JP5234952B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材、およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などの構造物に使用される鋼材に関するものであり、詳細には、溶接した際に熱影響を受ける部位（以下、「溶接熱影響部」または「ＨＡＺ」ということがある）の靭性を改善した鋼材、およびその製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、とりわけ良好な靭性が求められている。これらの鋼材は、一般的に溶接に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靭性が劣化しやすいという問題がある。この靭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の靭性を改善するには、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靭性劣化を抑制する鋼材を、特許文献１に提案している。この鋼材は、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り、こうした酸化物は、溶鋼中では液状で存在するため鋼中に微細分散し、しかも溶接時には熱影響を受けても固溶消失しないため、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。

なお、ＨＡＺ靭性の向上を狙った技術ではないが、特許文献２には、鋼材中にＲＥＭとＺｒ等の元素を含有させるとともに、固溶ＲＥＭと固溶Ｚｒを積極的に含有させることによって、水素性の超音波探傷欠陥を防止して厚鋼板の内部品質を向上させるとともに、内部品質の健全性を保つ技術が提案されている。この技術では、安定した固溶量を確保するために、Ａｌ，Ｃａ，Ｔｉ等を複合添加している。

ところで、近年では、建築物や構造物（例えば、海洋構造物）が高層化、大型化しており、従来用いられていた４９０ＭＰａ級の鋼材の代わりに強度の高い５９０ＭＰａ級の高張力鋼材を用いる動きが強まっている。しかし上記特許文献２の技術では、ＨＡＺ靭性の改善については取り組まれているが、例えば、建築物や構造物に用いられる高張力鋼材に要求される低降伏比（ＹＲが８０％以下）を具備した鋼材については検討されていない。

高張力と低降伏比を兼ね備えた鋼材として本出願人は、特許文献３を開示している。特許文献３では、微細な炭窒化物を分散させるとともに、フェライトを一定量以上確保することで、５９０ＭＰａ以上の引張強度を達成しつつ、低降伏比を実現している。しかし入熱量５０ｋＪ／ｍｍ以上の溶接を施した場合のＨＡＺ靭性の向上については充分検討されておらず、低降伏比とＨＡＺ靭性の両特性に優れた高張力鋼材の実現が切望されている。
特開２００７−１００２１３号公報 特開平８−１２０４０１号公報 特開平８−２０９２９４号公報

本発明の目的は、ＨＡＺ靭性のバラツキを低減し、しかも降伏比が８０％以下に低減された鋼材を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記鋼材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靭性に優れた低降伏比鋼材とは、Ｃ：０．０３〜０．２％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜２％、Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を含み、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＡｌ：０．０１％以下（０％を含む）を満足すると共に、更に、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１％と、Ｚｒ：０．００１０〜０．０５％を夫々含有し、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、ＲＥＭとＺｒを含有する介在物を含む他、
（Ｂ）鋼材中の固溶ＲＥＭと固溶Ｚｒが、
固溶ＲＥＭ：０．００１０％以下（０％を含む）、
固溶Ｚｒ ：０．００１０％以下（０％を含む）を満足し、
（Ｃ）組織は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトと、フェライトを含み、全組織に占めるフェライト分率が４〜２４面積％であり、
（Ｄ）鋼材の金属組織を後方散乱電子回折像法（ＥＢＳＰ法）で観察したときに、下記（１）式を満足する点に要旨を有する。下記（１）式中、Ｄは、ＥＢＳＰ法で隣接する２つの結晶の方位差を測定し、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径（μｍ）を意味する。
３５≦Ｄ ・・・（１）

前記鋼材に含まれる介在物の組成を測定し、該介在物に含まれる元素のうち、Ｏ，Ｃ，Ｎ，Ｓ以外の元素の存在比をモル換算し、換算後の元素量全体を１モルとしたときに、ＲＥＭのモル分率が０．０５以上で、Ｚｒのモル分率が０．０４以上を満足することが好ましい。

前記鋼材は、更に他の元素として、（ｉ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）や、（ｉｉ）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、
等を含んでも良い。

本発明の上記鋼材は、トータル酸素量［Ｏ］₁を０．００２０〜０．０１５％の範囲に調整した溶鋼へ、ＲＥＭとＺｒを添加して溶存酸素量［Ｏ］₂を０．００１０〜０．００３５％の範囲に調整した後、鋳造し、得られた鋼片を、圧延終了温度が８７０℃以上となるように熱間圧延した後、Ａｒ₃点以上の温度域から焼入れ、Ａｃ₁点〜Ａｃ₃点の温度域から焼入れ、Ａｃ₁点未満の温度域で焼き戻しの各工程を順次行なうことによって製造することができる。

前記トータル酸素量［Ｏ］₁を測定し、このトータル酸素量［Ｏ］₁に応じて下記（２）式を満足するようにＲＥＭとＺｒを添加して前記溶存酸素量［Ｏ］₂を調整すればよい。但し、（２）式中、［ＲＥＭ］と［Ｚｒ］は、夫々ＲＥＭまたはＺｒの添加量（質量％）であり、［Ｏ］₁は、ＲＥＭとＺｒを添加する前の溶鋼のトータル酸素量（質量％）である。
［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］≦１５×［Ｏ］₁ ・・・（２）

本発明によれば、鋼材に含まれる固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量を極力低減することで、ＨＡＺ靭性のバラツキを抑えることができる。また、本発明によれば、ベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織が主体で、フェライトを４〜２４％の範囲で含む組織とし、該組織を観察したときに、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径を３５μｍ以上としているため、５９０ＭＰａ以上の強度を確保しつつ、母材の降伏比を８０％以下に低減できる。

本発明者らは、ＲＥＭとＺｒを鋼材に複合添加して溶接継手部のＨＡＺ靭性を向上させた鋼材について、ＨＡＺ靭性のバラツキを抑えると共に、母材の降伏比を低減するために検討を重ねた。その結果、（Ａ）ＲＥＭとＺｒを鋼材に複合添加し、介在物中にＲＥＭとＺｒを含有するように調整してＨＡＺ靭性を高めることを前提とし、更に、（Ｂ）鋼材に含まれる固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量をできるだけ低減すれば、局所的に靭性が劣化する現象を防止でき、ＨＡＺ靭性のバラツキを抑えることができること、また、（Ｃ）鋼材の金属組織がベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織主体で、フェライトを４〜２４％含有する組織で、（Ｄ）鋼材の金属組織のうち、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の大きさを適切に制御すれば、母材の降伏比を低減できることを見出し、本発明を完成した。以下、（Ａ）〜（Ｄ）について詳細に説明する。

［（Ａ）溶接継手部のＨＡＺ靭性について］
本発明の鋼材は、ＲＥＭとＺｒを含有する介在物を含んでいる。「介在物中にＲＥＭとＺｒを含有する」とは、（ａ）ＲＥＭの単独介在物とＺｒの単独介在物を含有するか、あるいは（ｂ）ＲＥＭとＺｒを含む複合介在物を含有するか、（ｃ）ＲＥＭの単独介在物とＺｒの単独介在物を含有すると共に、ＲＥＭとＺｒを含む複合介在物を含有することを意味する。

