JP2011038180A - 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行なった場合であってもＨＡＺ靱性に優れた鋼材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｎ、Ｏ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って、（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酸化物の組成を測定して単独酸化物に換算したとき、ＺｒＯ₂：５〜５０％、ＲＥＭの酸化物：５〜５０％、ＣａＯ：５０％以下（０％を含まない）を満足し、且つ、（ｃ）前記鋼材に含まれる全介在物のうち、円相当直径が０．１〜２μｍの介在物が観察視野面積１ｍｍ²あたり１２０個以上、３μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ²あたり５．０個以下、５μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ²あたり５．０個以下を満足する鋼材である。
【選択図】図１

Description

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。）の靱性に優れた鋼材およびその製造方法に関するものである。

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、とりわけ良好な靱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靱性が劣化しやすいという問題がある。この靱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の靱性を改善するには、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。

そこで本出願人は、大入熱溶接法を採用した場合のＨＡＺ靱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靱性の向上に大きく寄与する。

一方、特許文献４〜６には、上記特許文献１〜３のようにＲＥＭの酸化物とＺｒＯ₂を併用する技術ではないが、溶存酸素量を調整した溶鋼中にＲＥＭを添加すれば、約３００ｋＪ／ｃｍ（約３０ｋＪ／ｍｍ）を超える大入熱溶接を行なったときのＨＡＺ靱性を向上できることが開示されている。

特開２００７−１００２１３号公報 特開２００７−２４７００４号公報 特開２００７−２４７００５号公報 特開２００３−２２１６４３号公報 特開２００３−２８６５４０号公報 特開２００２−３６３６８７号公報

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、特に入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を行なった場合であってもＨＡＺ靱性に優れた鋼材およびその製造方法を提供することにある。

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靱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：０．０５％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（酸素）：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酸化物の組成を測定して単独酸化物に換算したとき、平均組成で、ＺｒＯ₂：５〜５０％、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、且つ、
（ｃ）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、円相当直径で５μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ²あたり５．０個以下
である点に要旨を有している。

上記鋼材に含まれる介在物は、更にＡｌ₂Ｏ₃を含有していてもよく、前記介在物の組成を測定して単独酸化物に換算したとき、全介在物の個数に対して、
（ｄ）Ａｌ₂Ｏ₃について、Ａｌ₂Ｏ₃の比率が２０質量％未満を満足する介在物の個数割合が９０％を超えているか、または、
（ｅ）Ａｌ₂Ｏ₃およびＣａＯについて、Ａｌ₂Ｏ₃に対するＣａＯの質量比（ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃）が０．３５超を満足する介在物の個数割合が８０％を超えていることが好ましい。

また、上記鋼材に含まれる介在物は、更にＡｌ₂Ｏ₃を含有していてもよく、前記介在物の組成を測定して単独酸化物に換算したとき、全介在物の個数に対して、
（ｄ）Ａｌ₂Ｏ₃について、Ａｌ₂Ｏ₃の比率が２０質量％未満を満足する介在物の個数割合が９０％を超えており、且つ、
（ｅ）Ａｌ₂Ｏ₃およびＣａＯについて、Ａｌ₂Ｏ₃に対するＣａＯの質量比（ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃）が０．３５超を満足する介在物の個数割合が８０％を超えていることが好ましい。

上記鋼材は、更に他の元素として、
（１）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．５％以下（０％を含まない）、
（２）Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、
（３）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）、
（４）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
等の元素を含有してもよい。

本発明の上記鋼材は、溶鋼の溶存酸素量Ｑ_Ofを０．００１〜０．０１質量％の範囲に調整した溶鋼にＲＥＭを添加するに当たり、前記溶鋼の溶存酸素量Ｑ_OfとＲＥＭの添加量Ｑ_REMが下記（１）式を満足する量のＲＥＭを添加することによって製造できる。
２ｌｏｇＱ_REM＋３ｌｏｇＱ_Of≦−１２．００ ・・・（１）

本発明によれば、粒内フェライト変態の核となる酸化物（Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを含有する酸化物）が所定量生成されていると共に、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、大入熱溶接時のＨＡＺ靱性に優れた鋼材を提供することができる。特に本発明の鋼材では、ＨＡＺ靱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靱性向上に悪影響を及ぼすことが明らかになった円相当直径が３μｍ超の粗大な酸化物および円相当直径が５μｍ超の超粗大な酸化物の両方の個数が有意に抑制されているため、上記特許文献１の実施例に開示されたＨＡＺ靱性評価方法よりも大きな入熱量で溶接を行なってもＨＡＺ靱性を高めることができる。

更に、本発明によれば、好ましくは所定の介在物の個数割合が適切に制御されているため、ＨＡＺ靱性を一層高めることができる。

図１は、本発明で規定する（１）式の左辺の値（Ｚ値）と円相当直径が３μｍを超える酸化物の観察視野面積１ｍｍ²あたりの個数との関係を示すグラフである。 図２は、円相当直径が３μｍを超える酸化物の観察視野面積１ｍｍ²あたりの個数と−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_-40）との関係を示すグラフである。 図３は、実施例で用いた鋼材（表１のＮｏ．１）に含まれる個々の介在物の成分組成を示したグラフである。 図４は、円相当直径が３μｍを超える酸化物の観察視野面積１ｍｍ²あたりの個数と−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_-40）との関係を示すグラフであり、上記図２に示したデータの一部を抜粋して示したグラフである。

本発明は、上記特許文献１に開示され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なってもＨＡＺ靱性が劣化しない鋼材を得るための技術に関するものである。

即ち、本発明者らは、上記特許文献１を開示した後も、一層高いレベルの大入熱溶接時のＨＡＺ靱性に優れた鋼材を提供するための研究を重ねており、その結果、特願２００８−３９３３５号に記載の発明を先に提案した（以下、先願発明と呼ぶ。）。先願発明では、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靱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靱性に優れた鋼材が得られることを開示している。このように先願発明によれば、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靱性評価方法よりも大きな入熱量で溶接を行なってもＨＡＺ靱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、先願発明では、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靱性が得られたことを確認している。

