鋼材が電子ビームで溶接された電子ビーム溶接継手であって、前記鋼材の組成が、質量で、C:0.02~0.1、Si:0.03~0.30、Mn:1.5~2.5、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Al:0.004超0.05以下、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CeEBが0.49~0.60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Ti含有窒化物粒子の数が1×103個/mm2以上であることを特徴とする電子ビーム溶接継手。電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEB=C9/40Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、所定の鋼材の組成中の各元素の質量。前記鋼材の前記指標値CeEBに対する質量で表した前記鋼材のC量の比であるC/CeEBが0.04~0.18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、溶接熱影響部のCTOD値をδHAZ、及び、前記鋼材のCTOD値をδBMと定義すると、δWM、δHAZ、およびδBMが下記の式2及び式3を満足す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。0.15≦δWM/δBM≦1.1式20.15≦δHAZ/δBM≦1.1式3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:0.02~0.1、Si:0.03~0.30、Mn:1.5~2.5、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Al:0.004超0.05以下、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CeEBが0.49~0.60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Ti含有窒化物粒子の数が1×103個/mm2以上であることを特徴とする電子ビーム溶接継手用鋼材。電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEB=C9/40Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、所定の鋼材の組成中の各元素の質量。前記鋼材の前記指標値CeEBに対する質量で表した前記鋼材のC量の比であるC/CeEBが0.04~0.18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継手用鋼材。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継手用鋼材。請求項5又は6に記載の電子ビーム溶接継手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、通常は溶接ワイヤーを使用しないので、鋼材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、溶接継手の全体としての破壊靭性値は低下する。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、鋼材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、鋼材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、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以上の電子ビーム溶接用鋼材であって、高強度で、かつ、溶接金属WM、熱影響部HAZ、及び、母材BM:BaseMetal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形成することができる鋼材とその製造方法である。本発明の別の目的は、この鋼材の被溶接部に電子ビームを照射して形成された破壊靱性に優れる電子ビーム溶接継手を提供することである。本発明においては、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窒化物を析出させ、鋼中に分散させる。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靱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CeEBを制御して、鋼材BM、溶接金属WM、及び、熱影響部HAZの破壊靱性を、適度にバランスさせ、溶接部全体として、所要の破壊靱性を確保する。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CeEBは、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CeEBの技術的意義については、併せて導入した指標比C/CeEBC: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た電子ビーム溶接継手であって、前記鋼材の組成が、質量で、C:0.02~0.1、Si:0.03~0.30、Mn:1.5~2.5、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Al:0.004超0.05以下、Nb:0~0.020、V:0~0.030、Cr:0~0.50、Mo:0~0.50、Cu:0~0.25、Ni:0~0.50、及び、B:0~0.0030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式1に代入して求められる指標値CeEBが0.49~0.60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。電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEB=C9/40Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、所定の鋼材の組成中の各元素の質量。2上記1の電子ビーム溶接継手で、前記鋼材の前記指標値CeEBに対する質量で表した前記鋼材のC量の比、C/CeEBが0.04~0.18であってもよい。3上記1又は2の電子ビーム溶接継手で、前記鋼材の厚さが45~150mmであってもよい。4上記1~3のいずれかの電子ビーム溶接継手で、溶接金属のCTOD値をδWM、溶接熱影響部のCTOD値をδHAZ、及び、前記鋼材のCTOD値をδBMと定義すると、δWM、δHAZ、およびδBMが0.15≦δWM/δBM≦1.1と0.15≦δHAZ/δBM≦1.1とを満足してもよい。5本発明の別の一態様にかかる電子ビーム溶接継手用の鋼材は、その組成が、質量で、C:0.02~0.1、Si:0.03~0.30、Mn:1.5~2.5、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Al:0.004超0.05以下、Nb:0~0.020、V:0~0.030、Cr:0~0.50、Mo:0~0.50、Cu:0~0.25、Ni:0~0.50、及び、B:0~0.0030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式1に代入して求められる指標値CeEBが0.49~0.60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。電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEB=C9/40Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、所定の鋼材の組成中の各元素の質量。6上記5の電子ビーム溶接継手用の鋼材で、前記鋼材の前記指標値CeEBに対する質量で表した前記鋼材のC量の比、C/CeEBが0.04~0.18であってもよい。7上記5または6の電子ビーム溶接継手用の鋼材で、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電子ビーム溶接継手用鋼材の製造方法は、上記5~7のいずれかの電子ビーム溶接継手用鋼材を製造する方法であって、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、鋼材母材の破壊靭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り、溶接継手としての破壊靱性が劣化する。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。