ＲＥＭの単独介在物としては、ＲＥＭの酸化物やＲＥＭの硫化物などの形態が挙げられ、Ｚｒの単独介在物としては、Ｚｒの酸化物やＺｒの炭化物、Ｚｒの窒化物などの形態が挙げられる。ＲＥＭとＺｒの複合介在物としては、ＲＥＭとＺｒを含む酸化物、硫化物、或いは酸硫化物などの形態が挙げられる。なお、これらの介在物は、更に窒化物（例えば、ＴｉＮなど）や他の硫化物（例えば、ＣａＳやＭｎＳなど）と共存した形態であってもよい。なお、以下では説明の便宜上、単独介在物と複合酸化物をまとめて「介在物」と呼ぶことがある。

ＲＥＭとＺｒの介在物は、溶接時に熱影響を受けて１４００℃レベルの高温になっても固溶消失しないため、これらの介在物を含有させれば、溶接時のＨＡＺにおいて、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、冷却時における粒内変態を促進することができるため、ＨＡＺ組織を微細化でき、ＨＡＺの靭性を一段と改善できる。

しかもＲＥＭとＺｒを併用添加して鋼材中に介在物として含有させることにより、鋼材（母材）の靭性劣化の原因となる粗大なＺｒの単独炭化物や粗大なＲＥＭの硫化物の生成を防止でき、結果として母材の靭性劣化を抑えつつＨＡＺの靭性を向上させることができる。即ち、ＲＥＭまたはＺｒを単独で添加する場合は、介在物の個数を増やすためには、ＲＥＭまたはＺｒの添加量を増やさなければならないが、ＲＥＭまたはＺｒの添加量を増やし過ぎるとＲＥＭの単独介在物やＺｒの単独介在物のサイズが大きくなり、却ってＨＡＺ靭性を劣化させる。よってＲＥＭまたはＺｒを単独で添加する場合は、添加量に制限があり、そのためにＲＥＭやＺｒの添加量を増量できず、微細な介在物量も一定以上に増やすことができなかった。従ってＨＡＺ靭性を向上させることができなかった。

これに対し、ＲＥＭとＺｒを含む介在物を鋼材中に含有させれば、ＲＥＭを単独で含有させるか、Ｚｒを単独で含有させる場合よりも鋼材中に含まれる介在物の絶対量を増大させることができるため、ＨＡＺの靭性を一層向上させることができる。このように鋼材中にＲＥＭとＺｒの介在物を含有させることにより、ＨＡＺの靭性を向上させることができる。従ってＨＡＺの靭性を向上させるには、ＲＥＭとＺｒを積極的に添加して鋼材中に介在物を多く生成させることが望ましいと考えられる。

本発明の鋼材は、該鋼材に含まれる介在物の組成を測定し、該介在物を構成する元素のうち、Ｏ，Ｃ，Ｎ，Ｓ以外の元素の存在比をモル換算し、換算後の元素量全体を１モルとしたときに、ＲＥＭのモル分率が０．０５以上で、Ｚｒのモル分率が０．０４以上を満足することが好ましい。ＲＥＭのモル分率は０．１０以上であることが好ましく、より好ましくは０．１５以上、更に好ましくは０．２０以上である。一方、Ｚｒのモル分率は０．０８以上であることが好ましく、より好ましくは０．１０以上、更に好ましくは０．１５以上である。

上記ＲＥＭのモル分率と上記Ｚｒのモル分率の合計は０．１０以上であるのがよい。合計が０．１０未満では、ＨＡＺの靭性向上に寄与する介在物量が不足し、ＨＡＺの靭性を充分に改善できない。合計は、より好ましくは０．１５以上、更に好ましくは０．２０以上である。

なお、ＲＥＭの介在物とＺｒの介在物以外の残りの介在物の組成は特に限定されないが、例えばＣａＯやＳｉＯ₂、Ａｌ₂Ｏ₃、ＭｎＯ、ＴｉＮ、ＴｉＣであればよい。

鋼材に含まれる介在物の組成は、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を定量分析すれば測定できる。ＥＰＭＡの観察は、例えば加速電圧を７ｋＶ，試料電流を０．００３μＡ，観察視野面積を１ｃｍ²とし、介在物の中央部での組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析する。分析対象とする介在物の大きさは、最大径が０．２μｍ以上のものとし、分析個数は無作為に選択した１００個とする。

分析対象元素は、Ｏ，Ｃ，Ｎ，Ｓ以外の元素とし、本発明の鋼材の組成を考慮すれば、分析対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａ，ＲＥＭ（例えば、ＬａとＣｅ）とすればよい。介在物に含まれるＡｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，ＣａおよびＲＥＭの存在比をモル換算し、換算後の元素量全体を１モルとしたときに、分析対象とする介在物に含まれる各元素のモル分率を算出すればよい。

［（Ｂ）溶接継手部のＨＡＺ靭性のバラツキについて］
ＲＥＭとＺｒの含有量を多くした鋼材を溶接し、ＨＡＺの靭性を複数個所で測定したところ、特に熱影響の大きいボンド部（ＨＡＺのうち特に溶接金属に近接した部位）近傍では、局所的に靭性が低下し、測定値がバラつくことが判明した。そこで局所的に靭性が低下した部分の組織を観察したところ、粒界にＲＥＭやＺｒが偏析していることが明らかになった。このＲＥＭやＺｒの偏析を低減すべく検討を重ねたところ、鋼材中の固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量を低減すればよいことを見出した。

即ち、本発明の鋼材は、固溶ＲＥＭ：０．００１０％以下（０％を含む）と、固溶Ｚｒ：０．００１０％以下（０％を含む）を満足することが重要である。鋼材中の固溶ＲＥＭ量が０．００１０％を超えるか、固溶Ｚｒ量が０．００１０％を超えると、溶接時に熱影響を受けたときに、ＲＥＭやＺｒが粒界に偏析して靭性を局所的に低下させる。従って固溶ＲＥＭ量は０．００１０％以下とし、好ましくは０．０００８％以下、より好ましくは０．０００５％以下とする。固溶Ｚｒ量は０．００１０％以下とし、好ましくは０．０００８％以下、より好ましくは０．０００５％以下とする。固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量は、できるだけ低減することがよく、最も好ましくは０％である。

上記固溶ＲＥＭと上記固溶Ｚｒの合計は、０．００１５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以下である。

鋼材に含まれる固溶ＲＥＭ量は、後述する実施例に示すように、ＩＣＰ［Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ；誘導結合プラズマ］−ＭＳ法で分析して算出されるＲＥＭ含有量（トータルＲＥＭ含有量）から、電解抽出とＩＣＰ−ＭＳによって算出される鋼材に含まれる介在物に含有するＲＥＭ量を引くことによって算出すればよい。固溶Ｚｒ量についても同様に、Ｚｒ含有量（トータルＺｒ含有量）から鋼材に含まれる介在物に含有するＺｒ量を引くことによって算出すればよい。

［（Ｃ）母材の金属組織について］
上記鋼材の金属組織は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトと、フェライトを含み、全組織に占めるフェライト分率が４〜２４面積％である。

図８は、フェライト分率と降伏比の関係を示すグラフであり、後述する実施例の結果を整理したものである。図８から、８０％以下の降伏比を達成するには、フェライト分率を４％以上とする必要があることがわかる。降伏比をより低下させるには、フェライト分率は７％以上が好ましく、より好ましくは１０％以上である。