本発明者らは、上記の先願発明を提案した後も、更に一層高いレベルの大入熱溶接時のＨＡＺ靱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、先願発明よりも更に大入熱量の条件である「１４５０℃の加熱温度で５秒間保持した後８００℃から５００℃までの温度を４００秒で冷却する熱サイクル」（入熱条件：１４５０℃×５秒、冷却時間Ｔｃ＝４００秒）を与えた場合でもＨＡＺ靱性に優れた鋼材を提供するためには、先願発明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、先願発明を含め従来は全く着目されていなかった３．０μｍ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を見出し、本発明を完成した。

このように本発明の特徴部分は、
（ア）ＨＡＺ靱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靱性向上に悪影響を及ぼす円相当直径５μｍ超の酸化物の個数を低減させ（５．０個／ｍｍ²以下）、更に、
（ウ）本発明においてＨＡＺ靱性向上に悪影響を及ぼすことが初めて明らかになった円相当直径３μｍ超の酸化物の個数も低減させる（５．０個／ｍｍ²以下）ことによって、先願発明よりも一層大きな入熱量で溶接を行なってもＨＡＺ靱性を改善できたところにある。即ち、先願発明との関係で言えば、上記（ア）および上記（イ）に加え、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。

なお、厳密に言えば、上記（ア）の規定は先願発明とは異なっており、先願発明では酸化物を対象にして当該酸化物中の微細な個数を制御しているのに対し、本発明では酸化物だけでなく鋼材中に存在する全ての介在物を対象にして当該介在物中の微細な個数を制御している点で相違している。本発明者らの検討結果によれば、良好なＨＡＺ靱性を実現するためには、とりわけ円相当直径（以下、単に「粒径」と略記する場合がある。）が大きい酸化物（本発明では、３μｍ超の酸化物と５μｍ超の酸化物の両方）の寄与度が非常に大きいことが明らかになった。そしてこの大きい酸化物が生成しないように制御すれば、いまひとつの制御すべき対象である粒径０．１〜２μｍの介在物については、これを酸化物に限定せずに、全介在物に拡げても所望の特性を確保できるのである。

また、上記（ウ）の要件を具備させるには、先願発明や前述した特許文献４〜６のように、ＲＥＭ添加前の溶鋼中の溶存酸素量を制御するだけでは不充分であり、当該溶鋼中の溶存酸素量Ｑ_Ofに応じてＲＥＭの添加量Ｑ_REMを適切に制御することが極めて重要であることも判明した。詳細には、ＲＥＭ添加前の溶鋼の溶存酸素量Ｑ_Ofに応じて、下記（１）式を満足する量のＲＥＭ（Ｑ_REM）を添加する。これにより、所望とするＨＡＺ靱性の実現に不可欠な粒径が大きいＲＥＭ系酸化物の生成を抑制することができる。下記（１）式の技術的意義などの詳細は後述する。
２ｌｏｇＱ_REM＋３ｌｏｇＱ_Of≦−１２．００ ・・・（１）

本明細書では、粒内フェライト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、単独酸化物の他、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。

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「粒内フェライト変態核生成元素」と呼ぶ場合がある。

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、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。

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」、円相当直径が５μｍ超の酸化物を「超粗大な酸化物」と夫々呼び、これらを区別する場合がある。なお、先願発明では、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。

本明細書において「大入熱溶接のＨＡＺ靱性に優れた鋼材」とは、鋼材に対し、１４５０℃で５秒間保持した後、８００℃から５００℃までの温度を４００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ｖＥ_-40は大きい程良く、好ましくはｖＥ_-40が１３０Ｊ以上である。上記の熱サイクルを特に「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、先願発明や特許文献１に記載の熱サイクルによる入熱量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、先願発明や特許文献１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。

本発明において、熱サイクルの温度を１４５０℃に設定したのは、先願発明に記載の熱サイクル温度（１４００℃）では、ＨＡＺのうち特に溶接金属に近接した部位（ボンド部と呼ばれることがある。）の熱温度は１４００℃を超えて概ね１４５０℃程度になることを考慮したものである。

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。

［（ａ）Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物について］
まず、粒内フェライト変態の起点となる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の酸化物を必ず含んでいるものを意味している。Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物を構成する元素（粒内フェライト変態核生成元素）は、ＺｒとＲＥＭとＣａであるが、これら以外に、例えば、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌなどの酸化物形成元素や、その他の鋼中成分を含んでいても良い。

上記Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物の存在形態は特に限定されず、粒内フェライト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、粒内フェライト変態核生成元素の２種以上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。

上記のＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物は、Ｔｉの酸化物を更に含有していることが好ましい。Ｔｉの酸化物が更に存在すると粒内フェライト変態が促進され、ＨＡＺ靱性の向上が一層高められるようになる。Ｔｉの酸化物は、単独酸化物（例えば、Ｔｉ₂Ｏ₃、Ｔｉ₃Ｏ₅、ＴｉＯ₂）として存在していても良いし、上記Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物との複合酸化物の形態で存在していても良い。

［（ｂ）酸化物の平均組成について］
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）、
を満足しており、これにより粒内フェライト変態の核として有効に作用するようになる。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靱性の向上作用が発揮されない。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靱性向上作用が有効に発揮されない。

上記ＺｒＯ₂は、５％以上であり、好ましくは８％以上、より好ましくは１０％以上である。一方、上限は５０％であり、好ましい上限は４５％、より好ましい上限は４０％である。

上記ＲＥＭの酸化物は、５％以上であり、好ましくは１０％以上、より好ましくは１３％以上である。一方、上限は５０％であり、好ましい上限は４５％、より好ましい上限は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。

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。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、従って上限は５０％とする。好ましくは４５％以下であり、より好ましくは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い。より好ましくは５％以上であり、更に好ましくは１０％以上である。

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。

鋼材に含まれる全酸化物の組成は、鋼材の表面を例えば電子線マイクロプローブＸ線分析計（Electron Probe X-ray Micro Analyzer；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。