従って、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を添加して、鋼材母材だけでなく、溶接金属WMにも、適切な粒径の微細なTi窒化物おもにTiNを指すが、酸化物や硫化物との複合物等を含むを適量生成させる。入熱量が低い電子ビーム溶接では、熱影響部HAZに、この微細なTi窒化物が残存して、ピンニング粒子として作用するので、熱影響部HAZ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、溶接金属及び熱影響部に、粒内フェライトを生成させる。その結果、溶接金属及び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。本発明によれば、降伏強度355MPa級の鋼材の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る。また、鋼材母材、熱影響部、溶接金属の破壊靭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、溶接した後、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。電子ビーム溶接の場合、通常は、溶接ワイヤーを使用しないので、鋼材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、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必要とされない鋼材に適用されてきた。ステンレス鋼の場合、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に定性的に示すように、靭性に優れる下部ベイナイトとなり、溶接金属の酸化物の制御によって、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、YPが約355MPaの構造用鋼であり、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に定性的に示す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ともいうが生成し易い。従って、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のバランスが重要である。即ち、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、溶接金属の硬化の影響によって低下する。従って、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、電子ビーム溶接継手において、所要の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CeEBを考案し導入した。即ち、下記式1で定義する電子ビーム焼入れ性指標CeEB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て作成された指標である。CeEB=C9/40Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V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。上記1式で定義するCeEB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て焼入れ性が低下することを考慮して考案した指標である。なお、経験的に得られた焼入れ性の低下の度合いに基づいて、Mnの係数を9/40とした。この係数の値は公知のCeqにおけるMnの係数1/6より大きい。指標CeEBは、1電子ビーム溶接前の鋼材母材において焼入れ性を所要の範囲内で確保し、2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CeEB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の硬さの影響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の破壊靭性試験により測定することができる。指標CeEBが大きくなると、WMの組織が微細になってδcwmが向上する。一方、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、CeEB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。このように、指標CeEB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。CeEBを適正範囲に定めれば、溶接金属及び熱影響部の破壊靱性値を両方とも、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δcwm及び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CeEBと、鋼材母材、溶接金属、及び、熱影響部の靭性との関係について検討した。その結果、鋼材母材のC量とCeEBとの比C/CeEBを特定の範囲に調整することが好ましいことが解った。以下に、比C/CeEBの技術的意義について説明する。比C/CeEBは、溶接金属の焼入れ性と、熱影響部及び鋼材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。図5Aに、CeEBと溶接金属の破壊靭性値との関係を示し、図5Bに、CeEBと熱影響部の破壊靭性値との関係を示す。CeEBは焼入れ性の指標である。CeEBが大きくなると、溶接金属では粒径が微細になるため破壊靭性値が高くなり、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。また、電子ビーム溶接では、溶接金属のMnの一部が蒸発して、Mn量が減少する。そのため、図5Aに示すように、溶接金属の破壊靭性を向上させるためには、C/CeEBを高めて焼入れ性を確保することが好ましい。一方、熱影響部では、C量の増加によって高炭素マルテンサイトの生成が促進される。そのため、図5Bに示すように、破壊靭性値を確保するには、C/CeEBを制限することが好ましい。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た。その結果、Ti窒化物がピンニング粒子として機能すると、熱影響部における粒成長が抑制され、熱影響部及び溶接金属の靭性が向上することが解った。また、Ti窒化物を生成核とする粒内変態を利用して、粒内フェライトを生成させると、熱影響部及び溶接金属の靭性が向上することが解った。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未満のTiを10以上含有する窒化物以下単に、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、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、円相当径が0.05μm以上0.5μm未満のTi窒化物が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窒化物の数量を1×103個/mm2以上に制御できた。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。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、CeEB、及び、C/CeEB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。これにより、溶接時に、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溶接熱影響部の破壊靭性値の比を適切な範囲にし、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、Ti:0.005~0.015、N:0.0020~0.0060、Al:0.004超~0.05、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、及び、B:0~0.0030を含有してもよい。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。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。また、C量が少ないと、溶接金属の焼入れ性が不足して、靭性を損うことがある。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0.1を超えると焼入性が増大しすぎて、特に、溶接金属及び熱影響部の靭性が低下するので、C量の上限は0.1とする。