JP5177325B2 - 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接継手用鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、電子ビームが被溶接部に照射され、溶接される電子ビーム溶接用鋼板とその製造方法、さらに、この鋼板の被溶接部に電子ビームを照射して形成された電子ビーム溶接継手に関するものである。
本願は、２０１０年１１月２２日に、日本に出願された特願２０１０−２６０３８８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、地球環境の温暖化の一因であるＣＯ_２ガスの削減や、石油等の化石燃料の将来的な枯渇に対処するため、再生可能な自然エネルギーの利用が積極的に試みられている。風力発電も、有望視されている再生可能エネルギーの一つであり、大規模な風力発電プラントが建設されつつある。

風力発電に最も適している地域は、絶えず強風を期待できる地域である。そのため、洋上風力発電が、世界的な規模で計画され、実現されている（特許文献１〜４、参照）。

洋上に風力発電用鉄塔を建設するためには、海底の地盤に、鉄塔の基礎部分を打ち込む必要がある。海水面から、風力発電用のタービンの翼高を十分に確保するためには、基礎部分も十分な長さを持つことが必要である。

そのため、鉄塔の基礎部分の構造は、板厚が５０ｍｍ超、例えば、１００ｍｍ程度、直径が４ｍ程度の大断面を有する鋼管構造となる。鉄塔の高さは８０ｍ以上に達する。そして、近年、風力発電用鉄塔のような巨大な鋼構造物を、建設現場近くの海岸にて、電子ビーム溶接で、簡易に、しかも、高能率で組み立てることが求められている。

即ち、板厚１００ｍｍにも及ぶ極厚鋼板を、建設現場で、しかも、高能率で溶接するという、従来にない技術的要請がなされている。

一般に、電子ビーム溶接、レーザービーム溶接などの高エネルギー密度ビーム溶接は、効率的な溶接である。しかし、レーザービームで溶接できる板厚には限度がある。また、従来の電子ビーム溶接は、高真空状態に維持した真空チャンバー内で行う必要があった。そのため、従来、高エネルギー密度ビーム溶接で溶接できる鋼板の板厚や大きさは、溶接装置の能力や、真空チャンバー内の大きさによって制限されていた。

これに対し、近年、被溶接部の近傍を減圧し、板厚１００ｍｍ程度の極厚鋼板を効率よく建設の現地で溶接することができる電子ビーム溶接方法が提案されている。例えば、英国の溶接研究所では、低真空下で施工が可能な溶接方法（ＲＰＥＢＷ：Reduced Pressured Electron Beam Welding：減圧電子ビーム溶接）が開発されている（特許文献５、参照）。

この減圧電子ビーム溶接（ＲＰＥＢＷ）を用いれば、風力発電用鉄塔のような大型鋼構造物を建設する場合にも、溶接する部分を、局所的に真空状態におき、効率的に溶接することができる。ＲＰＥＢＷ法は、真空チャンバー内で溶接する方法に比べ、真空度が低い状態で溶接する溶接方法であるが、従来のアーク溶接に比べ、溶接金属（ＷＭ）の靭性の向上が期待できる。

一般に、溶接構造物の安全性を定量的に評価する指標として、ＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement：亀裂端開口変位）試験で求められる、破壊力学に基づく破壊靭性値δｃが知られている。δｃは、ＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement：亀裂端開口変位）試験で求められる。破壊靭性には、試験片の大きさが影響するので、従来のＶノッチシャルピー衝撃試験のような小型試験で良好な結果が得られても、大型鋼構造物の溶接継手に対するＣＴＯＤ試験で、０℃で０．５ｍｍ以上の良好な破壊靭性値δｃが得られるとは限らない。

また、電子ビーム溶接法は、電子ビームの持つエネルギーにより、溶接部の母材を一旦溶融し、凝固させて溶接する方法であり、通常、電子ビーム溶接法による溶接部の成分組成は、母材（鋼材）とほぼ同等である。一方、エレクトロガス溶接等の大入熱アーク溶接法では、溶接ワイヤー等により、溶接金属の硬さや、破壊靭性値δｃなどの機械特性を調整する。電子ビーム溶接法では通常、溶接ワイヤーを利用しない。

