JP7469632B2 - 鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼材及びその製造方法に関する。
鋼材の用途として、船舶、高層建築物その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物が挙げられる。近年、コンテナ船の積載重量増大等のため、溶接構造物の大型化が進められている。これに伴い、鋼材には板厚の厚肉化や高強度化が求められている。また、上記のような溶接構造物では、溶接部についてもより一層の安全性、信頼性の確保が必要とされ、溶接熱影響部の靱性（以下、「ＨＡＺ靱性」と称する場合がある。）の向上が課題になっている。
また、溶接構造物の建造費全体に占める溶接施工費用は大きく、この費用を削減するためには高能率の溶接を行うことが求められる。具体的には、溶接を大入熱で行い、溶接パス数を減らすことが有効である。しかしながら、大入熱の溶接を行った場合、一般に、鋼材のＨＡＺの組織が粗大化し、靭性の劣化が避けられない。
従来、高張力鋼板のＨＡＺ靭性に対して、オーステナイト（γ）の結晶粒径、変態組織、ＨＡＺの硬さ、粗大硬質相等が大きな影響を及ぼすことが知られており、ＨＡＺ靭性向上のための種々の対策が提案されている。このうち、ＨＡＺ靱性の向上には、ＨＡＺ組織の微細化が最も有効であり、介在物を活用してＨＡＺ組織を微細化する方法が数多く提案されている。
介在物を活用したＨＡＺ組織の微細化には、介在物のピン止め効果によって結晶粒の成長を抑制する方法と、溶接時の熱影響によって粗大化したオーステナイト粒内に、介在物を核としてフェライトを生成（粒内変態）させて組織を微細化する方法とがある。粒内変態による組織微細化に関して、これまでに、ＴｉＮなどの窒化物、ＭｎＳなどの硫化物、または高温でも化学的に安定な酸化物などをフェライト生成サイトとして利用する技術が提案されている。
また、最近では、特に船舶用の鋼材として、溶接継手からの脆性き裂の発生を抑制する脆性亀裂発生特性（ＣＴＯＤ：Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ；以下、「継手ＣＴＯＤ特性」と称する場合がある。）に優れた高強度の鋼材が求められている。
特許文献１には、ＲＥＭとＺｒとを含む介在物によってＨＡＺ靱性を向上させる方法が提案されている。
特許文献２には、鋼中に含有される幅が１μｍ以上の介在物の組成において、介在物中のＺｒ量が５～６０％、ＲＥＭ量が５～５０％、Ａｌ量が５～３０％、Ｓ量が０％超２０％未満である鋼板が記載されている。
特許文献３には、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌ、ＣａおよびＳを含有する複合酸化物を含み、鋼材中の複合酸化物について、円相当直径で３μｍ超の酸化物が１ｍｍ２あたり５．０個以下であり、かつ円相当直径が０．１～３μｍの複合酸化物について、所定の式を満たす複合酸化物個数が１００個／ｍｍ２以上であって、さらに、所定の式を満たす０．１～３μｍの複合酸化物の平均組成が、Ａｌ２Ｏ３：２０％以下、ＴｉＯ２：３～２０％、ＺｒＯ２：５～５０％、ＲＥＭ酸化物：５～５０％、ＣａＯ：５～５０％、Ｓ：１～１５％である鋼材が記載されている。
特許文献４には、Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを含有する酸化物を含み、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個以下であり、且つ鋼材に含まれる介在物の成分組成が、下記式（１）の関係を満足する鋼材が記載されている。
（Insol.Ｔｉ－３．４×Insol.Ｎ）／Insol.Ａｌ＝１．０～８ …（１）
（Insol.Ｔｉ－３．４×Insol.Ｎ）／Insol.Ａｌ＝１．０～８ …（１）
特許文献５には、平均組成で、ＺｒＯ２：５～５０％、ＲＥＭの酸化物：５～５０％、ＣａＯ：５０％以下を満足する介在物であって、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個以下であり、全介在物の個数に対して、ＲＥＭとＺｒのモル比（ＲＥＭ／Ｚｒ）が０．６～１．４を満足するＲＥＭおよびＺｒ含有介在物Ｉの個数割合が３０％以上であるか、および／または、全介在物の個数に対して、ＲＥＭとＺｒの合計モル数と、ＡｌとＣａとＴｉの合計モル数との比［（ＲＥＭ＋Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｔｉ）］が０．５～１．２を満足するＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｃａ、およびＴｉ含有介在物ＩＩの個数割合が４０％以上である鋼材が記載されている。
最近では、溶接構造物の更なる大型化に伴い、厚鋼板溶接を大入熱で施工し、溶接パス数を低減することが求められている。また、溶接部の靱性向上に加えて、上述した継手ＣＴＯＤ特性の向上も求められている。
本発明は、優れたＨＡＺ靱性、特に、入熱３５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接のＨＡＺにおいて優れた靭性を有し、かつ、継手ＣＴＯＤ特性にも優れた鋼材及びその製造方法の提供を課題とする。
本発明は、優れたＨＡＺ靱性、特に、入熱３５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接のＨＡＺにおいて優れた靭性を有し、かつ、継手ＣＴＯＤ特性にも優れた鋼材及びその製造方法の提供を課題とする。
本発明者らは、ＨＡＺにおける靭性向上及び継手ＣＴＯＤ特性の向上を目的として、ＨＡＺにおける組織微細化のための粒内フェライト生成サイトとして、Ｚｒ含有酸化物、Ｂ窒化物及びＭｎＳに着目して鋭意検討を行った。その結果、主として下記の（Ａ）～（Ｅ）の新知見を得た。
（Ａ）鋼中におけるＳｏｌ．Ｚｒが少ないほどＨＡＺ靱性は改善する傾向にあり、０．００１０質量％以下にすることが好ましい。ここで、Ｓｏｌ．Ｚｒは酸可溶性Ｚｒであって、電解抽出残渣分析法などで測定可能な、鋼中に固溶しているＺｒに相当する。
（Ｂ）Ｚｒ及びＢの含有により、鋼中ではＺｒ含有酸化物を核としてＢ窒化物が析出する。このようなＢ窒化物が析出した（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子は、粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能する。この効果を得る場合、精錬工程において溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、次いで、Ｂを添加することで、鋼に固溶するＢ量であるＢＦを０．００３０質量％以下にすることが好ましい。
（Ｃ）（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子に含まれるＡｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下であると、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能する。この効果を得る場合、精錬工程において溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、その後、連続鋳造することが好ましい。
（Ｄ）（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、円相当直径が０．５μｍ以上であり、かつ、Ａｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である場合、ＨＡＺに粒内フェライトが微細かつ多量に生成し、ＨＡＺ靱性が向上する。
（Ｅ）強脱酸元素として作用するＡｌを鋼中に過剰に含有すると、Ｚｒ含有酸化物の生成が阻害される。溶鋼中の溶存酸素量を確保し、Ｚｒ含有酸化物を鋼中に生成させるため、Ａｌの含有量は０．０１０質量％以下にすることが好ましい。なお、Ｃａ、ＲＥＭのように、Ａｌよりも更に脱酸力の強い元素は合計で０．０００５質量％以下の範囲で含有してもよく、含有しなくてもよい。
（Ｆ）更に、ＭｎＳが表面に析出した（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を微細分散させることで、継手ＣＴＯＤ特性が飛躍的に向上することを見出した。継手ＣＴＯＤ特性の劣化は、板厚中心部における粗大なＭｎＳの偏析によって生じると考えられる。そこで、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面にＭｎＳを析出させることで、鋼中のＳを早い段階で固定させ、これにより鋳造中の冷却段階において粗大なＭｎＳの析出を抑制して、継手ＣＴＯＤの特性向上が図れることを見出した。そのためには、精錬工程におけるＺｒの添加タイミングと、連続鋳造開始のタイミングを制御することで、連続鋳造中の鋼中に、大量の微細なＺｒ酸化物を含ませることが重要である。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］ 質量％で、
Ｃ ：０．０４０～０．１６０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．００８％以下、
Ａｌ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％、
Ｏ ：０．０００５～０．００４０％、
Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、
Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、
Ｂ ：０．０００３～０．００４０％を含有し、
残部はＦｅ及び不純物元素からなり、
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、
Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、
下記式（１）及び（２）で表されるＢＦが０．００３０％以下であり、
下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が、０．３０％～０．５０％であり、
円相当直径が０．５μｍ以上であって、Ｚｒを５質量％以上、Ｂを０．１質量％以上、Ｏを１質量％以上、Ａｌ２Ｏ３を５０質量％以下含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２であり、
前記（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、Ｍｎ及びＳの両方が前記（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面の同じ領域に析出していて、前記領域の面積が前記（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面積の５％以上の、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数割合が１０％以上である、鋼材。