一方、図７は、フェライト分率と引張強度（ＴＳ）の関係を示すグラフであり、後述する実施例の結果を整理したものであるが、図７から引張強度を５９０ＭＰａ以上に確実に高めるには、フェライト分率を２４％以下とする必要があることがわかる。引張強度をより高めるには、フェライト分率は２２％以下とすることが好ましく、より好ましくは２０％以下である。

尚、上記金属組織は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトと、フェライトのみから構成されていてもよいが、これに限定されず、製造工程で不可避的に形成され得るその他の組織（セメンタイトや島状マルテンサイト（ＭＡ））も含まれる。

［（Ｄ）母材の降伏比について］
本発明の鋼材は、金属組織を後方散乱電子回折像法（ＥＢＳＰ法）で観察したときに、下記（１）式を満足している必要がある。（１）式を満足することで、母材の降伏比を８０％以下とすることができる。
３５≦Ｄ ・・・（１）

上記（１）式中、Ｄは、ＥＢＳＰ法で隣接する２つの結晶の方位差を測定し、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径（μｍ）を意味している。本発明では、このＤの値を３５μｍ以上とする。

図９は、大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄと降伏比の関係を示すグラフであり、後述する実施例の結果を整理したものである。図９から８０％以下の降伏比を達成するには、上記フェライト分率を調整するのに加えて、上記平均円相当径Ｄを３５μｍ以上とする必要があることがわかる。金属材料の降伏強度が粒径の逆数の１／２乗に比例することは、ホールペッチの法則として知られており、結晶粒が微細になることによって降伏点が上昇するためである。降伏比をより小さくするには、好ましくは３７μｍ以上であり、より好ましくは３９μｍ以上である。

金属組織の観察は、鋼材の板厚をｔ（ｍｍ）としたときに、板厚方向のｔ／４位置で行なう。具体的な観察手順は、後記の実施例の項で説明する。

［成分組成について］
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、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１％とＺｒ：０．００１０〜０．０５％を含有するところに特徴がある。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。

ＲＥＭおよびＺｒは、鋼材中にＲＥＭとＺｒの単独介在物もしくは複合介在物を形成してＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。

ＲＥＭは、０．００１０％以上とすべきであり、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２％以上である。しかし過剰に添加すると、粗大な介在物（例えば、酸化物など）が生成して母材の靭性が劣化するため、０．１％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下とする。

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）を含む意味であり、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。

Ｚｒは、０．００１０％以上とすべきであり、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２％以上である。しかし過剰に添加すると、粗大なＺｒの炭化物が生成して母材の靭性が劣化するため、０．０５％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下とする。

本発明の鋼材は、ＲＥＭとＺｒを含むほか、基本元素として、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０〜２％、Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を含むものである。このような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、０．０３％以上含有させる必要がある。Ｃは、０．０４％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上とする。しかし０．２％を超えると、溶接時にＨＡＺに島状マルテンサイトが多く生成してＨＡＺの靭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は０．１８％以下、好ましくは０．１６％以下、より好ましくは０．１４％以下に抑える必要がある。

Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に鋼材（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、０．０２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上含有させるのがよい。しかし０．５％を超えると、鋼材（母材）の溶接性や母材靭性が劣化するため、０．５％以下に抑える必要がある。好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４％以下に抑えるのがよい。なお、ＨＡＺに更なる高靭性が求められる場合は、Ｓｉは０．３％以下に抑えるのがよい。より好ましくは０．０５％以下であり、更に好ましくは０．０１％以下である。但し、このようにＳｉ含有量を抑えるとＨＡＺの靭性は向上するが、強度は低下する傾向がある。

Ｍｎは、鋼材（母材）の強度向上に寄与する元素であり、１．０％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２％以上であり、より好ましくは１．４％以上である。しかし２％を超えて過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が劣化すると共に、鋼材（母材）の溶接性が劣化する。従ってＭｎ量は２％以下に抑える必要がある。好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下である。

Ｔｉは、鋼材中にＴｉＮなどの窒化物やＴｉ酸化物を生成してＨＡＺの靭性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、Ｔｉは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００７％以上、更に好ましくは０．０１０％以上とする。しかし過剰に添加すると鋼材（母材）の靭性を劣化させるため、０．０３％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０２８％以下であり、より好ましくは０．０２６％以下とする。

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するため、ＨＡＺ靭性を向上させるのに寄与する。こうした効果を有効に発揮させるには、０．００２％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。Ｎは多いほどオーステナイト粒の微細化が促進されるため、ＨＡＺの靭性向上に有効に作用する。しかし０．０１％を超えると、固溶Ｎ量が増大して母材の靭性が劣化する。従ってＮは０．０１％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。

本発明の鋼材は、上記元素を含むほか、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）およびＡｌ：０．０１％以下（０％を含む）を満足するものである。このような範囲を定めた理由は以下の通りである。

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靭性を劣化させる。従ってＰは０．０２％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。

Ｓは、Ｍｎと結合して硫化物（ＭｎＳ）を生成し、母材の靭性や板厚方向の延性を劣化させる有害な元素である。従ってＳは０．０１５％以下に抑えるべきであり、好ましくは０．０１２％以下、より好ましくは０．００８％以下、特に０．００６％以下とする。

Ａｌは、脱酸力の強い元素であり、過剰に添加すると酸化物を還元して所望の酸化物を生成し難くなる。従ってＡｌは０．０１％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００９０％以下、より好ましくは０．００８０％以下とする。なお、Ａｌは０％であってもよい。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、ＭｇやＡｓ，Ｓｅなど）の混入が許容され得る。

本発明の鋼材は、
（ｉ）ＨＡＺ靭性を向上させるために、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有することや、
（ｉｉ）鋼材の強度を高めるために、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有すること、
等も有効である。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。

（ｉ）Ｃａは、鋼材のＨＡＺ靭性を向上させる作用を有する元素である。より詳細には、Ｃａは、介在物の形態を制御して（具体的には、ＭｎＳを球状化して）鋼材の異方性を低減する作用を有しており、鋼材の異方性が低減されることで、ＨＡＺ靭性が向上する。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に添加すると、粗大な酸化物を形成し、ＨＡＺ靭性が却って劣化する。従ってＣａは、０．０１％以下が好ましい。より好ましくは０．００８％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。

（ｉｉ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、およびＢは、いずれも鋼材の強度を高めるのに作用する元素である。

Ｃｕは、鋼材を固溶強化させる元素であり、こうした効果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。より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。しかし２％を超えて含有させると、鋼材（母材）の靭性を低下させるため、Ｃｕは２％以下に抑えるのがよい。好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下とする。

Ｎｉは、鋼材の強度を高めると共に、鋼材の靭性を向上させるのに有効に作用する元素であり、こうした作用を発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上とする。Ｎｉは多いほど好ましいが、高価な元素であるため経済的観点から２％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは１．５％以下であり、更に好ましくは１％以下とする。

Ｃｒを添加して強度を高めるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし３％を超えると溶接性が劣化するため、Ｃｒは３％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは１．５％以下であり、更に好ましくは１％以下とする。