そこで、電子ビーム溶接継手の破壊靭性値δｃを向上させるために、溶接金属（ＷＭ）の硬さや、清浄度を適正化する方法が提案されている（例えば、特許文献６及び７、参照）。特許文献６には、溶接金属の硬さを、母材の硬さの１１０％超２２０％以下とし、かつ、溶接金属の幅が鋼材の板厚の２０％以下とすることが提案されている。また、特許文献７には、溶接金属中のＯの量を２０ｐｐｍ以上とし、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量を１０個／ｍｍ^２以下とすることが提案されている。

日本国特開２００８−１１１４０６号公報 日本国特開２００７−０９２４０６号公報 日本国特開２００７−３２２４００号公報 日本国特開２００６−０３７３９７号公報 国際公開９９／１６１０１号パンフレット 日本国特開２００７−２１５３２号公報 日本国特開２００８−８８５０４号公報

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：Heat-Affected Zone。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：Base Metal）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／ＣｅＥＢ”（Ｃ：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、鋼板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、前記鋼板の組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．０６％、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％〜０．０１２％、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、前記鋼板の組成を下記（式１）に代入して求められる指標値ＣｅＥＢが０．４９％〜０．６０％であり、前記鋼板の前記指標値ＣｅＥＢに対する質量％で表した前記鋼板のＣ量の比であるＣ／ＣｅＥＢが０．０４〜０．１８であって、前記鋼板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／ｍｍ^２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１×１０^３個／ｍｍ^２以上である。
電子ビーム溶接焼入れ性指標ＣｅＥＢ＝Ｃ＋（９／４０）Ｍｎ＋（１／１５）Ｃｕ＋（１／１５）Ｎｉ＋（１／５）Ｃｒ＋（１／５）Ｍｏ＋（１／５）Ｖ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、所定の鋼板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、前記鋼板の厚さが４５〜１５０ｍｍ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、溶接金属のＣＴＯＤ値をδ_ＷＭ、溶接熱影響部のＣＴＯＤ値をδ_ＨＡＺ、及び、前記鋼板のＣＴＯＤ値をδ_ＢＭと定義すると、δ_ＷＭ、δ_ＨＡＺ、およびδ_ＢＭが０．１５≦δ_ＷＭ／δ_ＢＭ≦１．１と０．１５≦δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ≦１．１とを満足してもよい。

（４）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板は、その組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、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％〜０．０１２％、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、前記鋼板の組成を下記（式１）に代入して求められる指標値ＣｅＥＢが０．４９％〜０．６０％であり、前記鋼板の前記指標値ＣｅＥＢに対する質量％で表した前記鋼板のＣ量の比、Ｃ／ＣｅＥＢが０．０４〜０．１８であって、前記鋼板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／ｍｍ^２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１×１０^３個／ｍｍ^２以上である。
電子ビーム溶接焼入れ性指標ＣｅＥＢ＝Ｃ＋（９／４０）Ｍｎ＋（１／１５）Ｃｕ＋（１／１５）Ｎｉ＋（１／５）Ｃｒ＋（１／５）Ｍｏ＋（１／５）Ｖ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、所定の鋼板の組成中の各元素の質量％。

（５）上記（４）の電子ビーム溶接継手用の鋼板で、前記鋼板の厚さが４５〜１５０ｍｍであってもよい。

（６）本発明の別の一態様にかかる電子ビーム溶接継手用鋼板の製造方法は、上記（４）又は（５）の電子ビーム溶接継手用鋼板を製造する方法であって、前記鋼板を鋳造する際、前記鋼板を、１３００〜１１００℃の温度域での冷却速度が９℃／ｍｉｎ以上となるように冷却する工程と、前記鋳造工程の後、前記鋼板を、９５０〜１１５０℃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。