［（ｃ）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、
（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、且つ、
（ｉｉｉ）円相当直径で５μｍ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
のすべてを満足するものである。

特に本発明では、円相当直径（粒径）が大きな酸化物について、上記（ｉｉ）および上記（ｉｉｉ）の両方を規定したところに最大の特徴がある。

ここで、上記（ｉｉ）および上記（ｉｉｉ）の要件を両方満足するということは、とりもなおさず、粒径が３μｍ超５μｍ以下の酸化物の個数が５．０個以下と少ないことを意味している。即ち、本発明による大入熱熱履歴を受けた場合でもｖＥ_-40≧１００Ｊと非常に高いＨＡＺ靱性を確保するには、先願発明では全く着目していなかった「粒径３μｍ超５μｍ以下」の酸化物の低減が極めて重要であって、当該範囲の酸化物の個数を制御できない場合は、当該酸化物が脆性破壊の起点となってＨＡＺ靱性が劣化することが、本発明者らの検討結果によって初めて明らかになった。

以下、実施例を参照しながら、上記（ｉｉ）および上記（ｉｉｉ）の技術的意義を詳しく説明する。

まず、表４を参照する。Ｎｏ．１〜１６は、本発明で規定する要件をすべて満足する例である。上記（ｉｉ）および上記（ｉｉｉ）に着目して検討すると、表４のＮｏ．１〜１６は、全て５μｍ超の酸化物が実質的に０個（最大でも０．９５個）で、且つ、３μｍ超の酸化物も０．８５〜４．９３個に抑えられており、上記（ｉｉ）および上記（ｉｉｉ）の両方を満足している。その結果、良好なＨＡＺ靱性を確保できている。

一方、表４のＮｏ．１７〜２０は、上記（ｉｉｉ）の要件を満足するが、上記（ｉｉ）の要件を満足しない例である。詳細には、５μｍ超の酸化物は約０．０３〜１．２個と、５．０個以下に抑えられているが、３μｍ超の酸化物は５．０個を超え、約５．２〜８．４個と増加しており、その結果、ＨＡＺ靱性が低下している。

ここで、上記Ｎｏ．１７〜２０は、上記（ｉｉｉ）の要件を満足するという点において先願発明の範囲に含まれるものであるが、先願発明の範囲内に含まれるものであっても、上記（ｉｉ）の要件を満足しないものは、本発明で規定する所望のＨＡＺ靱性を達成できないことが分かる。

そこで本発明では、上記（ｉｉｉ）の他に所望のＨＡＺ靱性を確保するための要件として、上記（ｉｉ）を更に規定した次第である。

また、上記（ｉｉ）および上記（ｉｉｉ）から、所望のＨＡＺ靱性達成には、特に３μｍ超５μｍ以下の酸化物の個数が深く関与していることが読み取れる。即ち、製造条件によっては３μｍ超５μｍ以下の極く狭い範囲に酸化物が５．０個を超えて存在することがあるが、たとえ、上記(ｉ)の微細領域の個数を多数増大させて上記（ｉｉｉ）の超粗大領域の個数を低減化させたとしても、３μｍ超５μｍ以下の粗大領域に５．０個超の酸化物が存在するだけで、所望のＨＡＺ靱性が得られないことは、本発明者らにとっても予想外の知見であった。

上記（ｉｉ）および上記（ｉｉｉ）の両方を満足させることによって何故所望のＨＡＺ靱性を確保できるのかについて、詳細なメカニズムは不明であるが、１４００℃を超えて１４５０℃になるとＴｉＮの消失が加速的に進行して靱性が低下する。しかし３μｍ超５μｍ以下の酸化物を低減することで、このような靱性低下を軽減できると考えられる。

上述したように本発明では上記（ｉｉ）および上記（ｉｉｉ）の要件を同時に満足することが必要である。即ち、粒径が３μｍ超の粗大な酸化物の個数は５．０個以下とし、且つ、粒径が５μｍ超の超粗大な酸化物の個数は５．０個以下とする。これらの個数は少なければ少ない程良く、いずれの場合も、好ましくは３個以下、より好ましくは１個以下、最も好ましくは実質的に０個である。詳細には、両者のバランスも含めて適切に制御することが好ましく、本発明の範囲内（いずれも５．０個以下）において、粒径が３μｍ超の粗大な酸化物よりも粒径が５μｍ超の超粗大な酸化物の個数を少なくすることが好ましい。具体的には、超粗大な酸化物の個数は下限（０個）に近づく程良く、おおむね１個以下が好ましく、限りなく０個に近い方が最も好ましいのに対し、粗大な酸化物の個数は、上限（５．０個）に近くても良く、おおむね４個以下でも好ましく用いられる。

なお、円相当直径で３μｍを超える酸化物の個数と５μｍを超える酸化物の個数は、鋼材の断面を、例えば、電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；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％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。

以上、本発明を最も特徴付ける上記（ｉｉ）および上記（ｉｉｉ）について詳述した。

本発明の鋼材においては、上記（ｉ）で規定するように、円相当直径が０．１〜２μｍの微細な介在物を観察視野面積１ｍｍ²あたり１２０個以上とする必要がある。微細な介在物の個数は観察視野面積１ｍｍ²あたり１２０個以上とし、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。

なお、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、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察して測定して求めればよい。

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靱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。

上記「円相当直径」とは、介在物（酸化物を含む）の面積が等しくなる様に想定した円の直径であり、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察面上で認められるものである。