Ｍｏを添加して強度を高めるには、０．０１％以上含有させるのが望ましい。より好ましくは０．０２％以上であり、更に好ましくは０．０３％以上含有させるのが推奨される。但し、１％を超えると溶接性を悪化させるためＭｏは１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．９％以下であり、更に好ましくは０．８％以下に抑えるのが推奨される。

Ｎｂは、再結晶抑制作用を有する元素であり、組織の微細化に有効に寄与すると共に、炭化物、窒化物を効果的に析出することにより鋼材を高強度化する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．００５％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは０．００８％以上であり、更に好ましくは０．０１％以上である。しかし０．０５％を超えると組織が微細化し過ぎて降伏比が高くなる。従ってＮｂは０．０５％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは０．０４％以下であり、更に好ましくは０．０３％以下とする。

Ｖを添加して強度を高めるには、０．００５％以上含有させるのが望ましい。より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０３％以上含有させるのがよい。しかし０．１％を超えると溶接性が悪化する共に、母材の靭性が劣化するため、Ｖは０．１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０６％以下に抑えるのがよい。

Ｂは、鋼材の強度を高めると共に、溶接時に加熱されたＨＡＺが冷却される過程において鋼中のＮと結合してＢＮを析出し、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進させる。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０００３％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上であり、更に好ましくは０．０００８％以上とする。しかし０．００５％を超えると鋼材（母材）の靭性を劣化させるためＢは０．００５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以下であり、更に好ましくは０．００３％以下とするのがよい。

［製造方法について］
次に、本発明の鋼材を製造するに当たり、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、固溶ＲＥＭと固溶Ｚｒを所定量以下に低減するために、トータル酸素量［Ｏ］₁を０．００２０〜０．０１５％の範囲に調整した溶鋼へ、ＲＥＭとＺｒを添加して溶存酸素量［Ｏ］₂を０．００１０〜０．００３５％の範囲に調整した後、鋳造する。鋳造して得られた鋳片（例えば、スラブ）を、ベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織が主体で、フェライトを２〜２４％含有する組織とし、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄが上記（１）式の要件を満足するように、圧延終了温度が８７０℃以上となるように熱間圧延した後、Ａｒ₃点以上の温度域から焼入れ、Ａｃ₁点〜Ａｃ₃点の温度域から焼入れ、Ａｃ₁点未満の温度域で焼き戻しの各工程を順次行なう。以下、こうした範囲を規定した理由を説明する。

まず、トータル酸素量［Ｏ］₁を適切に制御した溶鋼へ、ＲＥＭとＺｒを複合添加すれば、ＲＥＭとＺｒを介在物の一形態である酸化物として鋼中に生成させることができる。このとき溶鋼に複合添加するＲＥＭ量とＺｒ量を調整することによって、溶鋼の溶存酸素量［Ｏ］₂を適切に制御し、この溶鋼を鋳造すれば、鋼材中の固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量を低減できる。

通常、転炉や電気炉で一次精錬された溶鋼中のトータル酸素量［Ｏ］₁は、０．０１５％を超えている。この溶鋼にＲＥＭやＺｒを添加すると、溶鋼中の酸素量が多すぎるため、ＲＥＭやＺｒと酸素の反応が激しくなって溶製作業上好ましくない。また、粗大なＲＥＭの酸化物と粗大なＺｒＯ₂が生成し、母材靭性自体が劣化する。

そこで本発明では、トータル酸素量［Ｏ］₁を従来よりも少なめに調整した溶鋼へＲＥＭとＺｒを添加することによってＲＥＭの介在物としてＲＥＭ酸化物を、Ｚｒの介在物としてＺｒ酸化物、或いはＲＥＭとＺｒの複合介在物としてＲＥＭとＺｒを含む酸化物を生成させることができる。

一方、ＲＥＭとＺｒの介在物のうち、特に、酸化物量を増やす観点からすれば、トータル酸素量［Ｏ］₁を調整した溶鋼に、ＲＥＭとＺｒを多量に添加すればよいが、酸化物を形成しない過剰なＲＥＭとＺｒは、鋼材中に固溶する。ところが固溶ＲＥＭや固溶Ｚｒが多くなると、上述したように、ＨＡＺ靭性にバラツキが生じてしまう。

そこで本発明では、溶鋼に添加するＲＥＭ量とＺｒ量を調整することで、ＲＥＭとＺｒを添加した後の溶存酸素量［Ｏ］₂を従来よりも多めに調整し、ＲＥＭとＺｒが鋳造中に固溶するのを防止することとした。

ＲＥＭとＺｒを添加する前の上記トータル酸素量［Ｏ］₁は、一次製錬後の溶鋼に含まれる通常のトータル酸素量よりも少なく、０．０１５％以下に抑えるべきであり、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。しかし上記トータル酸素量［Ｏ］₁を少なくし過ぎて０．００２０％未満になると、酸素量不足になるため、ＲＥＭとＺｒを複合添加しても、ＨＡＺの靭性向上に寄与する酸化物量を確保することができず、しかも酸化物を形成できなかったＲＥＭやＺｒが鋼材中に固溶したり、或いはＺｒが炭化物等を形成して母材の靭性を劣化する。従ってＲＥＭとＺｒを複合添加する前のトータル酸素量［Ｏ］₁は、０．００２０％以上に調整することが好ましく、より好ましくは０．００２５％以上である。

上記トータル酸素量［Ｏ］₁とは、溶鋼中に含まれる全酸素量（全Ｏ量）を意味し、溶鋼に溶存原子として含まれる酸素量（いわゆるフリー酸素）と酸化物系介在物として存在している酸素量を合わせた全酸素量を意味する。溶鋼に溶存原子として含まれる酸素量は、固体電解質を用いた酸素センサーを用いれば測定できる。トータル酸素量は、一般的な不活性ガス融解−赤外線吸収法などによって測定できる。

溶鋼中のトータル酸素量［Ｏ］₁を上記範囲に調整するには、例えばＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて脱酸する方法、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脱酸する方法、溶鋼にＳｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ａｌなどの脱酸元素を添加して脱酸する方法等が挙げられる。勿論これらの方法を適宜組み合わせてトータル酸素量［Ｏ］₁を調整しても良い。脱酸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元素を添加しても構わない。

上記トータル酸素量［Ｏ］₁を調整した溶鋼へ、ＲＥＭとＺｒを複合添加する手順は特に限定されず、例えば（ａ）ＲＥＭを添加した後に、Ｚｒを添加してもよいし、（ｂ）Ｚｒを添加した後にＲＥＭを添加してもよいし、（ｃ）ＲＥＭとＺｒを同時に複合添加してもよい。ＲＥＭを複数種類添加する場合は、同時に、或いは別々に添加してもよい。例えば、ＲＥＭとしてＣｅとＬａを用い、Ｃｅ→Ｚｒ→Ｌａの順で添加してもよい。

溶鋼へ添加するＲＥＭやＺｒ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Ｚｒ，更にはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ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。