鋼材の強度及び靭性と金属組織との関係を定性的に示す図である。 焼入れ性と溶接金属の結晶粒径との関係を定性的に示す図である。 焼入れ性と熱影響部の高炭素マルテンサイト量との関係を定性的に示す図である。 鋼材（母材）の硬さに対する溶接金属の硬さの比と、溶接金属及び熱影響部の破壊靭性と、の関係を定性的に示す図である。 ＣｅＥＢと溶接金属及び熱影響部の破壊靭性値（δｃ）の関係を定性的に示す図である。 溶接金属の破壊靭性値とＣ／ＣｅＥＢとの関係を定性的に示す図である。 熱影響部の破壊靭性値とＣ／ＣｅＥＢとの関係を定性的に示す図である。 ノッチを導入した試験片を示す図である。 溶接継手のＣＴＯＤ試験結果と、鋼材に含まれる介在物（微小なＴｉ窒化物と粗大な介在物粒子）の個数との関係を示す図である。 鋳片の冷却速度と、鋼材に含まれる微小なＴｉ窒化物の数との相関を示す図である。 鋳片の冷却速度と、鋼材に含まれる粗大な介在物粒子の数との相関を示す図である。

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M-A constituent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＝Ｃ＋９／４０Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（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（＝Ｃ＋１／６Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ）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℃の温度域の鋳片の冷却速度を１〜３０℃／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℃でＣＴＯＤ試験を実施した。この結果得られたＨＡＺの破壊靭性値、δ_ＨＡＺ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、δ_ＨＡＺ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／ｍｍ^２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１×１０^３個／ｍｍ^２以上である、という条件を満たしていた。

次に、鋳片の１３００〜１１００℃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℃／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１×１０^３個／ｍｍ^２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、δ_ＨＡＺは、０．２ｍｍ以上だった（中空のプロット）。

次に、鋳片の１３００〜１１００℃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℃／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／ｍｍ^２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℃／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℃／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＝Ｃ＋９／４０Ｍｎ＋１／１５Ｃｕ＋１／１５Ｎｉ＋１／５Ｃｒ＋１／５Ｍｏ＋１／５Ｖ ・・・（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＝Ｃ＋９／４０Ｍｎ ・・・（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／ｍｍ^２以下とする。上記粗大な介在物粒子の数が２０個／ｍｍ^２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１×１０^３個／ｍｍ^２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１×１０^３個／ｍｍ^２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５×１０^４個／ｍｍ^２未満、さらに望ましくは４×１０^４個／ｍｍ^２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−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）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−ＴＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）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（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）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：δ_ＷＭ、熱影響部のＣＴＯＤ値：δ_ＨＡＺ、及び、鋼材のＣＴＯＤ値：δ_ＢＭが、下記（式２）と（式３）を満足することが好ましい。
０．１５≦δ_ＷＭ／δ_ＢＭ≦１．１ ・・・（式２）
０．１５≦δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ≦１．１ ・・・（式３）

ただし、δ_ＷＭ、δ_ＨＡＺ、及び、δ_ＢＭは、０℃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、δ_ＢＭ、δ_ＨＡＺ、及び、δ_ＷＭのうち、δ_ＢＭが最も大きくなるが、測定データのばらつきを考慮して、δ_ＷＭ／δ_ＢＭ、及び、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ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。

δ_ＷＭ／δ_ＢＭ、及び、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭが０．１５未満になると、δ_ＷＭ、δ_ＨＡＺ、及び、δ_ＢＭ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、δ_ＷＭ／δ_ＢＭ、及び、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ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、δ_ＷＭ／δ_ＢＭ、及び、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ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℃／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／ｍｍ^２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１×１０^３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℃／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℃／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℃に加熱する。加熱温度が９５０℃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℃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℃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：Thermo-Mechanical Controlled Processing）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：Controlled Rolling）、（２）制御圧延−加速冷却（ＡＣＣ：Accelerated Cooling）、（３）圧延後直接焼入れ−焼戻し処理（ＤＱＴ：Direct Quenching and Tempering）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℃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、Ａｒ_３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℃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℃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、ＪＩＳ Ｚ ２２４１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δ_ＨＡＺを測定した。

試験温度０℃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δ_ＷＭ、δ_ＨＡＺ、δ_ＢＭとした。表３及び表４には、溶接継手の溶接金属（ＷＭ）のＣＴＯＤ値δ_ＷＭ、熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ値δ_ＨＡＺ、及び、鋼材（ＢＭ）のＣＴＯＤ値δ_ＢＭに基づくδ_ＷＭ／δ_ＢＭ、及び、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ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−ＳＥＭ（Field Emission Scanning Electron Microscope）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（Selective Potentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution）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−ＴＥＭ（Field Emission Transmission Electron Microscope）で観察した。ＥＤＸ法（Energy Dispersive X-ray Spectrometry）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。