ＢＦ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４） …（１）
ＢＦ’＞Ｂの場合ＢＦ＝Ｂ、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合ＢＦ＝ＢＦ’、ＢＦ’＜０の場合ＢＦ＝０ …（２）
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ …（３）
ただし、式（１）、及び式（２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量であり、Ｓｏｌ．Ｚｒは、酸可溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
また、式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素が含有されない場合は０を代入する。
［２］ 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：２．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．１５０％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、［１］に記載の鋼材。
［３］ 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｈｆ：０．０１００％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする、［１］または［２］に記載の鋼材。
［４］ 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｗ ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする、［１］乃至［３］の何れか一項に記載の鋼材。
［５］ 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃａ及びＲＥＭの含有量の合計：０．０００５％以下、を含有することを特徴とする、［１］乃至［４］の何れか一項に記載の鋼材。
［６］ ［１］乃至［５］の何れか一項に記載の鋼材の製造方法であって、
溶鋼に対して真空脱ガスを行い、真空脱ガスの開始から５分以降、かつ前記溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってから、Ｚｒを添加し、更にＺｒ添加から１．０～５．０分経過後にＢを添加する精錬工程と、
前記精錬工程後の前記溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、Ｚｒ添加から６０分以内に鋳造を開始し、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．５℃／秒以下とする連続鋳造工程と、
前記連続鋳造後の前記鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱間圧延工程と、を備えることを特徴とする鋼材の製造方法。
Ｃ ：０．０４０～０．１６０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．００８％以下、
Ａｌ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％、
Ｏ ：０．０００５～０．００４０％、
Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、
Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、
Ｂ ：０．０００３～０．００４０％を含有し、
残部はＦｅ及び不純物元素からなり、
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、
Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、
下記式（１）及び（２）で表されるＢＦが０．００３０％以下であり、
下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が、０．３０％～０．５０％であり、
円相当直径が０．５μｍ以上であって、Ｚｒを５質量％以上、Ｂを０．１質量％以上、Ｏを１質量％以上、Ａｌ２Ｏ３を５０質量％以下含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２であり、
前記（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、Ｍｎ及びＳの両方が前記（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面の同じ領域に析出していて、前記領域の面積が前記（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面積の５％以上の、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数割合が１０％以上である、鋼材。
ＢＦ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４） …（１）
ＢＦ’＞Ｂの場合ＢＦ＝Ｂ、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合ＢＦ＝ＢＦ’、ＢＦ’＜０の場合ＢＦ＝０ …（２）
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ …（３）
ただし、式（１）、及び式（２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量であり、Ｓｏｌ．Ｚｒは、酸可溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
また、式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素が含有されない場合は０を代入する。
［２］ 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：２．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．１５０％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、［１］に記載の鋼材。
［３］ 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｈｆ：０．０１００％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする、［１］または［２］に記載の鋼材。
［４］ 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｗ ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする、［１］乃至［３］の何れか一項に記載の鋼材。
［５］ 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃａ及びＲＥＭの含有量の合計：０．０００５％以下、を含有することを特徴とする、［１］乃至［４］の何れか一項に記載の鋼材。
［６］ ［１］乃至［５］の何れか一項に記載の鋼材の製造方法であって、
溶鋼に対して真空脱ガスを行い、真空脱ガスの開始から５分以降、かつ前記溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってから、Ｚｒを添加し、更にＺｒ添加から１．０～５．０分経過後にＢを添加する精錬工程と、
前記精錬工程後の前記溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、Ｚｒ添加から６０分以内に鋳造を開始し、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．５℃／秒以下とする連続鋳造工程と、
前記連続鋳造後の前記鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱間圧延工程と、を備えることを特徴とする鋼材の製造方法。
本発明によれば、優れたＨＡＺ靱性、特に、入熱３５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接のＨＡＺにおいて優れた靭性を有する鋼材及びその製造方法を提供できる。
Ｔｉ酸化物やＢ窒化物は溶接金属やＨＡＺに分散し、その組織を微細化する効果を有することが知られている。これに対し、Ｚｒは一般的に鋼材に添加される元素ではなく、Ｚｒ添加による効果に関して過去に行われた研究は非常に限られていた。
特に、これまでに、Ｚｒ含有酸化物に更に複合析出したＢ窒化物が、鋼材のＨＡＺ組織の微細化とＨＡＺ靱性向上とに、どのように影響するかについて検討されたことは無い。また、Ｚｒ含有酸化物の組成とＢ窒化物との関係についても、検討されたことは無い。
特に、これまでに、Ｚｒ含有酸化物に更に複合析出したＢ窒化物が、鋼材のＨＡＺ組織の微細化とＨＡＺ靱性向上とに、どのように影響するかについて検討されたことは無い。また、Ｚｒ含有酸化物の組成とＢ窒化物との関係についても、検討されたことは無い。
本発明者らは、ＨＡＺ組織微細化のための粒内フェライト生成サイトとしてＺｒ含有酸化物及びＢ窒化物に着目し、鋭意検討を行った。その結果、主として下記の（ａ）～（ｅ）の新知見を得た。
（ａ）ＨＡＺ組織の微細化に寄与するＺｒ含有酸化物を所定の個数密度以上得るためには、Ｚｒ含有量を一定量以上にする必要がある。一方で、鋼中のＺｒの全てが酸化物を形成するわけではなく、一部のＺｒは酸化物を形成せず鋼中に残存する。この酸化物を形成しないＺｒ（Ｓｏｌ．Ｚｒ）は、ＨＡＺのみならず鋼材自体の靱性を著しく劣化させる。そのため、ＨＡＺのみならず鋼材自体の靱性を確保するには、鋼中におけるＳｏｌ．Ｚｒを低減する必要がある。Ｓｏｌ．Ｚｒが少ないほど靱性は改善する傾向にあり、ＨＡＺ靱性に優れる鋼材を得るためにはＳｏｌ．Ｚｒを０．００１０質量％以下に制限することが好ましい。より一層のＨＡＺ靱性改善のためにはＳｏｌ．Ｚｒを０．０００３質量％以下に制限することが望ましい。
（ｂ）Ｚｒ含有酸化物を分散させた鋼では、介在物の個数が増加しても、フェライト生成サイトとして機能する介在物と、生成サイトとして機能しない介在物とが存在することがわかった。