以上、本発明の特徴部分のうち上記（ａ）〜（ｃ）の要件について説明した。

本発明の鋼材に含まれる介在物は、下記（ｄ）および／または下記（ｅ）の要件を満足することが好ましい。即ち、前記介在物の組成を測定して単独酸化物に換算したとき、全介在物の個数に対して、
（ｄ）Ａｌ₂Ｏ₃について、Ａｌ₂Ｏ₃の比率が２０質量％未満を満足する介在物（以下、介在物Ｉと呼ぶ場合がある。）の個数割合が９０％を超えているか、および／または、
（ｅ）Ａｌ₂Ｏ₃およびＣａＯについて、Ａｌ₂Ｏ₃に対するＣａＯの質量比（ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃）が０．３５超を満足する介在物（以下、介在物ＩＩと呼ぶ場合がある。）の個数割合が８０％を超えていることが好ましく、これにより、ＨＡＺ靱性が一層高められるようになる。上記（ｄ）および上記（ｅ）の要件は、後記する実施例の結果に基づき、より高いＨＡＺ靱性を実現するための介在物組成および個数割合を特定したものである。

即ち、後記する実施例で明らかにするように、円相当直径が３μｍを超える粗大な酸化物が、観察視野面積１ｍｍ²あたり、ほぼ同じ個数存在していても、鋼材の靱性値にバラツキが生じることが判明した。例えば、下記表５および図４に示すように、Ｎｏ．１と３は、円相当直径が３μｍを超える粗大な酸化物が、観察視野面積１ｍｍ²あたり約１．８個存在している鋼材である。しかしこれらの鋼材の−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_-40）には１４Ｊの差が生じていた。そこで本発明者らが更に検討を重ねた結果、個々の介在物の成分組成が、靱性値に影響を及ぼしていることが明らかとなった。

上記（ａ）〜（ｃ）における介在物および酸化物の大きさと粒度分布の制御によれば、大入熱量で溶接を行っても−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_-40）は１００Ｊ以上を達成でき、更に上記（ｄ）、（ｅ）の介在物個数割合制御を行なうことにより、ｖＥ_-40が約１３０Ｊ以上を達成できる（後記する実施例を参照）。

詳細には、上記（ｄ）では、介在物に含まれるＡｌ₂Ｏ₃に着目しており、Ａｌ₂Ｏ₃の比率が少ない介在物Ｉの個数割合（全介在物に対する割合）を９０％以上に制御するというものである。Ａｌ₂Ｏ₃は、ＣａＯなどに比べて粒内フェライト変態の核として作用し難い酸化物である。そして本発明者らの検討結果によれば、全介在物に対する上記介在物Ｉの個数割合と、より好ましいＨＡＺ靱性条件であるＨＡＺ靱性との関係は、良好な相関関係を有していることが判明し、上記（ｄ）を規定した。全介在物の個数に対する上記介在物Ｉの個数割合は多い程良く、９３％以上であることがより好ましく、更に好ましくは９５％以上である。

一方、上記（ｅ）では、介在物に含まれるＡｌ₂Ｏ₃とＣａＯの両方に着目しており、Ａｌ₂Ｏ₃に対するＣａＯの質量比（ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃）が０．３５超を満足する介在物ＩＩの全介在物に対する個数割合を８０％超に制御するというものである。上記（ｄ）で基準とする介在物Ｉは、Ａｌ₂Ｏ₃の比率のみに基づいて規定されたものであるのに対し、上記（ｅ）で基準とする介在物ＩＩは、粒内フェライト変態の核となる酸化物を生成させる酸化物であるＣａＯとの関係でＡｌ₂Ｏ₃の比率が規定されている点で相違する。ＨＡＺ靱性に及ぼす影響を考えると、Ａｌ₂Ｏ₃はマイナスの影響を及ぼすのに対し、ＣａＯはプラスの影響を及ぼしている。そして本発明者らの検討結果によれば、「Ａｌ₂Ｏ₃に対するＣａＯの質量比（ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃）が０．３５超を満足する介在物ＩＩ」の全介在物に対する個数割合と、より好ましいＨＡＺ靱性条件であるＨＡＺ靱性との関係は、良好な相関関係を有していることが判明し、上記（ｅ）を規定した。

全介在物の個数に対する介在物ＩＩの個数割合は、多い程良く、８３％以上であることがより好ましく、更に好ましくは８５％以上である。

上記（ｄ）および上記（ｅ）の要件について、本発明では、いずれか一方のみを満足しても良いし、両方を満足していても良く、いずれも本発明の好ましい態様である。即ち、介在物によっては、上記（ｄ）で規定する介在物Ｉのみの要件を満足するものもあるし、上記（ｅ）で規定する介在物ＩＩのみの要件を満足するものもあるし、介在物Ｉおよび介在物ＩＩの両方の要件を満足するものもあるが、いずれの場合であっても、上記（ｄ）および上記（ｅ）の少なくとも一方を満足する限り、ＨＡＺ靱性の好ましいレベルを達成することができる。例えば後記する表５のＮｏ．３、８、および１１は、上記（ｄ）および上記（ｅ）の両方を満足する例であり、表５のＮｏ．１および１４は、上記（ｄ）のみを満足する例であり、表５のＮｏ．１３は上記（ｅ）のみを満足する例である。

鋼材に含まれる介在物の組成は、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て求めればよく、鋼材に含まれる全介在物の組成を測定した後、全介在物の個数に占めるＡｌ₂Ｏ₃が２０質量％未満の介在物Ｉの個数割合と、ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃比が０．３５超を満足する介在物ＩＩの個数割合を求めればよい。なお、本発明の鋼材では、円相当直径が０．１μｍ以上の介在物についてその組成を定量分析する。円相当直径が０．１μｍ未満の介在物は、小さ過ぎて定量分析できない。

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：０．０５％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。

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の靱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０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下である。

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０．１％以上含有させるのがよい。しかしＳｉ量が０．５％を超えると、鋼材の溶接性や靱性が劣化する。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０．４％以下である。

なお、特にＨＡＺ靱性を高めるには、Ｓｉは０．３％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靱性は向上するが、鋼材の強度が低下することがある。

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０．５％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％以下である。

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靱性を劣化させる。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０．０２％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。

Ｓは、Ｍｎと結合して硫化物（ＭｎＳ）を生成し、母材の靱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靱性が劣化する。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０．０１％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。

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靱性が劣化する。従ってＡｌ量は０．０５％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０．０１％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。

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靱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０．０１％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靱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。