上記ＲＥＭとＺｒを複合添加した後は、鋳造直前の上記溶存酸素量［Ｏ］₂に影響がでない程度であれば、合金元素を添加して鋼材の成分を調整してもよい。

鋳造直前の上記溶存酸素量［Ｏ］₂は０．００１０％以上とする。０．００１０％未満では、酸素量不足になるため、鋳造中にＲＥＭやＺｒが鋼材中に固溶してしまい、ＨＡＺ靭性のバラツキを発生させる原因となる。従って溶存酸素量［Ｏ］₂は、０．００１０％以上とし、好ましくは０．００１５％以上である。しかし上記溶存酸素量［Ｏ］₂が過剰になると、鋳造中に粗大な酸化物が多く生成し、母材自体の靭性を低下する。従って溶存酸素量［Ｏ］₂は、０．００３５％以下に抑えるべきであり、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２５％以下とする。

上記溶存酸素量［Ｏ］₂を０．００１０〜０．００３５％の範囲に制御するには、トータル酸素量［Ｏ］₁に応じてＲＥＭとＺｒの添加量を調整すればよく、具体的には、トータル酸素量［Ｏ］₁に応じて下記（２）式を満足するようにＲＥＭとＺｒの添加量を決定し、決定されたＲＥＭとＺｒの添加量の範囲で元素を添加すればよい。（２）式中、［ＲＥＭ］と［Ｚｒ］は、夫々ＲＥＭまたはＺｒの添加量（質量％）であり、［Ｏ］₁は、ＲＥＭとＺｒを添加する前の溶鋼のトータル酸素量（質量％）である。右辺の係数１５は、実験を繰り返し行なった結果決定した値である。
［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］≦１５×［Ｏ］₁ ・・・（２）
但し、鋼材に含まれるＲＥＭ（ｔｏｔａｌ ＲＥＭ）量とＺｒ（ｔｏｔａｌ Ｚｒ）量は、上記成分組成で規定する範囲を満足している必要がある。

なお、上記トータル酸素量［Ｏ］₁に対してＲＥＭやＺｒを多めに添加して上記溶存酸素量［Ｏ］₂が０．００１０％を下回った場合には、酸素源として酸化物［例えば、ＭｎＯや鉄酸化物（例えば、ＦｅＯ）］を添加してもよい。

次に、鋳造して得られた鋼片は、圧延終了温度を８７０℃以上として熱間圧延した後、Ａｒ₃点以上の温度域から焼入れし、次いでＡｃ₁点〜Ａｃ₃点の温度域（オーステナイト−フェライト二相域。以下、単に「二相域」ということがある。）から焼入れし、次いでＡｃ₁点未満の温度域で焼き戻しを行なう。

本発明の鋼材は、上述したように、溶接後のＨＡＺ靭性を向上させるために鋼材中にＲＥＭとＺｒを含有する介在物を分散させているところに特徴があるが、こうした介在物が鋼材中に分散しているために、熱間圧延後の焼入れ過程においては、粒内変態が促進され、焼入れ完了後の変態組織が微細になりやすい傾向が認められる。組織の微細化は、母材自体の靭性の向上には有効に作用するのであるが、組織が微細化するとホールペッチの法則から降伏点が上昇するため降伏比が高くなってしまう。そのため、８０％以下の降伏比（低降伏比）を実現するには、焼入れ完了後の組織が必要以上に微細になり過ぎず、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が必要以上に小さくならないように、熱間圧延を比較的高い温度で行なう必要がある。

具体的には、本発明では、圧延終了温度が８７０℃以上となるように熱間圧延を行なうことが重要である。図４は、圧延終了温度と、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄの関係を示すグラフであり、後述する実施例の実験結果を整理したものである。８０％以下の降伏比を達成するために、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄを３５μm以上とするには、この図４から明らかなように、圧延終了温度を８７０℃以上とする必要がある。

図５は、焼入れ開始温度［図５においては、直接焼入れ（ＤＱ）を行なった場合の焼入れ開始温度を意味する。］とフェライト分率の関係を示すグラフであり、後述する実施例の実験結果を整理したものである。５９０ＭＰａ以上の引張強度を達成するためにフェライト分率を２４％以下に抑えるには、図５から焼入れ開始温度をフェライト変態開始温度（Ａｒ₃点）以上とする必要がある。

上記焼入れ方法としては、熱間圧延直後の熱間圧延材に焼入れを行う直接焼入れ（ＤＱ）の他、当該熱間圧延材をオフラインで焼入れ（ＲＱ）してもよい。尚、上記ＤＱ処理では、工程上やり直しができないことから、上記ＲＱ処理の場合よりも、上記焼入れ開始温度の厳格な温度管理が要求される。

また、硬質のベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織の中に規定量のフェライト相を混在させるには、二相域から２度目の焼入れを行う必要がある。図６は、二相域近辺の温度域で保持し、この温度域から焼入れしたときの温度（以下、加熱温度と呼ぶことがある。）とフェライト分率の関係を示すグラフであり、後述する実施例の実験結果を整理したものである。８０％以下の降伏比を達成するためにフェライト分率を４％以上とするには、図６から明らかなように、Ａｃ₁点以上Ａｃ₃点以下の温度（二相域温度）で保持する必要がある。二相域温度での保持時間は、例えば、５分以上とすればよい。

上記二相域に加熱後は、焼入れ（例えば、ＲＱ）を行い、その後フェライト変態開始温度未満の温度（Ａｃ₁点未満の温度）で焼き戻しを行なう。これにより鋼材の強度を約５９０ＭＰａ以上に調整できる。

上記鋼片の温度は、後記する実施例の項で説明する手順で算出したｔ／４位置における温度で管理する。ｔは、鋼片の厚み（ｍｍ）を意味する。また、上記Ａｒ₃点、上記Ａｃ₃点、上記Ａｃ₁点の温度は、後記する実施例に示す手順で測定できる。

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、大入熱溶接においても溶接熱影響部の靭性劣化を防ぐことができる。

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

下記実験例１、２では、同一の鋼種を用い、鋼材のＨＡＺ靭性とそのバラツキ（実験例１）、および鋼材の強度と降伏比（実験例２）について検討し、実験例１と実験例２を総合して鋼材の特性を評価した。

［実験例１（ＨＡＺ靭性とそのバラツキの評価）］
溶銑を２４０トン転炉で一次精錬した後、該転炉から取鍋へ出鋼し、成分調整および温度調整しながら二次精錬を行った。

取鍋では、ＳｉとＭｎを用いて脱酸し、下記表１に示すトータル酸素量［Ｏ］₁に調整しつつ化学成分組成を調整した。トータル酸素量［Ｏ］₁は、溶鋼に溶存原子として含まれる酸素量と酸化物系介在物として存在している酸素量を合わせた全酸素量を意味し、溶鋼に溶存原子として含まれる酸素量は、固体電解質を用いた酸素センサーを用いて測定し、トータル酸素量は、一般的な不活性ガス融解−赤外線吸収法によって測定した。なお、下記表１には、トータル酸素量［Ｏ］₁の他に、ＲＥＭとＺｒを添加する前の溶鋼の溶存酸素量も併せて示した。