また、本発明者らは、より有効にフェライト生成を促進させるために種々の元素について検討した。その結果、Ｂを一定量以上含有させることで、鋳造、熱間圧延または溶接時に、Ｚｒ含有酸化物を核としてＢ窒化物が析出し、この複合析出物である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が、粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能することを見出した。
即ち、Ｂ窒化物によって、単独では粒内フェライト生成サイトとして機能し難かったＺｒ含有酸化物も、フェライト生成サイトになり、より効率的にＨＡＺ組織の微細化に寄与する。これらの効果を得るためには、精錬工程において溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、次いで、Ｂを添加することで、鋼に固溶するＢ量であるＢＦを０．００３０質量％以下にすることが好ましい。
また、本発明者らは、より有効にフェライト生成を促進させるために種々の元素について検討した。その結果、Ｂを一定量以上含有させることで、鋳造、熱間圧延または溶接時に、Ｚｒ含有酸化物を核としてＢ窒化物が析出し、この複合析出物である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が、粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能することを見出した。
即ち、Ｂ窒化物によって、単独では粒内フェライト生成サイトとして機能し難かったＺｒ含有酸化物も、フェライト生成サイトになり、より効率的にＨＡＺ組織の微細化に寄与する。これらの効果を得るためには、精錬工程において溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、次いで、Ｂを添加することで、鋼に固溶するＢ量であるＢＦを０．００３０質量％以下にすることが好ましい。
（ｃ）鋼中にはＢ以外にもＴｉが窒化物形成元素として作用する。そのため、Ｂ窒化物を効率的に析出させるためにはＴｉ窒化物の生成を抑制する必要がある。本発明者らは、酸化物、窒化物を含めた介在物の生成機構を明らかにし、Ｂ窒化物を生成させるための条件を明らかにすべく検討を行った。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂを含む溶鋼中では、まずＴｉよりも脱酸力が強いＺｒが優先的に酸化物となり、余った酸素とＴｉとが結合して、ＺｒとＴｉとの複合酸化物となる。次に、酸化物を形成せずに余ったＴｉは、窒素と結合して窒化物を形成する。次に、Ｔｉと結合せずに余った窒素がＢ窒化物を形成すると考えられる。
ＺｒはＺｒＯ２、ＴｉはＴｉ２Ｏ３及びＴｉＮ、ＢはＢＮをそれぞれ形成すると考えられるので、これらの原子量又は分子量を基に、下記式（Ａ１）を用いて、Ｂ窒化物となるＢ（ＢａｓＢＮ）の含有量（質量％）を求めることができる。そして、下記式（Ａ２）に示すように、鋼に含有させるＢからＢ窒化物となるＢを差し引いた差分を、鋼に固溶するＢの計算値（ＢＦ’）とする。そして、下記式（Ａ２）で求めた計算値ＢＦ’と鋼中のＢ量との関係がＢＦ’＞Ｂの場合は、鋼中のＢ量を、鋼に固溶するＢ量（ＢＦ）とする（ＢＦ＝Ｂ）。また、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合は、下記式（Ａ２）で求めた計算値ＢＦ’を、鋼に固溶するＢ量（ＢＦ）とする（ＢＦ＝ＢＦ’）。更に、ＢＦ’＜０の場合は、鋼に固溶するＢ量（ＢＦ）を０質量％とする（ＢＦ＝０）。このようにして求められるＢＦを０．００３０質量％以下とすることにより、Ｂ窒化物によるＨＡＺ靱性改善効果が得られると考えられる。
ＢａｓＢＮ＝（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４） …（Ａ１）
ＢＦ’＝Ｂ－ＢａｓＢＮ …（Ａ２）
ここで、式（Ａ１）中のＮ、Ｔｉ及びＯは、鋼中に含まれる各元素（Ｎ、Ｔｉ、Ｏ）の含有量（質量％）であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの含有量（質量％）である。
また、式中（Ａ２）のＢは、鋼中に含まれるＢの含有量（質量％）であり、ＢａｓＢＮは式（Ａ１）より求まる値である。
また、式中（Ａ２）のＢは、鋼中に含まれるＢの含有量（質量％）であり、ＢａｓＢＮは式（Ａ１）より求まる値である。
ＢＦが０．００３０質量％以下となる成分を有する鋼片を熱間圧延して得られた鋼材には、微細なＺｒ含有酸化物（主にＺｒとＴｉとを含有する複合酸化物）が分散する。また、一部のＺｒ含有酸化物には、更にＢ窒化物が複合析出する。
Ｂ窒化物は溶接時に１２００℃超の温度域に加熱されると再固溶するが、Ｚｒ含有酸化物は１４００℃に加熱されても安定に存在する。したがって、溶接の加熱時にＢ窒化物は固溶し、固溶ＢがＺｒ含有酸化物の周囲に偏在する。この固溶Ｂは溶接後の冷却過程において酸化物を核とするＢ窒化物として再析出すると考えられる。
Ｂ窒化物は溶接時に１２００℃超の温度域に加熱されると再固溶するが、Ｚｒ含有酸化物は１４００℃に加熱されても安定に存在する。したがって、溶接の加熱時にＢ窒化物は固溶し、固溶ＢがＺｒ含有酸化物の周囲に偏在する。この固溶Ｂは溶接後の冷却過程において酸化物を核とするＢ窒化物として再析出すると考えられる。
（ｄ）更に、Ｚｒ含有酸化物にＢ窒化物を効率的に析出させやすくするには、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の組成を制御する必要がある。具体的には、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子に含まれるＡｌ２Ｏ３組成を５０質量％以下にすると、Ｂ窒化物がより効率よく析出し、粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能するようになる。
（ｅ）また、Ａｌは、鋼中において強脱酸元素として作用するので、多量に鋼中に含有されると、ＺｒやＴｉの酸化物生成を阻害する。溶鋼中の溶存酸素量を確保し、Ｚｒ含有酸化物を鋼中に生成させるため、Ａｌの含有量は０．０１０質量％以下とすることが好ましい。より望ましくはＡｌの含有量を０．００５質量％以下とする。なお、Ｃａ、ＲＥＭのように、Ａｌよりも強力な脱酸元素は合計で０．０００５質量％以下の範囲で含有してもよく、含有しなくてもよい。
これらの条件を満たす鋼材では、所定のサイズの（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が、所定の個数を満たすように生成する。またこの（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の多くは、ＺｒとＴｉとを含有する複合酸化物であり、酸化物を核としてＢ窒化物が析出し、更に、Ａｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下となっている。そして、この鋼材に対して実際に大入熱溶接を行ってみると、酸化物の粒子は、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成サイトとして有効に機能し、ＨＡＺ組織の微細化を通じてＨＡＺ靱性を改善させることが明らかになった。
（ｆ）また、継手ＣＴＯＤ特性の劣化は、板厚中心部における粗大なＭｎＳの偏析によって生じると考えられる。粗大なＭｎＳの析出を抑制するには、一般的にはＣａやＲＥＭなどの強脱硫元素によるＳ固定が有効である。しかし、強脱酸元素でもあるＣａやＲＥＭを多量に添加すると、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を十分に生成できなくなる。そこで、十分な（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の生成と、粗大ＭｎＳの生成抑制を両立するために、本発明では、表面にＭｎＳが析出した（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を微細分散させることにする。（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子中にＭｎＳを析出させることで、鋼中のＳを早い段階で固定させ、これにより鋳造中の冷却段階において粗大なＭｎＳの析出を抑制する。そのためには、精錬工程におけるＺｒの添加タイミングと、連続鋳造開始のタイミングを制御することで、連続鋳造中の鋼中に、大量の微細なＺｒ酸化物を含ませることが重要である。
以下、本発明の一実施形態に係る鋼材（本実施形態に係る鋼材）について詳細に説明する。
本実施形態の鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．１６０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．７０～２．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｏ：０．０００５～０．００４０％、Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、Ｂ：０．０００３～０．００４０％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物元素からなり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、下記式（Ｂ１）及び（Ｂ２）で表されるＢＦが０．００３０％以下であり、下記式（Ｃ）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が、０．３０％～０．５０％であり、円相当直径が０．５μｍ以上であって、Ｚｒを５質量％以上、Ｂを０．１質量％以上、Ｏを１質量％以上、Ａｌ２Ｏ３を５０質量％以下含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２であり、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、Ｍｎ及びＳの両方が前記（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面の同じ領域に析出していて、領域の面積が（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面積の５％以上の、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数割合が１０％以上である鋼材である。
ＢＦ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４） …（Ｂ１）
ＢＦ’＞Ｂの場合ＢＦ＝Ｂ、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合ＢＦ＝ＢＦ’、ＢＦ’＜０の場合ＢＦ＝０ …（Ｂ２）
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ …（Ｃ）