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フェライトの生成核となるため、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する。

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０．００２％以上である。しかし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靱性が劣化する。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０．０１％以下、より好ましくは０．００７％以下である。

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。

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し、最適介在物組成範囲から逸脱するため、介在物の粒内変態核として作用する効果が弱まり、ＨＡＺ靱性が却って劣化する。従ってＣａ量は、０．０１０％以下に抑える。Ｃａ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。

Ｚｒは、Ｚｒを含む複合酸化物を生成してＨＡＺ靱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、母材自体の靱性低下を招く。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。

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靱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の靱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靱性が劣化し、ＨＡＺ靱性も低下する。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。

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。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）であればよい。

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）および／またはＮｉ：３．５％以下（０％を含まない）、
［２］Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、
［３］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）、
［４］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。

《［１］Ｃｕおよび／またはＮｉ》
ＣｕとＮｉ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。しかし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靱性を却って劣化させるため、ＨＡＺ靱性も低下する。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。

Ｎｉ量が３．５％を超えると、上記Ｃｕと同様に、母材の強度を著しく高め過ぎて母材の靱性を劣化させるため、ＨＡＺ靱性も低下する。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％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。

《［２］Ｃｒおよび／またはＭｏ》
Ｃｒと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。しかしＣｒが３％を超えると、母材の強度を著しく高め過ぎて母材の靱性を劣化させるため、ＨＡＺ靱性を低下する。従ってＣｒ量は３％以下が好ましい。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。

ＭｏもＣｒと同様に、１％を超えると、母材の強度を著しく高め過ぎて母材の靱性を劣化させるため、ＨＡＺ靱性を低下する。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０．８％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。

《［３］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靱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。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靱性を却って劣化させる。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。

ＶもＮｂと同様に、０．１％を超えると、析出する炭窒化物が粗大化し、ＨＡＺ靱性を却って劣化させる。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。

《［４］Ｂ（ホウ素）》
Ｂは、粒界フェライトの生成を抑制して靱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、靱性の低下を招く。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０．００４％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。

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、溶鋼の溶存酸素量Ｑ_Ofを０．００１〜０．０１質量％の範囲に調整した溶鋼中にＲＥＭを添加するに当たり、前記溶鋼の溶存酸素量Ｑ_Of（質量％）とＲＥＭの添加量Ｑ_REM（質量％）が下記（１）式を満足するようにＲＥＭを添加することによって製造できる。
２ｌｏｇＱ_REM＋３ｌｏｇＱ_Of≦−１２．００ ・・・（１）

ここで、上記（１）式は、本発明で規定する所望のＨＡＺ靱性を確保するために設定されたものであり、上記（１）式に基づき、溶鋼の溶存酸素量Ｑ_Ofに応じてＲＥＭの添加量Ｑ_REMを適切に添加すれば所望のＨＡＺ靱性を確保することができる（後記する実施例を参照）。

なお、上記（１）式の左辺の係数は、下記（２）式で示される溶鋼中でのＲＥＭ酸化物生成反応式に基づく値である。
２ＲＥＭ＋３Ｏ＝ＲＥＭ₂Ｏ₃ ・・・（２）

溶鋼の溶存酸素量Ｑ_OfとＲＥＭの添加量Ｑ_REMが上記（１）式を満足するということは、ＲＥＭ酸化物の生成に関与するＲＥＭの添加量Ｑ_REMを少なく設定したことを意味する。その結果、生成するＲＥＭ酸化物の個数も少なくなるため、結果的に、粗大・超粗大な酸化物の個数が本発明の範囲内に低減されることになり、所望のＨＡＺ靱性が確保されるものと思料される。

上記Ｚ値が−１２．００を超えると、溶鋼の溶存酸素量Ｑ_OfとＲＥＭの添加量Ｑ_REMのバランスが悪くなり、ＲＥＭの添加量Ｑ_REMが多くなって粗大なＲＥＭ酸化物が生成する。その結果、ＨＡＺ靱性が低下する。従って、上記Ｚ値を−１２．００以下とする。Ｚ値は、好ましくは−１３以下、より好ましくは−１３．１以下、更に好ましくは−１３．３以下である。Ｚ値の下限は特に限定されないが、鋼中のＲＥＭ量などを考慮すると、おおむね、−１５程度である。

なお、上記先願発明では、上記（１）式について全く留意していない。そのため、（１）式の関係を満足せず、（１）式の左辺の値（Ｚ値）が−１２．００を超えるようにＲＥＭの添加量Ｑ_REMを多くしている場合があった。また、前述した特許文献４〜６には、溶存酸素量Ｑ_Ofを調整した溶鋼にＲＥＭを添加することが記載されているもののＲＥＭの添加量Ｑ_REMを溶存酸素量Ｑ_Ofに応じて決定して添加する点については全く考慮されていない。また、上記特許文献４〜６では、ＲＥＭと、ＺｒおよびＣａを併用することについては記載されていないため、本発明で規定するようにＨＡＺ靱性向上作用を有するＺｒ、ＲＥＭ、およびＣａを含有する酸化物がそもそも得られていない。

次に、上記（１）式を構成するＲＥＭの添加量Ｑ_REMと溶存酸素量Ｑ_Ofについて説明する。

まず、上記ＲＥＭの添加量Ｑ_REMは、上記の通り、溶存酸素量Ｑ_Ofに応じて適宜添加すれば良い。なお、ＲＥＭの添加量Ｑ_REMは、本発明鋼材中に含まれるＲＥＭ量に比べて多く設定している。これは、鋳造前に添加したＲＥＭ量は、鋳造過程などで揮発したり、スラグ中に分散するなどし、鋼材中に含まれるＲＥＭ量が少なくなるからである。