上記トータル酸素量［Ｏ］₁に応じて上記（２）式を満足するようにＲＥＭとＺｒの添加量を算出し、ＲＥＭとＺｒを添加して下記表１に示す溶存酸素量［Ｏ］₂に調整した。下記表１に、ＲＥＭの添加量［ＲＥＭ］と、Ｚｒの添加量［Ｚｒ］、ＲＥＭとＺｒの添加量の合計（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）を示す。また、ＲＥＭとＺｒの添加量の合計とトータル酸素量［Ｏ］₁との比（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）／［Ｏ］₁も併せて示す。

溶存酸素量［Ｏ］₂に調整した後、該［Ｏ］₂量に影響を及ぼさない程度で化学成分を調整してから鋳造した。

なお、二次精錬にはＲＨ式脱ガス精錬装置等を用いて脱Ｈや脱Ｓなどを行なった。

下記表１において、ＲＥＭはＬａを５０％程度とＣｅを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で、ＺｒはＺｒ単体で、夫々添加した。

図１に、ＲＥＭとＺｒを添加する前のトータル酸素量［Ｏ］₁と、ＲＥＭとＺｒの添加量の合計（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）の関係をグラフに示す。図１中、○は下記表１のＮｏ．１〜５の結果、×は下記表１のＮｏ．１１〜１５の結果を夫々示す。なお、図１では、トータル酸素量［Ｏ］₁の単位をｐｐｍで表記した。

また下記表２には、成分調整後の鋼材の成分組成（残部は鉄および不可避不純物）を示す。

成分調整後の溶鋼を、連続鋳造機でスラブに鋳造し、該スラブのｔ／４（但し、ｔはスラブの厚み）位置における横断面からサンプルを切り出した。切り出されたサンプル表面を日本電子製のＥＰＭＡ「ＪＸＡ−８５００Ｆ（装置名）」を用いて１０，０００倍で観察し、最大径が０．２μｍ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７ｋＶ，試料電流を０．００３μＡ，観察視野面積を１ｃｍ²，分析個数は無作為に選択した１００個とし、特性Ｘ線の波長分散分光により介在物中央部での成分組成を定量分析した。分析対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｌａ，Ｃｅとし、分析対象とする元素の存在比をモル換算し、換算後の元素量全体を１モルとしたときに、分析対象とする介在物に含まれる各元素のモル分率を算出した。モル分率の算出結果を下記表３に示す。

上記サンプル表面をＥＰＭＡで観察した結果、観察された介在物は、ＲＥＭとＺｒを含む複合介在物が大半であったが、単独介在物としてＲＥＭの介在物やＺｒの介在物も生成していた。

また、鋼材に含まれる固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量は、次の手順で算出した。まず、鋼材に介在物として含まれているＲＥＭ量とＺｒ量を電解抽出法で測定した。電解抽出は、電解液として、メタノール１００ｃｃ中に、トリエタノールアミン２ｃｃとテトラメチルアンモニウムクロライド１ｇを含有する溶液を用い、上記サンプルを５００Ａ／ｍ²以下の電流下で抽出（電気分解）した。これによりマトリックスが溶解すると共に、固溶ＲＥＭと固溶Ｚｒも電解液中へ抽出された。サンプルの大きさは、縦１５ｍｍ×横１５ｍｍ×長さ５ｍｍとした。

次いで、抽出後の電解液をメンブランフィルター（フィルター径は４７ｍｍ、ポアサイズは０．１μｍ）を用いてろ過し、フィルターごと残渣を白金製るつぼに移し、ガスバーナーで加熱して灰化した。次いで、アルカリ融剤（炭酸ナトリウムと四ほう酸ナトリウムの混合物）を加え、再度ガスバーナーで加熱して残渣を融解した。次に、１８体積％塩酸を加えて融解物を溶液化した後、メスフラスコに移し、さらに純水を加えてメスアップして分析液を得た。分析液中のＲＥＭとＺｒ濃度をＩＣＰ−ＭＳ法で測定した。

このようにして求めた介在物に含まれるＲＥＭ量とＺｒ量を、別途通常のＩＣＰ−ＭＳ法で分析したＲＥＭ量（トータルＲＥＭ量）またはＺｒ量（トータルＺｒ量）から引くことにより、固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量を求めた。算出した結果を下記表３に併せて示した。表３において、「＜０．０００１」は、元素が検出されなかったことを意味している。

図２に、鋳造前の溶鋼に含まれる溶存酸素量［Ｏ］₂と、鋼材に含まれる固溶ＲＥＭ量または固溶Ｚｒ量との関係をグラフに示す。なお、図２では、溶存酸素量［Ｏ］₂の単位をｐｐｍで表記した。また、図２には、固溶ＲＥＭまたは固溶Ｚｒが検出されたデータのみプロットした。

次に、溶接時に熱影響を受けるＨＡＺの靭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、スラブから切り出したサンプルが１４００℃になる様に加熱し、この温度で５秒間保持した後、冷却して行った。冷却は、８００℃から５００℃への冷却時間が３００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、Ｖノッチシャルピー試験を行って−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定して評価した。

サンプルは、同一鋼種からＪＩＳ Ｚ２２４２「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に準じて３本ずつ採取し、各サンプルについてｖＥ_-40を測定した結果とそれらの平均値を下記表４に示す。ｖＥ_-40の平均値が１５０Ｊ以上のものを合格（ＨＡＺ靭性良好）とする。

また、各サンプルについて、ｖＥ_-40値の最大値と最小値に基づいて下記基準で靭性のバラツキを評価した。評価結果を下記表４に示す。

［最大値と最小値の評価基準］
○：ＨＡＺ靭性の最大値または最小値が１５０Ｊ以上である。
×：ＨＡＺ靭性の最大値または最小値が１５０Ｊ未満である。

［総合評価基準］
○：３本測定した結果のうち、最小値が１５０Ｊ以上であり、高いＨＡＺ靭性が安定して確保されている。
△：３本測定した結果のうち、少なくとも１本が１５０Ｊ以上であるが、ＨＡＺ靭性のバラツキが大きく、最小値は１５０Ｊ未満である。
×：３本測定した結果のうち、全てが１５０Ｊ未満である。

図３に、下記表４に示した各サンプルについて、ＨＡＺ靭性の平均値（図中の○印）と、ＨＡＺ靭性の最大値と最小値の幅をグラフに示す。

以上の結果から、次のように考察できる。上記図１と図３から明らかなように、ＲＥＭとＺｒを添加する前のトータル酸素量［Ｏ］₁を０．００２０〜０．０１５％（２０〜１５０ｐｐｍ）に調整した溶鋼に、上記（２）式を満足するようにＲＥＭとＺｒを添加すれば、ＨＡＺ靭性が良好となり、ＨＡＺ靭性のバラツキも少なくなることが分かる。なお、図１に示した直線の式は、（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）＝１５×１０^-4×［Ｏ］₁である。

表１、表３、および図２から明らかなように、鋳造前の溶存酸素量［Ｏ］₂を０．００１０〜０．００３５％（１０〜３５ｐｐｍ）の範囲に調整してから鋳造すれば、鋼材に含まれる固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量を所定値以下に低減することができることがわかる。

表２〜表４、および図３から明らかなように、Ｎｏ．１〜５は、本発明で規定する要件を満足する例であり、鋼材の化学成分のうち特にＲＥＭ量とＺｒ量が適切に調整されていると共に、固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量が適切に制御されているため、ＨＡＺ靭性の平均値が１５０Ｊ以上となり、ＨＡＺ靭性に優れている。また、ＨＡＺ靭性のバラツキも少なくなっている。