ＢＦ’＞Ｂの場合ＢＦ＝Ｂ、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合ＢＦ＝ＢＦ’、ＢＦ’＜０の場合ＢＦ＝０ …（Ｂ２）
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ …（Ｃ）
ただし、式（Ｂ１）、及び式（Ｂ２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
また、式（Ｃ）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素が含有されない場合は０を代入する。
また、式（Ｃ）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素が含有されない場合は０を代入する。
まず、本実施形態の鋼材の化学成分について説明する。以下の化学成分の説明では、「質量％」を「％」と表記する。
Ｃ：０．０４０～０．１６０％
Ｃは、鋼材の強度と靭性を確保するために０．０４０％以上含有させる。Ｃの含有量が０．１６０％を超えると、良好なＨＡＺ靭性を確保することが困難になるので、Ｃの含有量は、０．１６０％以下とする。従って、Ｃ含有量は０．０４０％以上、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０６０％以上である。また、Ｃ含有量は０．１６０％以下、好ましくは０．１４０％以下、より好ましくは０．１２０％以下である。
Ｃは、鋼材の強度と靭性を確保するために０．０４０％以上含有させる。Ｃの含有量が０．１６０％を超えると、良好なＨＡＺ靭性を確保することが困難になるので、Ｃの含有量は、０．１６０％以下とする。従って、Ｃ含有量は０．０４０％以上、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０６０％以上である。また、Ｃ含有量は０．１６０％以下、好ましくは０．１４０％以下、より好ましくは０．１２０％以下である。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、脱酸元素、及び強化元素として有効であるので、０．０１％以上含有させる。Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺ靭性が大きく劣化するので、Ｓｉの含有量は０．５０％以下とする。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下又は０．３０％以下である。
Ｓｉは、脱酸元素、及び強化元素として有効であるので、０．０１％以上含有させる。Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺ靭性が大きく劣化するので、Ｓｉの含有量は０．５０％以下とする。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下又は０．３０％以下である。
Ｍｎ：０．７０～２．５０％
Ｍｎは、鋼材の強度と靭性を経済的に確保するために０．７０％以上含有させる。Ｍｎの含有量が２．５０％を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の鋼材とＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は、２．５０％以下とする。従って、Ｍｎ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．２０％以上である。また、Ｍｎ含有量は２．５０％以下、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下又は１．６０％以下である。
Ｍｎは、鋼材の強度と靭性を経済的に確保するために０．７０％以上含有させる。Ｍｎの含有量が２．５０％を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の鋼材とＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は、２．５０％以下とする。従って、Ｍｎ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．２０％以上である。また、Ｍｎ含有量は２．５０％以下、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下又は１．６０％以下である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素である。ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために、Ｐの含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。下限は０％であるが、Ｐ含有量を低減させるためのコストを考慮し、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素である。ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために、Ｐの含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。下限は０％であるが、Ｐ含有量を低減させるためのコストを考慮し、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｓ含有量が０．００８％を超えると中心偏析部において延伸したＭｎＳが多量に生成し、鋼材及びＨＡＺの靱性や延性が劣化する。このためＳ含有量を０．００８％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
Ｓは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｓ含有量が０．００８％を超えると中心偏析部において延伸したＭｎＳが多量に生成し、鋼材及びＨＡＺの靱性や延性が劣化する。このためＳ含有量を０．００８％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
Ａｌ：０．０１０％以下
Ａｌは、一般的には、脱酸元素として、積極的に添加される元素である。しかし、Ａｌは優先的に酸素と反応しやすいので、その含有量が過剰な場合には、所望する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の形成が不十分となり、ＨＡＺにおける有効なフェライト生成サイトが減少する。更にＡｌ含有量が過剰になると、粗大なクラスター状のアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）系介在物の形成が助長され、鋼材及びＨＡＺの靭性が劣化する。よって、Ａｌの含有量はできる限り低減することが好ましい。許容できるＡｌ含有量は０．０１０％以下であり、好ましくは０．００５％以下とする。
Ａｌは、一般的には、脱酸元素として、積極的に添加される元素である。しかし、Ａｌは優先的に酸素と反応しやすいので、その含有量が過剰な場合には、所望する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の形成が不十分となり、ＨＡＺにおける有効なフェライト生成サイトが減少する。更にＡｌ含有量が過剰になると、粗大なクラスター状のアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）系介在物の形成が助長され、鋼材及びＨＡＺの靭性が劣化する。よって、Ａｌの含有量はできる限り低減することが好ましい。許容できるＡｌ含有量は０．０１０％以下であり、好ましくは０．００５％以下とする。
Ｎ：０．００１０～０．００８０％
Ｎは、本発明において重要な元素である。鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制するために、Ｔｉ窒化物を形成させることが必要なので、０．００１０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎの含有量が０．００８０％を超えると、鋼材が脆化するので、Ｎの含有量は、０．００８０％以下とする。従って、Ｎ含有量は０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。また、Ｎ含有量は０．００８０％以下、好ましくは０．００６５％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
Ｎは、本発明において重要な元素である。鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制するために、Ｔｉ窒化物を形成させることが必要なので、０．００１０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎの含有量が０．００８０％を超えると、鋼材が脆化するので、Ｎの含有量は、０．００８０％以下とする。従って、Ｎ含有量は０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。また、Ｎ含有量は０．００８０％以下、好ましくは０．００６５％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
Ｏ：０．０００５～０．００４０％
Ｏは鋼中に含有される元素であり、溶存、もしくは酸化物として存在する。両者を明確に分離することは困難であることから、本発明でのＯ濃度は両者を合わせた全酸素濃度（Ｔ．Ｏとも記載する。）とする。厚板鋼材中の酸素濃度が０．０００５％未満になると、靱性確保に必要な酸化物分散数が得られない。一方、鋼材中に０．００４０％を超えて含有されると溶鋼の清浄性が悪化するとともに、溶鋼段階にてノズル閉塞といった生産性が低下する要因となり得る。このため、鋼材中のＯ含有率の適正範囲は、０．０００５～０．００４０％とする。
Ｏは鋼中に含有される元素であり、溶存、もしくは酸化物として存在する。両者を明確に分離することは困難であることから、本発明でのＯ濃度は両者を合わせた全酸素濃度（Ｔ．Ｏとも記載する。）とする。厚板鋼材中の酸素濃度が０．０００５％未満になると、靱性確保に必要な酸化物分散数が得られない。一方、鋼材中に０．００４０％を超えて含有されると溶鋼の清浄性が悪化するとともに、溶鋼段階にてノズル閉塞といった生産性が低下する要因となり得る。このため、鋼材中のＯ含有率の適正範囲は、０．０００５～０．００４０％とする。
また、鋼の精錬工程においてＺｒを添加する前の溶鋼に、溶存酸素が０．００５０％を超えて含有されていた場合、Ｚｒ添加により生成するＺｒＯ２量が多くなり、溶鋼を連続鋳造する際のタンディッシュへの注入ノズルの閉塞のリスクが高くなる。また、Ｚｒを添加する前の溶鋼の溶存酸素が高いと、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子中のＡｌ２Ｏ３の組成が増大する場合がある。そのため、溶鋼段階でＺｒ添加前に溶存酸素を０．００５０％以下に低減しておくことが望ましい。