好ましい上限は0.08であり、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。このため、Si量の上限を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が溶接金属から蒸発して失われ、溶接金属の焼入れ性が低下する。従って、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、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、より好ましい上限は2.3である。Pは、不可避的不純物であり、鋼材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、溶接金属WM及び熱影響部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、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以下の極低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、微細なTi窒化物を核として析出し、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、溶接金属WM及び熱影響部HAZの靭性が低下する。このため、S量を0.010以下に制限する。好ましいS量の上限は0.007又は0.005以下である。Alは、本発明において重要な脱酸元素である。Alは、Ti酸化物の生成を抑制して、微細なTi含有窒化物等の介在物粒子を析出させるので、0.004を超えて添加する。好ましいAl量の下限は0.010である。一方、Al量が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及び溶接金属WMの靭性を高める点から、上限は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り、鋼の脱酸に用いる。Tiは、Nと結合して、微細なTi窒化物を形成する。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Ti窒化物は、粒内変態の生成核として機能し、熱影響部HAZ及び溶接金属WM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。下限は0.007が好ましい。一方、Ti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、上限は0.015とする。好ましい上限は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、本発明では、極めて重要な元素である。Ti窒化物のピンニング効果による粒径の粗大化の抑制や、粒内変態による粒径の微細化によって、溶接金属及び熱影響部の靭性を高めるため、N量の下限を0.0020とする。好ましい下限は0.0030又は0.0035である。一方、N量が過剰であると、溶接金属及び熱影響部の靭性に悪影響を及ぼすので、上限を0.0060とする。好ましい上限は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、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量の下限は0でもよいが、脱酸元素のAlが少ない場合、適量のOが存在すると微細なTi酸化物が生成し、溶接金属及び熱影響部における粒内変態の際の生成核として作用して、靭性が向上する。このため、O量の下限を0.0010としてもよい。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0.0018以下となる場合が多い。このため、鋼材中の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。溶接金属のO量を、20ppm未満、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、7ppm以上、10ppm以上又は12ppm以上としても、差し支えない。Caは、CaSを生成し、圧延方向に伸長するMnSの生成を抑制する。鋼材の板厚方向の特性、特に、耐ラメラティアー性を改善するために、Caを添加してもよい。Caが0.0050を超えると、粗大な酸化物が生成し、鋼材母材及び熱影響部の靱性が低下するので、上限を0.0050とする。Caの添加は必須でなく、Ca量が0でもよい。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以上添加する。好ましくはNbを0.003以上添加する。ただし、過剰に添加すると、溶接金属WM及び熱影響部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以上添加する。好ましくはVを0.010以上添加する。ただし、過剰に添加すると、溶接金属WM及び熱影響部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量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、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、添加すると靭性及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、及び/又は、Ni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。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Bを添加してもよい。焼入性向上効果を得るためには、Bを0.0002以上添加する。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。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。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。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、上記成分組成のもとで、下記1式で定義する電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBを0.49~0.60とする。CeEB=C9/40Mn1/15Cu1/15Ni1/5Cr1/5Mo1/5V式1ここで、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、及び、Vは、それぞれ、鋼材成分の鋼材中の含有量質量である。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 ́式を用いればよい。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、CeEBは上記式1に替えて下記の式1 ́を用いる。CeEB=C9/40Mn式1 ́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によりCeEBを計算することが好ましい。電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBは、電子ビーム溶接に特有の溶接金属におけるMn量の減少を考慮して焼入れ性を表示する指標である。CeEBが0.49未満であると、溶接金属の焼入れ性が不足し、上部ベイナイトが生成して、溶接継手の破壊靭性が不十分になる。CeEBを0.50以上、好ましくは0.51以上にすると、破壊靱性が、さらに向上する。しかし、CeEBが0.60を超えると、熱影響部HAZが硬化して、溶接継手の破壊靭性が不十分になる。それ故、CeEBの上限は0.59が好ましく、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。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。また、同じく板厚中心部において、0.05μm以上0.5μm未満のTi窒化物の数は1×103個/mm2以上とする。このTi窒化物は、Tiを10以上含有する限り、Ti、N以外の元素を含んでも何ら差し支えない。上記微小なTi窒化物の数が1×103個/mm2未満であると、Ti窒化物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、熱影響部および溶接金属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、粗大な介在物粒子数の測定方法は、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、Ti含有の微細な窒化物粒子数の測定方法は、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。