一方、Ｎｏ．６〜１５は、本発明で規定する要件から外れる例であり、鋼材の化学成分のうち特にＲＥＭ量またはＺｒ量が本発明で規定する範囲から外れているか（Ｎｏ．６〜１０、１５）、或いは固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量が本発明で規定する範囲から外れているため（Ｎｏ．１１〜１４）、ＨＡＺ靭性の平均値が１５０Ｊ未満となり、ＨＡＺ靭性が劣っている。また、ＨＡＺ靭性のバラツキも大きいものが多くなっている。

［実験例２（母材の引張強度と降伏比の評価）］
上記実験例１に記載した条件で鋳造して得られたスラブ（鋼種ａ〜ｏ）を、仕上げ圧延終了温度が下記表５に示す温度となるように熱間圧延を行ない、得られた熱間圧延材をＡｒ₃点以上の温度域から焼入れした。焼入れは、熱間圧延後、下記表５に示す焼入れ開始温度から直接焼入れするか（下記表５にＤＱと表記）、熱間圧延して得られた熱間圧延材をオフラインで下記表５に示す焼入れ開始温度に加熱してから焼入れした（下記表５にＲＱと表記）。

焼入れ後、Ａｃ₁点〜Ａｃ₃点の温度域に加熱保持し、この温度域から焼入れを行なった。保持時間は５分間とした。下記表５に加熱温度を示す。

次いでＡｃ₁点未満の温度域で焼き戻しを行なった。下記表５に焼戻し温度を示す。

各スラブの上記Ａｒ₃点、上記Ａｃ₁点、および上記Ａｃ₃点は下記方法で測定した。測定結果を下記表５に示す。

《Ａｒ₃点（冷却時フェライト変態開始温度）の測定方法》
上記スラブから採取したφ８ｍｍ×長さ１２ｍｍの加工フォーマスター試験片を、加工フォーマスター試験機で、１１００℃に加熱して１０秒間保持した後、１０００℃で累積圧下率を２５％として加工し、更に９００℃で累積圧下率を２５％として加工し、その後８００℃から平均冷却速度１℃／秒で冷却した。冷却中に体積が膨張し始める温度をＡｒ₃点温度として測定した。

《Ａｃ₁点（加熱時フェライト変態開始温度）とＡｃ₃点（加熱時フェライト変態終了温度）の測定》
上記加工フォーマスター試験片を平均加熱速度を１０℃／秒として常温から１０００℃まで加熱したときに、体積が減少し始める温度をＡｃ₁点温度とし、更に加熱を続けて体積が膨張し始める温度をＡｃ₃点温度として測定した。

上記圧延終了温度、焼入れ開始温度、加熱温度、焼戻し温度は、熱間圧延材の厚みをｔとしたとき、ｔ／４位置における平均温度で管理した。ｔ／４位置における温度は下記手順で算出した。

《圧延終了温度の算出方法》
（１）プロセスコンピュータを用い、加熱開始から抽出までの雰囲気温度と在炉時間に基づき、鋼片の表面から裏面までの板厚方向における任意の位置の加熱温度を算出する。
（２）上記算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置の圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて算出しつつ、圧延する。
（３）鋼板表面温度は、圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する（但し、プロセスコンピュータ上においても計算する。）。
（４）粗圧延開始時、粗圧延終了時、および仕上圧延開始時に夫々実測した鋼板表面温度を、プロセスコンピュータ上の計算表面温度と照合する。
（５）計算表面温度と実測した鋼板表面温度の差が±３０℃以上の場合は、実測した鋼板表面温度を計算表面温度に置き換えてプロセスコンピュータ上の計算表面温度とする。
（６）補正された計算表面温度を用い、ｔ／４位置における圧延終了温度を求める。

《焼入れ開始温度、加熱温度、焼戻し温度の算出方法》
（１）プロセスコンピュータを用い、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度と在炉時間に基づき、鋼片の表面から裏面までの板厚方向における任意の位置の加熱温度を算出する。
（２）算出された加熱温度からｔ／４位置における温度を求める。

下記表５には、冷却して得られた圧延材の製品厚（ｍｍ）も示した。

次に、得られた圧延材の金属組織を次の手順で観察し、フェライト分率を測定した。

《金属組織の観察》
（１）圧延材の表面と裏面の両方を含むように、圧延方向（長手方向）に平行に切断したサンプルを準備する。
（２）＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙、或いはそれと同等の機能を有する研磨方法で研磨し、ダイヤモンドスラリーなどの研磨剤を用いて鏡面仕上げを施す。
（３）研磨されたサンプルを、３％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチングし、フェライト組織の結晶粒界を現出させる。
（４）ｔ／４位置（ｔはサンプル厚）の組織を１００倍または４００倍の倍率で写真撮影した。フェライト組織は黒色に着色されている。本実験例では、６ｃｍ×８ｃｍの写真として撮影した。
（５）次に、撮影した写真を画像解析装置に取り込む（上記写真の領域は、倍率が１００倍の場合は６００μｍ×８００μｍ、倍率が４００倍の場合は１５０μｍ×２００μｍに相当する）。画像解析装置への取り込みは、いずれの倍率の場合も、領域の合計が１ｍｍ×１ｍｍ以上となるよう取り込む（即ち、１００倍の場合は上記写真を少なくとも６枚、４００倍の場合は上記写真を少なくとも３５枚取り込む）。
（６）画像解析装置において、写真毎に黒色の面積率を算出し、全ての写真の平均値をフェライト分率とする。

なお、上記顕微鏡観察において、いずれの実施例においても、残部はベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織であることを確認した。

次に、上記圧延材の金属組織を下記手順で観察し、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄを求めた。Ｄ（μｍ）の値を下記表６に示す。

《Ｄの算出方法》
（１）圧延材の表面と裏面の両方を含むように、圧延方向（長手方向）に平行な方向に切断したサンプルを準備する。
（２）＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙、或いはそれと同等の機能を有する研磨方法で研磨し、ダイヤモンドスラリーなどの研磨剤を用いて鏡面仕上げを施す。
（３）鏡面研磨面を、ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ社製のＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）装置で、板厚方向のｔ／４位置において測定範囲を２００μｍ×２００μｍ、ピッチを０．５μｍとして２つの結晶の方位差を測定し、結晶方位差が１５°以上の境界を大角粒界とした。なお、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックスが０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。
（４）Ｇｒａｉｎ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ ｍａｐにおいて、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の最大幅（通常板厚方向に沿った長さ）と最大長さ（通常圧延方向に沿った長さ）を測定し、結晶粒の面積を算出して結晶粒の円相当径を算出し、平均値を求めた。

次に、得られた圧延材の降伏強度と引張強度を次の手順で測定し、降伏比を算出した。

《降伏強度と引張強度の測定》
圧延材のｔ／４位置（ｔは圧延材の厚み）から、圧延方向（長手方向）に対して垂直となるようにＪＩＳＺ ２２０１の４号試験片を採取し、ＪＩＳＺ ２２４１に規定されている条件で引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）と引張強度（ＴＳ）を測定した。ＹＳとＴＳから降伏比を算出した。ＹＳ、ＴＳ、降伏比を下記表６に示す。本発明では、ＴＳが５９０ＭＰａ以上で、降伏比が８０％以下の場合を引張特性が優れている（合格）と評価した。