また、溶鋼の溶存酸素量Ｑ_Ofは０．００１〜０．０１質量％の範囲とする。溶存酸素とは、酸化物を形成しておらず、溶鋼中に存在するフリーな状態の酸素を意味する。即ち、本発明の鋼材を製造するには、まず前提条件として、溶鋼の溶存酸素量Ｑ_Ofを０．００１〜０．０１質量％の範囲に調整する。溶鋼の溶存酸素量Ｑ_Ofが０．００１質量％未満では、溶鋼中の溶存酸素量Ｑ_Ofが不足するため、粒内フェライト変態の核となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物を所定量確保できず、ＨＡＺ靱性を改善できない。また、溶存酸素量Ｑ_Ofが不足すると、酸化物を形成できなかったＺｒが炭化物を形成したり、ＲＥＭやＣａが硫化物を形成するため、母材自体の靱性を劣化させる原因となる。従って上記溶存酸素量Ｑ_Ofは、０．００１質量％以上とする。上記溶存酸素量Ｑ_Ofは、好ましくは０．００１５質量％以上、より好ましくは０．００２０質量％以上である。

一方、上記溶存酸素量Ｑ_Ofが０．０１質量％を超えると、溶鋼中の酸素量が多過ぎるため、溶鋼中の酸素と上記元素の反応が激しくなって溶製作業上好ましくないばかりか、粗大な酸化物を生成して却ってＨＡＺ靱性を劣化させる。従って上記溶存酸素量Ｑ_Ofは０．０１質量％以下に抑えるべきである。上記溶存酸素量Ｑ_Ofは、好ましくは０．００８質量％以下、より好ましくは０．００７質量％以下とする。

ところで、転炉や電気炉で一次精錬された溶鋼中の溶存酸素量Ｑ_Ofは、通常０．０１質量％を超えている。そこで本発明の製法では、溶鋼中の溶存酸素量Ｑ_Ofを何らかの方法で上記範囲に調整する必要がある。

溶鋼中の溶存酸素量Ｑ_Ofを調整する方法としては、例えばＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて真空脱酸する方法や、Ｓｉ、Ｍｎ，Ｔｉ，Ａｌなどの脱酸性元素を添加する方法などが挙げられ、これらの方法を適宜組み合わせて溶存酸素量Ｑ_Ofを調整すれば良い。また、ＲＨ式脱ガス精錬装置の代わりに、取鍋加熱式精錬装置や簡易式溶鋼処理設備などを用いて溶存酸素量Ｑ_Ofを調整しても良い。この場合、真空脱酸による溶存酸素量Ｑ_Ofの調整はできないため、溶存酸素量Ｑ_Ofの調整にはＳｉ等の脱酸性元素を添加する方法を採用すれば良い。Ｓｉ等の脱酸性元素を添加する方法を採用するときは、転炉から取鍋へ出鋼する際に脱酸性元素を添加しても構わない。

上記のように溶鋼中の溶存酸素量Ｑ_Ofを上記範囲に調整した後は、ＲＥＭを添加してから鋳造するが、本発明では、上記溶存酸素量Ｑ_OfとＲＥＭの添加量Ｑ_REMの関係が、上記（１）式の規定を満足することが重要であり、ＲＥＭ以外の成分元素の添加順序は特に限定されない。ＲＥＭは他の成分元素に比べて酸素との結合が非常に強く、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼす粗大・超粗大な酸化物の生成に大きく関与するためにＲＥＭの添加量Ｑ_REMについては特別に留意する必要があるためである。

ＲＥＭ以外の成分元素を添加するにあたり、上記（ｄ）に示したように、個々の介在物に含まれるＡｌ₂Ｏ₃量を低減し、全介在物の個数に対して、Ａｌ₂Ｏ₃の比率が２０質量％未満の介在物Ｉの個数割合を９０％超にするには、鋼材を製造する際に、鋼材のＡｌ量を０．０３％以下に抑えることが推奨される。なお、このように鋼材のＡｌ量を制御するには、再酸化によるＡｌの滅失等を適宜考慮してＡｌを添加すればよい。なお、鋼材中のより好ましいＡｌ量は０．０２５％以下である。

また、上記（ｅ）に示したように、全介在物の個数に対して、ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃比が０．３５超を満足する介在物ＩＩの個数割合を８０％超にするには、鋼材を製造する際に、溶鋼に添加するＣａ量とＡｌ量の比（Ｃａ添加量／Ａｌ添加量）が０．３０を超えるように高めることが推奨される。Ｃａ添加量／Ａｌ添加量比は、０．４以上とすることがより好ましく、更に好ましくは０．５以上とする。

なお、Ｔｉ酸化物の微細化によるＨＡＺ靱性の更なる向上を目的として、Ｔｉの添加順序に留意することは本発明の好ましい態様である。即ち、ＲＥＭを添加する前に、Ｔｉを添加することが好ましい。Ｔｉ酸化物は、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Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを添加する前にＴｉを添加することで、Ｔｉ酸化物を微細化でき、結果的に、ＨＡＺ靱性に寄与する微細な酸化物を生成させることができる。そしてＴｉを添加した後に、Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを添加することで、所望とする粒内フェライト変態の核となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物が得られる。

溶存酸素量Ｑ_Ofを調整した溶鋼にＴｉを添加してからＲＥＭを添加した場合でも、後述するように、溶鋼の溶存酸素量Ｑ_Ofに応じてＲＥＭの添加量Ｑ_REMが上記（１）式を満足するようにＲＥＭを添加すれば、酸化物の大きさと密度を適切に制御できる。ＲＥＭより先にＴｉを添加すると溶鋼の溶存酸素はＴｉと結合して酸化物を形成するため減少するが、Ｔｉは、ＲＥＭと比べると酸素と結合し難く、且つＴｉ酸化物は溶鋼との界面エネルギーが小さいため、円相当直径が３μｍを超える粗大な酸化物を形成し難いからである。

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を含む場合は本発明で規定する範囲を満足する必要がある。

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すればよい。

本発明の鋼材は、１４５０℃で５秒間保持した後、８００℃から５００℃への冷却時間を４００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５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接においても溶接熱影響部の靱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。

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。

実験例１では、上記（ａ）〜（ｃ）で規定する要件とＨＡＺ靱性との関係について検討し、実験例２では、実験例１で用いた一部の鋼種について、上記（ｄ）および上記（ｅ）の要件とＨＡＺ靱性との関係について検討した。