電子ビーム溶接焼入れ性指標CeEBに対するC量の比C/CeEB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/CeEBが0.04~0.18の値を取ることが好ましい。電子ビーム溶接では、Mnが蒸発して、溶接金属のMn量が鋼材母材のMn量より少なくなるので、鋼材母材のC量を増加して、焼入れ性を確保することが好ましいが、C量が過剰になると、熱影響HAZに、高炭素マルテンサイトが生成する。C/CeEBが0.04未満であると、溶接金属の焼入れ性が不足して、破壊靭性が低下するので、下限を0.04とする。好ましい下限は0.05である。一方、C/CeEBが0.18を超えると、熱影響部の硬度が上昇し、破壊靭性が低下することがあるので、上限は0.18とする。好ましい上限は0.15であり、さらに好ましい上限は、0.10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され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、鋼材のCTOD値:δBMが、下記式2と式3を満足することが好ましい。0.15≦δWM/δBM≦1.1式20.15≦δHAZ/δBM≦1.1式3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。なお、δBM、δHAZ、及び、δWMのうち、δBMが最も大きくなるが、測定データのばらつきを考慮して、δWM/δBM、及び、δHAZ/δBMの上限を1.1とする。また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。δWM/δBM、及び、δHAZ/δBMが0.15未満になると、δWM、δHAZ、及び、δBM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。従って、δWM/δBM、及び、δHAZ/δBMの下限は0.15とする。本発明のように、微細なTi窒化物を利用する鋼を電子ビーム溶接する場合は、HAZ、WM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。従って、特に、母材の破壊靭性を高める必要がある場合、δWM/δBM、及び、δHAZ/δBMの好ましい上限は0.40であり、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及び熱影響部の破壊靭性は、母材の破壊靱性と比較しての劣化が、顕著に抑制されている。このため、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板厚に応じて決定する。例えば、板厚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。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る。同時に、上記微小なTi窒化物を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含有窒化物等の粒子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。本発明にかかる方法では、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、制御圧延を行なう場合、引続き、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1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。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、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。そして、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。なお、電子ビーム溶接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、熱影響部のCTOD値δHAZを測定した。試験温度0°Cで、CTOD試験を実施し、破壊靭性値δcを求めた。また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。表3及び表4には、溶接継手の溶接金属WMのCTOD値δWM、熱影響部HAZのCTOD値δHAZ、及び、鋼材BMのCTOD値δBMに基づくδWM/δBM、及び、δHAZ/δBM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Ti窒化物粒子微小なTi含有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以上の介在物をTi含有介在物と判定した。これらの結果から、Ti含有介在物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含有介在物及び上記粗大な介在物の個数の平均値を計算した。空欄は、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、合金元素を意図的には添加しないことを意味する。空欄は、合金元素を意図的には添加しないことを意味する。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、または数値が好ましい範囲外であることを意味する。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。δcの目標値は0.5mm以上とし、0.5mm以上を合格と判定した。表1及び表3に示すように、発明例の鋼材No.1~31は、成分組成、CeEB、C/CeEBが、いずれも、本発明の範囲内にあり、鋼材BM、熱影響部HAZ、及び、溶接金属WMのδcの比、δHAZ/δBM、及び、δWM/δBMは十分な値を示している。これに対し、表2及び表4に示すように、鋼材No.32は、C量が少なく、Mn量が多く、また、CeEBが高く、C/CeEBが低いため、熱影響部HAZと溶接金属WMのCTOD値は低く、δHAZ/δBMとδWM/δBMは十分な値を示していない。鋼材No.33は、C量が多く、C/CeEBが高いため、熱影響部HAZと溶接金属WMのCTOD値が低く、δHAZ/δBMとδWM/δBMの値は不十分である。鋼材No.35は、Mn量が少なく、CeEBが低いため、鋼材BMの強度が低く、さらに、溶接金属WMの焼入れ性が不足して、溶接金属WMのCTOD値が低下し、δWM/δBMの値は不十分である。鋼材No.34は、Si量が多いため、脆化相の生成が多く、熱影響部HAZのCTOD値が低く、δHAZ/δBMの値が不十分である。鋼材No.36は、Mn量が多く、CeEBが高いため、熱影響部HAZのCTOD値が低くなり、δHAZ/δBMの値が不十分である。鋼材No.37及びNo.38は、それぞれ、P量及びS量が多いため、熱影響部HAZと溶接金属WMのCTOD値が低く、δHAZ/δBMとδWM/δBMの値が不十分である。鋼材No.39及びNo.40は、それぞれ、Nb量及びV量が多いため、熱影響部HAZと溶接金属WMのCTOD値が低く、δHAZ/δBMとδWM/δBMの値が不十分である。鋼材No.41は、Ti量が少なく、鋼材No.44は、N量が少ないため、Ti窒化物の生成が不十分になり、熱影響部HAZと溶接金属WMのCTOD値が低く、δHAZ/δBMとδWM/δBMの値が不十分である。鋼材No.42は、Ti量が多く、鋼材No.45は、N量が多いため、Ti窒化物が粗大になり、熱影響部HAZと溶接金属WMのCTOD値が低く、δHAZ/δBMとδWM/δBMの値が不十分である。鋼材No.43は、Al量が多く、鋼材No.46は、O量が多く、破壊の起点となる酸化物が多いため、熱影響部HAZと溶接金属WMのCTOD値が低く、δHAZ/δBMとδWM/δBMの値が不十分である。鋼材No.47~No.50の成分組成は本発明の範囲内であるが、鋼材No.47は、CeEBが低く、鋼材No.48は、C/CeEBが低いため、溶接金属WMの焼入れ性が不足して、CTOD値が低下し、δWM/δBMの値が不十分である。鋼材No.49は、CeEBが高く、鋼材No.50は、C/CeEBが高いため、熱影響部HAZのCTOD値が低く、δHAZ/δBMの値が不十分である。鋼材No.51は、Ca量が多く、破壊の起点となる粗大な酸化物が多いため、熱影響部HAZのCTOD値が低く、δHAZ/δBMの値が不十分である。