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。

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℃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．１〜３、５〜２６及び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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ、及び、δ_ＷＭ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭとδ_ＷＭ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭとδ_ＷＭ／δ_ＢＭ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、δ_ＷＭ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭとδ_ＷＭ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭとδ_ＷＭ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭとδ_ＷＭ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭとδ_ＷＭ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭとδ_ＷＭ／δ_ＢＭ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、δ_ＷＭ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ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、δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭの値が不十分である。

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の溶接金属及び熱影響部において、鋼材（母材）の破壊靱性に比較して、破壊靭性の劣化が少ないので、各部の破壊靱性が高度にバランスした電子ビーム溶接継手と、この溶接継手を形成できる。よって、本発明は、大型鋼構造物建設産業において利用可能性が高いものである。また、介在物粒子の粒径および数量が適切に調節されているので、良好な破壊靱性を持つ。このため、洋上風力発電用鉄塔の基礎部分の建設に適した鋼材を安価に提供することができる。

Claims (6)

1. 鋼板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、前記鋼板の組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０２％〜０．０６％、
   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％〜０．０１２％、
   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、
   前記鋼板の組成を下記の式１に代入して求められる指標値ＣｅＥＢが０．４９％〜０．６０％であり、
   前記鋼板の前記指標値ＣｅＥＢに対する質量％で表した前記鋼板のＣ量の比であるＣ／ＣｅＥＢが０．０４〜０．１８であって、
   前記鋼板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／ｍｍ^２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１×１０^３個／ｍｍ^２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＝Ｃ＋（９／４０）Ｍｎ＋（１／１５）Ｃｕ＋（１／１５）Ｎｉ＋（１／５）Ｃｒ＋（１／５）Ｍｏ＋（１／５）Ｖ ・・・（式１）
   ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、所定の鋼板の組成中の各元素の質量％。
2. 前記鋼板の厚さが４５〜１５０ｍｍ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。
3. 溶接金属のＣＴＯＤ値をδ_ＷＭ、溶接熱影響部のＣＴＯＤ値をδ_ＨＡＺ、及び、前記鋼板のＣＴＯＤ値をδ_ＢＭと定義すると、δ_ＷＭ、δ_ＨＡＺ、およびδ_ＢＭ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≦δ_ＷＭ／δ_ＢＭ≦１．１ ・・・（式２）
   ０．１５≦δ_ＨＡＺ／δ_ＢＭ≦１．１ ・・・（式３）
4. 電子ビーム溶接継手用の鋼板であって、前記鋼板の組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０２％〜０．０６％、
   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％〜０．０１２％、
   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、
   前記鋼板の組成を下記の式１に代入して求められる指標値ＣｅＥＢが０．４９％〜０．６０％であり、
   前記鋼板の前記指標値ＣｅＥＢに対する質量％で表した前記鋼板のＣ量の比であるＣ／ＣｅＥＢが０．０４〜０．１８であって、
   前記鋼板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／ｍｍ^２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１×１０^３個／ｍｍ^２以上であることを特徴とする電子ビーム溶接継手用鋼板。
   電子ビーム溶接焼入れ性指標ＣｅＥＢ＝Ｃ＋（９／４０）Ｍｎ＋（１／１５）Ｃｕ＋（１／１５）Ｎｉ＋（１／５）Ｃｒ＋（１／５）Ｍｏ＋（１／５）Ｖ ・・・（式１）
   ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖは、それぞれ、所定の鋼板の組成中の各元素の質量％。
5. 前記鋼板の厚さが４５〜１５０ｍｍであることを特徴とする請求項４に記載の電子ビーム溶接継手用鋼板。
6. 請求項４又は５に記載の電子ビーム溶接継手用鋼板の製造方法であって、
   前記鋼板を鋳造する際、前記鋼板を、１３００〜１１００℃の温度域での冷却速度が９℃／ｍｉｎ以上となるように冷却する工程と、
   前記鋳造工程の後、前記鋼板を、９５０〜１１５０℃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継手用鋼板の製造方法。

Images