［実験例１］
真空溶解炉（容量１５０ｋｇ）を用い、下記表１に示す条件で、下記表２、表３に示す成分組成（質量％）の供試鋼（残部は鉄および不可避不純物）を溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造して冷却した。その後、加熱、圧延を行い、厚鋼板を製造した。なお、下記表２、表３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量は０．０００５〜０．０１０％の範囲であることを確認している。

上記供試鋼を真空溶解炉で溶製するに当っては、Ｔｉ、Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａ以外の元素について成分調整すると共に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＡｌ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Ｑ_Ofを調整した。調整後の溶存酸素量Ｑ_Ofを下記表１に示す。

溶存酸素量Ｑ_Ofを調整した溶鋼に、Ｔｉを添加した後、Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを添加した。ＲＥＭの添加量をＱ_REMとし、この値を下記表１に示す。また、上記溶存酸素量Ｑ_OfとＲＥＭの添加量Ｑ_REMの値を下記（１）’式に代入して算出したＺ値を下記表１に併せて示す。
Ｚ＝２ｌｏｇＱ_REM＋３ｌｏｇＱ_Of ・・・（１）’

なお、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。但し、表２のＮｏ．１２は、ミッシュメタルの形態ではなく、Ｃｅのみを添加した。

上記元素を添加した後、インゴットに鋳造して冷却した。得られたインゴットを熱間圧延し、厚さが３０〜８０ｍｍの厚鋼板を製造した。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、該サンプルに含まれる全酸化物の成分組成を測定し、単独酸化物として質量換算して酸化物の平均組成を算出した。

全酸化物の成分組成は、次の手順で測定した。切り出されたサンプル表面を、日本電子データム製の電子線マイクロプローブＸ線分析計（Electron Probe X-ray Micro Analyzer；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、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｏ（酸素）、およびＳ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。

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４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４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。

次に、定量した介在物について円相当直径を測定し、円相当直径（粒径）が０．１〜２．０μｍの介在物の個数を測定した。下記表４に測定結果を観察視野面積１ｍｍ²あたりに換算した個数を示す。

また、得られた定量結果のうち酸素含量が５％以上である酸化物の円相当直径を測定し、円相当直径（粒径）が３μｍを超える酸化物の個数と、円相当直径（粒径）が５μｍを超える酸化物の個数を測定した。下記表４に酸化物の個数を観察視野面積１ｍｍ²あたりに換算した値を示す。

図１に、上記Ｚ値と円相当直径が３μｍを超える酸化物の観察視野面積１ｍｍ²あたりの個数との関係を示す。図１には、下記表４に示すＮｏ．１〜１６の結果（図１の○）とＮｏ．１７〜２２の結果（図１の●）のうち、Ｚ値の臨界的意義を示すために、Ｚ値が−１２．５〜−１１．５の範囲にあるものをプロットした。

図１から明らかなように、溶鋼の溶存酸素量Ｑ_ofに応じて上記（１）式を満足するようにＲＥＭを添加すれば、円相当直径が３μｍを超える酸化物の生成が抑えられることが分かる。

次に、溶接時に熱影響を受けるＨＡＺの靱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１４５０℃になる様に加熱し、この温度で５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４００秒となるように調整した。

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靱性良好）とする。測定結果を下記表４に示す。

下記表１〜表４から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜１６は、本発明で規定する条件を満足する例であり、鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定して単独酸化物に換算したときに、ＺｒＯ₂、ＲＥＭの酸化物、およびＣａＯを所定量含有するように調整したうえで、円相当直径が３μｍ超の酸化物と円相当直径が５μｍ超の酸化物が生成しないように、円相当直径が０．１〜２μｍの介在物を多く生成させているため、ＨＡＺ靱性が良好な鋼材が得られている。

一方、Ｎｏ．１７〜３２は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。Ｎｏ．１７〜２２は、溶鋼の溶存酸素量Ｑ_OfとＲＥＭの添加量Ｑ_REMのバランスが上記（１）式を満足していないため、円相当直径が３μｍを超える酸化物（特に、円相当直径が３μｍを超え、５μｍ以下の酸化物）が多く生成している。従ってＨＡＺ靱性が劣化している。

Ｎｏ．２１とＮｏ．２３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に換算したときのＲＥＭの酸化物量が本発明で規定する範囲を下回っているため、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靱性が劣化している。Ｎｏ．２２とＮｏ．２４は、鋼材に含まれるＲＥＭ量が多く、鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定して単独酸化物に換算したときのＲＥＭの酸化物量が本発明で規定する範囲を上回っているため、酸化物が粗大化し、粒内フェライトの生成核として作用する微細な酸化物の個数が少なくなり、ＨＡＺ靱性向上作用が発揮されていない。

Ｎｏ．２５は、鋼材に含まれるＺｒ量が少な過ぎるため、全酸化物の組成に占めるＺｒＯ₂量が少なくなり、粒内フェライト変態の核となる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靱性が劣化している。Ｎｏ．２６は、鋼材に含まれるＺｒ量が多過ぎるため、全酸化物の組成に占めるＺｒＯ₂量が多くなっている。そのため介在物の粒内変態核として作用する効果が弱まり、微細組織が得られずＨＡＺ靱性が劣化している。

Ｎｏ．２７は、鋼材に含まれるＣａ量が多過ぎるため、全酸化物の組成に占めるＣａＯ量が多くなっている。そのため介在物の粒内変態核として作用する効果が弱まり、微細組織が得られずＨＡＺ靱性が劣化している。Ｎｏ．２８は、鋼材に含まれるＣａ量が少な過ぎるため、ＣａＯ量が生成していない。そのため粒内フェライト変態の核となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物量が生成せず、ＨＡＺ靱性が劣化している。

Ｎｏ．２９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靱性が劣化している。Ｎｏ．３０は、鋼材に含まれるＴｉ量が少な過ぎるため、粒内フェライト変態の核となる円相当直径が０．１〜２μｍの介在物の生成量を確保できていない。従ってＨＡＺ靱性が劣化している。