Ｔｉ：０．００３～０．０２４％
Ｔｉは、Ｚｒとともに（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を形成する元素である。この（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子はＨＡＺにおける粒内フェライト生成サイトとして機能し、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。この効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００３％以上とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．００５％以上である。一方で、Ｔｉは窒化物を生成する。Ｔｉ窒化物が多量に生成するとＢ窒化物の生成量が抑制され、本実施形態で所望する効果が得られなくなる。更に、過剰なＴｉはＴｉＣを形成し、鋼材及びＨＡＺの靱性を劣化させる。よって、Ｔｉ含有量は０．０２４％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。
Ｔｉは、Ｚｒとともに（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を形成する元素である。この（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子はＨＡＺにおける粒内フェライト生成サイトとして機能し、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。この効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００３％以上とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．００５％以上である。一方で、Ｔｉは窒化物を生成する。Ｔｉ窒化物が多量に生成するとＢ窒化物の生成量が抑制され、本実施形態で所望する効果が得られなくなる。更に、過剰なＴｉはＴｉＣを形成し、鋼材及びＨＡＺの靱性を劣化させる。よって、Ｔｉ含有量は０．０２４％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。
Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％
鋼材に含まれるＺｒ含有量は、後ほど説明するＳｏｌ．ＺｒとＩｎｓｏｌ．Ｚｒとの合計である。Ｚｒ含有量は、０．０００７％以上であり、好ましくは０．００１０％以上である。Ｚｒ含有量は、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒの上限とＳｏｌ．Ｚｒの上限との合計、すなわち、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００４０％以下である。
鋼材に含まれるＺｒ含有量は、後ほど説明するＳｏｌ．ＺｒとＩｎｓｏｌ．Ｚｒとの合計である。Ｚｒ含有量は、０．０００７％以上であり、好ましくは０．００１０％以上である。Ｚｒ含有量は、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒの上限とＳｏｌ．Ｚｒの上限との合計、すなわち、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００４０％以下である。
Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下
Ｓｏｌ．Ｚｒは、酸可溶性Ｚｒ、すなわち、鋼中に固溶しているＺｒを表わす。Ｓｏｌ．Ｚｒの含有量が増えると、ＨＡＺ靱性が著しく劣化する。そのため、その含有量を０．００１０％以下とする。Ｓｏｌ．Ｚｒは少ないほど好ましいので下限は特に規定せず、０％でもよい。
Ｓｏｌ．Ｚｒは、酸可溶性Ｚｒ、すなわち、鋼中に固溶しているＺｒを表わす。Ｓｏｌ．Ｚｒの含有量が増えると、ＨＡＺ靱性が著しく劣化する。そのため、その含有量を０．００１０％以下とする。Ｓｏｌ．Ｚｒは少ないほど好ましいので下限は特に規定せず、０％でもよい。
なお、溶鋼段階ではＳｏｌ．ＺｒおよびＩｎｓｏｌ．Ｚｒの制限は特に無いが、溶存酸素に対してＺｒが過剰に添加されると、鋼材までＳｏｌ．Ｚｒが多く残存することに加え、溶存酸素濃度が低下して（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が低下してしまう。このため、溶鋼段階でのＳｏｌ．Ｚｒ濃度は０．００２０％以下であることが望ましい。また、ノズル閉塞を生じさせないためにも、溶鋼段階でのＩｎｓｏｌ．Ｚｒ濃度は０．００２０％以下であることが望ましい。
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒであり、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子等の介在物中に含まれるＺｒである。Ｚｒは粒内変態の核となる酸化物を形成する重要な元素である。しかしながら、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒが０．０００７％よりも少ないと、靱性確保に必要な酸化物組成とならない。一方で、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒが０．００４０％を超えて含有されている場合、その多くが溶鋼段階で生成したＺｒＯ２であり、ノズル閉塞が生じる頻度が高くなる。このため、鋼材中のＩｎｓｏｌ．Ｚｒの適正範囲は０．０００７～０．００４０％とする。
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒであり、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子等の介在物中に含まれるＺｒである。Ｚｒは粒内変態の核となる酸化物を形成する重要な元素である。しかしながら、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒが０．０００７％よりも少ないと、靱性確保に必要な酸化物組成とならない。一方で、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒが０．００４０％を超えて含有されている場合、その多くが溶鋼段階で生成したＺｒＯ２であり、ノズル閉塞が生じる頻度が高くなる。このため、鋼材中のＩｎｓｏｌ．Ｚｒの適正範囲は０．０００７～０．００４０％とする。
上述のＩｎｓｏｌ．Ｚｒ及びＳｏｌ．Ｚｒは、電解抽出残渣分析法によって測定することができる。電解抽出残渣分析法は、鋼を非水溶媒（アセチルアセトン－メタノール溶液など）中での電解によって母相を溶解させて、残渣（析出物や介在物）を孔径０．２μｍのフィルターで抽出し、分離する方法である。分離後、溶液に含まれるＺｒの量がＳｏｌ．Ｚｒの含有量であり、残渣に含まれるＺｒの量がＩｎｓｏｌ．Ｚｒの含有量である。
Ｂ：０．０００３～０．００４０％
Ｂは、鋼材の焼き入れ性を向上させるとともに、Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢＮとして析出して（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を形成し、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の粒内変態能を向上させる元素である。Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢＮとして析出させるには、Ｂが少なくとも０．０００３％以上含まれている必要がある。一方、０．００４０％を超えて含有されていても効果が飽和するため、Ｂ含有率の適正範囲は０．０００３～０．００４０％とする。鋼材中のＢ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＢは０．０００３～０．００４０％の範囲であることが望ましい。
Ｂは、鋼材の焼き入れ性を向上させるとともに、Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢＮとして析出して（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を形成し、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の粒内変態能を向上させる元素である。Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢＮとして析出させるには、Ｂが少なくとも０．０００３％以上含まれている必要がある。一方、０．００４０％を超えて含有されていても効果が飽和するため、Ｂ含有率の適正範囲は０．０００３～０．００４０％とする。鋼材中のＢ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＢは０．０００３～０．００４０％の範囲であることが望ましい。
本実施形態に係る鋼材は、上記の各元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることを基本とする。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料から、又はその他の要因により混入する成分であって、特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
本実施形態に係る鋼材には、Ｆｅの一部に代えて、強度を更に高める目的で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖからなる群から選択される１種または２種以上を後述の範囲で含有させてもよい。また、脱酸する目的で、Ｍｇ、Ｈｆからなる群から選択される１種または２種を後述の範囲で含有させてもよい。更に、耐食性を高める目的で、Ｗ及びＳｎからなる群から選択される１種または２種を後述の範囲で含有させてもよい。
本実施形態の鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができるので含有させてもよい。ただし、Ｃｕの含有量が多すぎると、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られず、むしろ鋼材表面割れの原因となる場合があるため、１．００％を上限とする。Ｃｕの含有効果を安定して得るために、Ｃｕ含有量を０．１０％以上としてもよい。鋼材の強度及び靭性の向上のために、Ｃｕ含有量を０．１０％以上又は０．２０％以上としてもよい。ＨＡＺ靭性や溶接性の向上のため、Ｃｕ含有量は、必要に応じて、１．００％以下、０．８０％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
