のCeEBBが高いため、熱影響部HAZのCTOD値δHAZが低下し、δHAZ/δWMが不十分である。継手No.49比較例は、鋼材のC/CeEBBが高いため、熱影響部HAZのCTOD値δHAZが低く、δHAZ/δWMが不十分である。継手No.50比較例は、溶接金属WMに添加するNi量が少なく、継手No.52比較例は、溶接金属WMのCeEBWが低いため、溶接金属WMのCTOD値δWMが低く、δBM/δWMが大きくなっている。継手No.51比較例は、溶接金属WMに添加するNi量が多く、継手No.53比較例は、溶接金属WMのCeEBWが高いため、熱影響部HAZのCTOD値δHAZが低く、δHAZ/δWMが不十分である。"