Ｎｏ．３１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靱性が劣化している。Ｎｏ．３２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靱性が劣化していると考えられる。

次に、図２に、円相当直径が３μｍを超える酸化物の観察視野面積１ｍｍ²あたりの個数と−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_-40）との関係を示す。図２では、下記表４に示すＮｏ．１〜１６の結果を○で、Ｎｏ．１７〜２２、３１（比較例のうち５．０個を超える例）の結果を●で示した。

図２から明らかなように、円相当直径が３μｍを超える酸化物の観察視野面積１ｍｍ²あたりの個数が５．０個以下であれば、１４５０℃で５秒間加熱保持した場合であっても良好なＨＡＺ靱性を示すことが分かる。

［実験例２］
上記表４に示したＮｏ．1、３、８、１１、１３〜１６について、鋼材に含まれる個々の介在物の組成とＨＡＺ靱性の関係について調べた。

鋼材に含まれる個々の介在物の組成は次の手順で測定した。即ち、上記実験例１と同様に、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。

定量分析の一例として、上記表４に示したＮｏ．１の鋼材に含まれる個々の介在物の組成を分析した結果を図３に示す。Ｘ軸は、観察された介在物の個数を示しており、Ｙ軸は、個々の介在物の組成を成分ごとに色分けして示している。観察視野面積１．５６ｃｍ²中に、円相当直径が０．１μｍ以上の介在物は２５４個観察された。

次に、定量分析した介在物について円相当直径を測定し、円相当直径が０．１μｍ以上の介在物の個数を測定し、これを全介在物の個数とした。一方、定量分析した円相当直径が０．１μｍ以上の介在物のうち、介在物に含まれるＡｌ₂Ｏ₃の比率が２０質量％未満の介在物（介在物Ｉ）の個数と、介在物に含まれるＣａＯとＡｌ₂Ｏ₃の質量比（ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃）が０．３５超を満足する介在物（介在物ＩＩ）の個数を夫々測定し、全介在物の個数に対する個数割合を算出した。算出結果を下記表５に示す。

また、下記表５には、これらの鋼材を製造したときのＣａ添加量とＡｌ添加量（仕込み量）を併せて示す。また、Ｃａ添加量とＡｌ添加量の仕込み比（Ｃａ添加量／Ａｌ添加量）を算出し、算出結果を下記表５に示す。また、上記表４に示した各鋼材の−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を下記表５に併せて示す。

ここで、下記表５に示した鋼材について、円相当直径が３μｍを超える酸化物の観察視野面積１ｍｍ²あたりの個数とｖＥ_-40との関係を図４に示す。図４は、上記図２に示したデータの一部を抜粋して示したものである。

図４、表４、および表５から次のように考察できる。Ｎｏ．１、３、８、１１、１３〜１６の鋼材は、上記表４に示したように、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、ｖＥ_-40が１００Ｊ以上であった。ところが図４から明らかなように、Ｎｏ．１と３、Ｎｏ．１１、１４、および１５、Ｎｏ．８、１３、および１６は、夫々、円相当直径が３μｍを超える酸化物の単位面積あたりの個数はほぼ等しいが、ｖＥ_-40の値にはバラツキが生じていることが分かった。これらの鋼材のうち、Ｎｏ．１、３、８、１１、１３、１４の鋼材は、介在物Ｉおよび／または介在物ＩＩの全介在物に対する個数割合が、本発明で規定する好ましい要件を更に満足しているため、ｖＥ_-40の値が１３０Ｊ以上と更に大きくなることが分かった。

Claims (8)

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：０．０５％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酸化物の組成を測定して単独酸化物に換算したとき、平均組成で、
   ＺｒＯ₂：５〜５０％、
   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、且つ、
   （ｃ）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、
   円相当直径で５μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ²あたり５．０個以下
   であることを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材。
2. 前記鋼材に含まれる介在物は、更にＡｌ₂Ｏ₃を含有していてもよく、
   前記介在物の組成を測定して単独酸化物に換算したとき、全介在物の個数に対して、
   （ｄ）Ａｌ₂Ｏ₃について、Ａｌ₂Ｏ₃の比率が２０質量％未満を満足する介在物の個数割合が９０％を超えているか、または、
   （ｅ）Ａｌ₂Ｏ₃およびＣａＯについて、Ａｌ₂Ｏ₃に対するＣａＯの質量比（ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃）が０．３５超を満足する介在物の個数割合が８０％を超えている請求項１に記載の鋼材。
3. 前記鋼材に含まれる介在物は、更にＡｌ₂Ｏ₃を含有していてもよく、
   前記介在物の組成を測定して単独酸化物に換算したとき、全介在物の個数に対して、
   （ｄ）Ａｌ₂Ｏ₃について、Ａｌ₂Ｏ₃の比率が２０質量％未満を満足する介在物の個数割合が９０％を超えており、且つ、
   （ｅ）Ａｌ₂Ｏ₃およびＣａＯについて、Ａｌ₂Ｏ₃に対するＣａＯの質量比（ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃）が０．３５超を満足する介在物の個数割合が８０％を超えている請求項１に記載の鋼材。
4. 前記鋼材が、更に他の元素として、
   Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）および／または
   Ｎｉ：３．５％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。
5. 前記鋼材が、更に他の元素として、
   Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）および／または
   Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材。
6. 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１〜５のいずれかに記載の鋼材。
7. 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１〜６のいずれかに記載の鋼材。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、溶鋼の溶存酸素量Ｑ_Ofを０．００１〜０．０１質量％の範囲に調整した溶鋼にＲＥＭを添加するに当たり、前記溶鋼の溶存酸素量Ｑ_OfとＲＥＭの添加量Ｑ_REMが下記（１）式を満足する量のＲＥＭを添加することを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材の製造方法。
   ２ｌｏｇＱ_REM＋３ｌｏｇＱ_Of≦−１２．００ ・・・（１）