Ｃｕを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができるので含有させてもよい。ただし、Ｃｕの含有量が多すぎると、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られず、むしろ鋼材表面割れの原因となる場合があるため、１．００％を上限とする。Ｃｕの含有効果を安定して得るために、Ｃｕ含有量を０．１０％以上としてもよい。鋼材の強度及び靭性の向上のために、Ｃｕ含有量を０．１０％以上又は０．２０％以上としてもよい。ＨＡＺ靭性や溶接性の向上のため、Ｃｕ含有量は、必要に応じて、１．００％以下、０．８０％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
Ｎｉ：２．００％以下
Ｎｉは、鋼の強度を向上させる効果を有する元素であるので含有させてもよい。また、Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靱性を高める効果を有する元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。ただし、Ｎｉの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、２．００％を上限とする。鋼材の強度及び靭性の向上のために、Ｎｉ含有量を０．２０％以上としてもよい。Ｎｉ含有量は、必要に応じて、２．００％以下、１．００％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
Ｎｉは、鋼の強度を向上させる効果を有する元素であるので含有させてもよい。また、Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靱性を高める効果を有する元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。ただし、Ｎｉの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、２．００％を上限とする。鋼材の強度及び靭性の向上のために、Ｎｉ含有量を０．２０％以上としてもよい。Ｎｉ含有量は、必要に応じて、２．００％以下、１．００％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができるので含有させてもよい。ただし、Ｃｒの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、１．００％を上限とする。Ｃｒの含有効果を安定して得るために、Ｃｒ含有量を０．１０％以上又は０．２０％以上としてもよい。Ｃｒ含有量は、必要に応じて、１．００％以下、０．８０％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
Ｃｒを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができるので含有させてもよい。ただし、Ｃｒの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、１．００％を上限とする。Ｃｒの含有効果を安定して得るために、Ｃｒ含有量を０．１０％以上又は０．２０％以上としてもよい。Ｃｒ含有量は、必要に応じて、１．００％以下、０．８０％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができるので含有させてもよい。ただし、Ｍｏの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．５０％を上限とする。Ｍｏの含有効果を安定して得るために、Ｍｏ含有量を０．０１％以上又は０．０２％以上としてもよい。Ｍｏ含有量は、必要に応じて、０．５０％以下、０．３０％以下、０．２０％以下、又は０．１０％以下としてもよい。
Ｍｏを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができるので含有させてもよい。ただし、Ｍｏの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．５０％を上限とする。Ｍｏの含有効果を安定して得るために、Ｍｏ含有量を０．０１％以上又は０．０２％以上としてもよい。Ｍｏ含有量は、必要に応じて、０．５０％以下、０．３０％以下、０．２０％以下、又は０．１０％以下としてもよい。
Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、鋼材の強度、及び靭性を向上することができる。また、Ｎｂは、所定の結晶粒界密度や集合組織を形成させるため、未再結晶オーステナイト域での圧延が必要となる場合に、未再結晶温度域を拡大させるために有効な元素である。圧延温度を上昇させ、生産性向上にも寄与するので、含有させてもよい。これらの効果を得るためには、０．００３％以上含有させるとよい。ただし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えるとＨＡＺ靭性や溶接性が低下するので、Ｎｂの含有量は、０．０５０％以下とする。従って、Ｎｂ含有量は０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上であり、０．０５０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。
Ｎｂは、鋼材の強度、及び靭性を向上することができる。また、Ｎｂは、所定の結晶粒界密度や集合組織を形成させるため、未再結晶オーステナイト域での圧延が必要となる場合に、未再結晶温度域を拡大させるために有効な元素である。圧延温度を上昇させ、生産性向上にも寄与するので、含有させてもよい。これらの効果を得るためには、０．００３％以上含有させるとよい。ただし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えるとＨＡＺ靭性や溶接性が低下するので、Ｎｂの含有量は、０．０５０％以下とする。従って、Ｎｂ含有量は０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上であり、０．０５０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。
Ｖ：０．１５０％以下
Ｖを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができるので含有させてもよい。ただし、Ｖの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．１５０％を上限とする。Ｖの含有効果を安定して得るために、Ｖ含有量を０．０１０％以上又は０．０２０％以上としてもよい。Ｖ含有量は、０．１５０％以下、必要に応じて、０．１００％以下、０．０７０％以下、又は０．０５０％以下としてもよい。
Ｖを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができるので含有させてもよい。ただし、Ｖの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．１５０％を上限とする。Ｖの含有効果を安定して得るために、Ｖ含有量を０．０１０％以上又は０．０２０％以上としてもよい。Ｖ含有量は、０．１５０％以下、必要に応じて、０．１００％以下、０．０７０％以下、又は０．０５０％以下としてもよい。
本実施形態の鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｈｆ：０．０１００％以下からなる群から選択される１種または２種を含有してもよい。
Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｍｇは、脱酸元素として有効であるので、含有させてもよい。Ｍｇを含有させる場合は、０．００１０％以上含有させるとよい。Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｍｇの含有量は０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００８０％以下としてもよく、０．００５０％以下としてもよい。
Ｍｇは、脱酸元素として有効であるので、含有させてもよい。Ｍｇを含有させる場合は、０．００１０％以上含有させるとよい。Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｍｇの含有量は０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００８０％以下としてもよく、０．００５０％以下としてもよい。
Ｈｆ：０．０１００％以下
Ｈｆは、Ｍｇと同様に脱酸元素として有効であるので、含有させてもよい。Ｈｆを含有させる場合は、０．００１０％以上含有させるとよい。Ｈｆの含有量が０．０１００％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｈｆの含有量は０．０１００％以下とする。Ｈｆ含有量は０．００８０％以下としてもよく、０．００５０％以下としてもよい。
Ｈｆは、Ｍｇと同様に脱酸元素として有効であるので、含有させてもよい。Ｈｆを含有させる場合は、０．００１０％以上含有させるとよい。Ｈｆの含有量が０．０１００％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｈｆの含有量は０．０１００％以下とする。Ｈｆ含有量は０．００８０％以下としてもよく、０．００５０％以下としてもよい。
また、本実施形態の鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｗ：１．００％以下、Ｓｎ：０．５０％以下のうちの１種または２種を含有してもよい。
Ｗ：１．００％以下
Ｗは、溶解して酸素酸イオンＷＯ４ －の形でさびに吸着し、さび層中の塩化物イオンの透過を抑制し、耐食性を向上させる元素であるので含有させてもよい。この効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、鋼材およびＨＡＺの靱性が低下する場合がある。そのため、含有させる場合でも、Ｗ含有量を１．００％以下とする。好ましくはＷ含有量を０．７５％以下とする。
Ｗは、溶解して酸素酸イオンＷＯ４ －の形でさびに吸着し、さび層中の塩化物イオンの透過を抑制し、耐食性を向上させる元素であるので含有させてもよい。この効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、鋼材およびＨＡＺの靱性が低下する場合がある。そのため、含有させる場合でも、Ｗ含有量を１．００％以下とする。好ましくはＷ含有量を０．７５％以下とする。
Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する元素であるので含有させてもよい。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。これらの効果を得るためにはＳｎ含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｎを０．５０％を超えて含有させると、その効果が飽和するだけでなく、鋼材の圧延割れが発生しやすくなる。このため、Ｓｎを含有させる場合でも、その含有量を０．５０％以下とする。
Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する元素であるので含有させてもよい。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。これらの効果を得るためにはＳｎ含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｎを０．５０％を超えて含有させると、その効果が飽和するだけでなく、鋼材の圧延割れが発生しやすくなる。このため、Ｓｎを含有させる場合でも、その含有量を０．５０％以下とする。
Ｃａ及びＲＥＭの合計：０．０００５％以下
更に、本実施形態の鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ及びＲＥＭの合計：０．０００５％以下を含有してもよい。Ｃａ及びＲＥＭは、Ａｌよりも更に優先的に酸素と反応しやすい元素である。所望するＺｒ含有酸化物を形成させるために、Ｃａ及びＲＥＭの含有量の合計を０．０００５％以下の範囲で含有してもよく、含有しなくてもよい。好ましくはＣａ含有量が０．０００３％未満、ＲＥＭ含有量が０．０００３％未満で、その含有量の合計が０．０００５％以下とする。Ｃａ及びＲＥＭを含有させる場合は、例えば、０．０００１％以上がよい。ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｓｃ、Ｙ、及び原子番号５７～７１のランタノイド元素の合計１７元素を意味する。
更に、本実施形態の鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ及びＲＥＭの合計：０．０００５％以下を含有してもよい。Ｃａ及びＲＥＭは、Ａｌよりも更に優先的に酸素と反応しやすい元素である。所望するＺｒ含有酸化物を形成させるために、Ｃａ及びＲＥＭの含有量の合計を０．０００５％以下の範囲で含有してもよく、含有しなくてもよい。好ましくはＣａ含有量が０．０００３％未満、ＲＥＭ含有量が０．０００３％未満で、その含有量の合計が０．０００５％以下とする。Ｃａ及びＲＥＭを含有させる場合は、例えば、０．０００１％以上がよい。ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｓｃ、Ｙ、及び原子番号５７～７１のランタノイド元素の合計１７元素を意味する。
また、本実施形態の鋼材は、下記式（Ｄ）で表される炭素当量Ｃｅｑ．を、０．３０％～０．５０％とする。
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ …（Ｄ）
ただし、式（Ｄ）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼材に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素が添加されない場合は０を代入する。
炭素当量Ｃｅｑ．が０．３０％以上であれば、鋼材に要求される強度とアレスト性を確保することができる。また、炭素当量Ｃｅｑ．が０．５０％以下であれば、より優れたＨＡＺ靭性を確保することができる。炭素当量Ｃｅｑ．は０．３０％以上、好ましくは０．３２％以上、より好ましくは０．３４％以上、更に好ましくは０．３６％以上である。また、炭素当量は０．５０％以下、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
本実施形態に係る鋼材は、上述のように各元素の含有量を制御した上で、下記式（Ｅ１）及び（Ｅ２）から導出されるＢＦが、０．００３０％以下であることが必要である。ＢＦは、鋼中に固溶Ｂとして存在するＢ含有量である。以下、理由について説明する。
ＢＦ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４） …（Ｅ１）
ＢＦ’＞Ｂの場合ＢＦ＝Ｂ、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合ＢＦ＝ＢＦ’、ＢＦ’＜０の場合ＢＦ＝０ …（Ｅ２）
ただし、式（Ｅ１）及び式（Ｅ２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
前述のように、本実施形態に係る鋼材では、Ｚｒ含有酸化物の表層にＢ窒化物を析出させた（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物とすることで、Ｚｒ含有酸化物の中で一様にＢ窒化物が析出されているものと比べて、溶接後の冷却中の粒内フェライトの生成をより効果的に促進することができ、組織微細化してＨＡＺ靱性を改善できる。この効果を得るためには、固溶Ｂとして存在するＢ含有量、即ち、前記式（Ｅ１）及び（Ｅ２）から導出されるＢＦを０．００３０％以下とする必要がある。より好ましくは、０．００２０％以下である。ＢＦが０．００３０％を超えると、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表層に析出するＢ窒化物が減少し、粒内フェライトの生成が不十分になって組織が微細化せずにＨＡＺ靱性が低下する。また、鋼材の焼入れ性が過剰となり、溶接部における低温割れ発生の原因となる。そのため、より好ましいＢＦの上限は０．００２０％以下である。
次に、本実施形態に係る鋼材が有する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子について説明する。
本実施形態に係る鋼材は、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が含まれる。このうち、円相当直径が０．５μｍ以上であって、Ａｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である必要がある。
本実施形態に係る鋼材は、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が含まれる。このうち、円相当直径が０．５μｍ以上であって、Ａｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である必要がある。
本実施形態に係る鋼材では、Ｚｒ含有酸化物を核として、Ｂ窒化物が析出して複合介在物である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が形成される。この複合介在物は、溶接後の冷却時に粒内フェライト生成サイトとなる。Ｚｒ含有酸化物は、ＺｒとＴｉとを含む酸化物が主体であるが、Ｂ窒化物の析出核とする場合、酸化物中のＺｒ濃度がＴｉ濃度と等しいか、Ｔｉ濃度よりも高いことが好ましい。
更に、本実施形態では、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を対象とする。このような組成を有する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子は、粒内フェライトの生成サイトとして機能することができ、より多くの粒内フェライトを形成させることができる。Ｚｒ、ＢまたはＯの含有率が好ましい範囲から外れる酸化物粒子は、粒内フェライトの生成サイトとしての機能を十分に果たせなくなる。なお、本実施形態では、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子中のＴｉ量は特に規定する必要はないが、１質量％以上のＴｉが含まれていてもよい。
更にまた、本実施形態では、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、Ａｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下のものを対象としてその個数密度を規定する。（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子中のＡｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下であると、粒内フェライトの生成サイトとしてより効果的に機能することができ、多くの粒内フェライトを形成させることができる。
また、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当直径［（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の観察された断面積と同じ面積を有する円の直径］が０．５μｍ以上の場合に、より多くの粒内フェライトを析出させる効果が得られる。（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が粒内フェライト生成サイトとして機能するには、円相当直径は大きい方が好ましいので上限は制限しない。ただし、円相当直径が大きくなると、相対的に（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が少なくなるのに加え、粗大な酸化物粒子自体が破壊の起点として作用するおそれが高まる。そのため、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当径は１０．０μｍ以下が好ましい。
また、粒内フェライトの生成サイトとして作用する条件として、溶接時に加熱された際のオーステナイト粒内に、１つ以上の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が分散していることが好ましい。このため、円相当直径が０．５μｍ以上であって、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含み、かつ、Ａｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を、５個／ｍｍ２以上の個数密度で分散させる。このような（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度は、多いほどフェライト生成サイトが増加するため望ましいが、３００個／ｍｍ２を超えて分散させてもその効果は飽和するので、上限を３００個／ｍｍ２以下とする。特に、本実施形態に係るＡｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子は、粒内フェライトの形成能が高いものとなる。このため、本実施形態に係る（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度は、Ａｌ２Ｏ３の組成が５０質量％を超える（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子に比べて、少ない個数密度でも十分な効果を発揮させることができる。