以上の結果に基づいて、図４〜図９を作成した。

図４は、圧延終了温度と、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄの関係を示すグラフである。なお、図４には、表５、表６に示したＮｏ．３３〜３８の結果のみを示した。

図５は、焼入れ開始温度とフェライト分率の関係を示すグラフである。なお、図５には、熱間圧延後に直接焼入れ（ＤＱ）を行なった例のうち、表５、表６に示したＮｏ．２８〜３２の結果のみを示した。

図６は、二相域近辺の温度で加熱保持したときの加熱温度とフェライト分率の関係を示すグラフである。なお、図６には、表５、表６に示したＮｏ．２１〜２５の結果のみを示した。

図７は、フェライト分率と引張強度（ＴＳ）の関係を示すグラフである。なお、図７には、表５、表６に示したＮｏ．２８〜３２の結果のみを示した。

図８は、フェライト分率と降伏比の関係を示すグラフである。なお、図８には、表５、表６に示したＮｏ．２１〜４８の結果全てを示した。

図９は、大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄと降伏比の関係を示すグラフである。なお、図９には、表５、表６に示したＮｏ．３３〜３８の結果のみを示した。

上記実験例１と上記実験例２の結果を総合すると、上記表４と上記表６から次のように考察できる。

Ｎｏ．２１〜２３、２６〜３０、３５〜３８は、本発明で規定する要件を満足する鋼種ａ〜ｅを用いた例であり、表４から明らかなように、ＨＡＺ靭性が良好で、ＨＡＺ靭性のバラツキも少なく、表６から明らかなように、５９０ＭＰａ以上の引張強度と８０％以下の降伏比を実現できている。

Ｎｏ．２４、２５は、本発明で規定する要件を満足する鋼種ａを用いているため、表４から明らかなように、ＨＡＺ靭性が良好で、ＨＡＺ靭性のバラツキは少ないが、フェライトが生成していないため降伏比が８０％を超えている。

Ｎｏ．３１、３２は、本発明で規定する要件を満足する鋼種ｄを用いているため、表４から明らかなように、ＨＡＺ靭性が良好で、ＨＡＺ靭性のバラツキは少ないが、フェライトが２４％を超えて生成しているため、引張強度が５９０ＭＰａ未満になっている。

Ｎｏ．３３、３４は、本発明で規定する要件を満足する鋼種ｅを用いているため、表４から明らかなように、ＨＡＺ靭性が良好で、ＨＡＺ靭性のバラツキは少ないが、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄが３５μｍ未満になっているため、母材の降伏比が８０％を超えて高くなっている。

Ｎｏ．３９〜４８は、本発明で規定する要件を満足しない鋼種ｆ〜鋼種ｏを用いているため、表４から明らかなように、ＨＡＺ靭性が悪く、ＨＡＺ靭性のバラツキも大きくなっている。特に、Ｎｏ．４３、４５、４６は、フェライト分率が適切に制御できていないため、引張強度が低いか、降伏比が大きくなっている。

図１は、ＲＥＭとＺｒを添加する前のトータル酸素量［Ｏ］₁と、ＲＥＭとＺｒの添加量の合計との関係を示すグラフである。 図２は、鋳造前の溶鋼に含まれる溶存酸素量［Ｏ］₂と、鋼材に含まれる固溶ＲＥＭ量または固溶Ｚｒ量との関係を示すグラフである。 図３は、ＨＡＺ靭性の平均値と、ＨＡＺ靭性の最大値と最小値の幅を示すグラフである。 図４は、圧延終了温度と、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄの関係を示すグラフである。 図５は、焼入れ開始温度とフェライト分率の関係を示すグラフである。 図６は、二相域近辺の温度で加熱保持したときの加熱温度とフェライト分率の関係を示すグラフである。 図７は、フェライト分率と引張強度（ＴＳ）の関係を示すグラフである。 図８は、フェライト分率と降伏比の関係を示すグラフである。 図９は、大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄと降伏比の関係を示すグラフである。

Claims (5)

1. Ｃ ：０．０３〜０．２％（「質量％」の意味。以下同じ）、
   Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：１．０〜２％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、および
   Ｎ ：０．００２〜０．０１％を含み、
   Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
   Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む）を満足すると共に、
   更に、
   ＲＥＭ：０．００１０〜０．１％と、Ｚｒ：０．００１０〜０．０５％を夫々含有し、
   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、ＲＥＭとＺｒを含有する介在物を含み、
   前記鋼材に含まれる介在物の組成を測定し、該介在物に含まれる元素のうち、Ｏ，Ｃ，Ｎ，Ｓ以外の元素の存在比をモル換算し、換算後の元素量全体を１モルとしたときに、ＲＥＭのモル分率が０．０５以上で、Ｚｒのモル分率が０．０４以上を満足し、
   （Ｂ）鋼材中の固溶ＲＥＭと固溶Ｚｒが、
   固溶ＲＥＭ：０．００１０％以下（０％を含む）、
   固溶Ｚｒ ：０．００１０％以下（０％を含む）を満足し、
   （Ｃ）組織は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトと、フェライトを含み、全組織に占めるフェライト分率が４〜２４面積％であり、
   （Ｄ）鋼材の金属組織を後方散乱電子回折像法（ＥＢＳＰ法）で観察したときに、下記（１）式を満足することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材。
   ３５≦Ｄ ・・・（１）
   ［但し、（１）式中、Ｄは、ＥＢＳＰ法で隣接する２つの結晶の方位差を測定し、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径（μｍ）を意味する。］
2. 前記鋼材が、更に他の元素として、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の鋼材。
3. 前記鋼材が、更に他の元素として、
   Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、
   Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
   Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
   Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、
   Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）、および
   Ｂ ：０．００５％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものである請求項１または２に記載の鋼材。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
   トータル酸素量［Ｏ］₁を０．００２０〜０．０１５％の範囲に調整した溶鋼へ、ＲＥＭとＺｒを添加して溶存酸素量［Ｏ］₂を０．００１０〜０．００３５％の範囲に調整した後、鋳造し、
   得られた鋼片を、圧延終了温度が８７０℃以上となるように熱間圧延した後、
   Ａｒ₃点以上の温度域から焼入れ、
   Ａｃ₁点〜Ａｃ₃点の温度域から焼入れ、
   Ａｃ₁点未満の温度域で焼き戻しの各工程を順次行なうことを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材の製造方法。
5. 前記トータル酸素量［Ｏ］₁を測定し、このトータル酸素量［Ｏ］₁に応じて下記（２）式を満足するようにＲＥＭとＺｒを添加して前記溶存酸素量［Ｏ］₂を調整する請求項４に記載の製造方法。
   ［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］≦１５×［Ｏ］₁ ・・・（２）
   ［但し、（２）式中、［ＲＥＭ］と［Ｚｒ］は、夫々ＲＥＭまたはＺｒの添加量（質量％）であり、［Ｏ］₁は、ＲＥＭとＺｒを添加する前の溶鋼のトータル酸素量（質量％）である。］

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