更に、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子には、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が、個数割合で１０％以上含まれる。（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子とは、Ｍｎ及びＳの両方が（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面の同じ領域に析出しているものであり、その領域の面積が、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面積の５％以上である粒子である。Ｍｎ及びＳの両方が（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面の同じ領域に析出しているとは、ＥＤＸ等の元素分析手段で粒子を観察しつつ面分析を行った際に、ＭｎとＳが同じ領域から検出されることを意味する。ＭｎＳが同じ領域から検出される場合は、その領域においてＭｎＳが析出している可能性が高い。すなわち、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子は、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物の表面にＭｎＳが析出した粒子といえる。ＭｎＳが表面に析出した（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を微細分散させることにより、製造段階の早い時期に鋼中のＳを（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子に固定させ、これにより鋳造中の冷却段階において粗大なＭｎＳの析出を抑制する。そうすることで、継手ＣＴＯＤ特性を向上させることができる。
（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子には、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が、個数割合で１０％以上含まれることで、継手ＣＴＯＤ特性を向上できる。個数割合が１０％未満では、Ｓの固定が不十分となり、鋼材の板厚中心部に粗大なＭｎＳが析出して継手ＣＴＯＤ特性が劣化するおそれがある。
また、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面において、Ｍｎ及びＳの両方が同じ領域に析出している場合のその領域の面積率は、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面積に対して５％以上とする。Ｍｎ及びＳが析出する領域の面積が粒子の表面積の５％未満であると、Ｓの固定が不十分となり、鋼材の板厚中心部に粗大なＭｎＳが析出して継手ＣＴＯＤ特性が劣化するおそれがある。
（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当直径及び個数密度は、鏡面研磨した鋼材表面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察することで、測定することができる。具体的には、ＳＥＭによって、１０ｍｍ×１０ｍｍ（１００ｍｍ２）の範囲について、円相当径が０．５μｍ以上の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数を測定し、観察した視野の面積で除して個数密度を測定する。ＳＥＭによって撮影された写真を用いてもよい。個数密度の測定対象となる粒子は、円相当直径が０．５μｍ以上であり、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）による定量分析によって、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含み、かつ、Ａｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下である粒子を確認する。
また、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子における（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数割合は、観察した視野内において（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を特定し、その個数密度を求める。（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の特定方法は、観察した視野内において、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子に対してＥＤＸによる面分析を行い、Ｍｎ及びＳの両方が（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面の同じ領域に析出し、その領域の面積が（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面積の５％以上の粒子を、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子と特定する。
本実施形態の鋼材の板厚は特に制限はないが、５０～１００ｍｍの範囲が好ましい。
本実施形態の鋼材は、溶接入熱量が３５ｋＪ／ｍｍ以上の条件で溶接した場合の溶接熱影響部の靱性が優れたものとなる。特に、－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーを向上させることができる。
より具体的には、本実施形態の鋼材から採取したサンプルに対し、エレクトロガス溶接適用を想定し、大入熱溶接を模擬した再現熱サイクル試験を適用する。具体的な再現熱サイクル条件としては、５０ｍｍ厚の板厚をエレクトロガス溶接により１パスで溶接することを模擬し、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を１．０℃／秒の速度に制御して冷却する。厚板鋼材に熱サイクルを付与した後、Ｖノッチ試験片へと加工し、各鋼材３片ずつ－４０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーを測定する。３つの試験片の吸収エネルギーの平均が１００Ｊ以上であり、かつ、３つの試験片のうち最小の吸収エネルギーが５０Ｊ以上の場合に、溶接熱影響部の靱性が優れるということができる。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作成すればよい。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準じて行うとよい。
また、本実施形態の鋼材は、溶接入熱量が３５ｋＪ／ｍｍ以上の条件で溶接した場合の溶接部の亀裂先端開口変位試験（以下、「溶接部のＣＴＯＤ試験」と称する場合がある。）における試験温度マイナス１０℃での開口変位δｃ（以下、「限界ＣＴＯＤ（δｃａｔ－１０℃）」と称する場合がある）が０．１０ｍｍ以上（好ましくは、０．２０ｍｍ以上）であることがよい。この特性を満足することで、鋼材は優れた継手ＣＴＯＤ特性を有する。
限界ＣＴＯＤ（δｃａｔ－１０℃）は、ＢＳ７４４８規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）Ｐａｒｔ１（１９９１）、及びＢＳ７４４８規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）Ｐａｒｔ２（１９９７）に準拠して測定を行う。具体的には、Ｖ形開先の加工した鋼板突き合わせ部に、入熱量３５ｋＪ／ｍｍでエレクトロガスアーク溶接を実施し、溶接部のＣＴＯＤ試験片の疲労ノッチの先端が、溶接部のフュージョンラインの板厚中央部となるよう加工し、ＣＴＯＤ試験を－１０℃として実施する。
次に、本実施形態の鋼材の製造方法を説明する。
本実施形態の鋼材の製造方法は、溶鋼に対して真空脱ガスを行い、真空脱ガスの開始から５分以降、かつ溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってから、Ｚｒを添加し、更にＺｒ添加から１．０～５．０分経過後にＢを添加する精錬工程と、精錬工程後の溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、Ｚｒ添加から６０分以内に鋳造を開始し、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．５℃／秒以下とする連続鋳造工程と、を順次行う。
本実施形態の鋼材の製造方法は、溶鋼に対して真空脱ガスを行い、真空脱ガスの開始から５分以降、かつ溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってから、Ｚｒを添加し、更にＺｒ添加から１．０～５．０分経過後にＢを添加する精錬工程と、精錬工程後の溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、Ｚｒ添加から６０分以内に鋳造を開始し、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．５℃／秒以下とする連続鋳造工程と、を順次行う。
本実施形態において、溶鋼は、製鋼炉から取鍋に出鋼された後、真空脱ガス装置にて減圧処理される。取鍋に出鋼された後、真空脱ガス装置まで搬送される間に、合金等を添加して成分調整してもよい。また、真空脱ガス装置に搬送する前に、溶鋼にＡｌを添加して脱酸を開始するとよい。
精錬工程では、真空脱ガス装置において脱ガスを行い、Ｚｒ及びＢを除く溶鋼成分を調整した後、Ｚｒを添加する。Ｚｒを添加する前段階で、溶鋼中の溶存酸素を０．００５０％以下に制御しておくことが望ましい。溶存酸素が０．００５０％以下に到達する前にＺｒを添加すると、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の微細化が困難になるとともに、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のＡｌ２Ｏ３組成を５０質量％以下に制御できなくなるおそれがある。また、Ｚｒの添加は、真空脱ガスの開始から５分以降に行う。真空脱ガス処理の開始直後は、溶鋼中に粗大なＡｌ２Ｏ３系酸化物が存在しており、真空脱ガス開始から５分に到達しないうちにＺｒを添加すると（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のＡｌ２Ｏ３組成を５０質量％以下に制御できなくなるおそれがある。
次に、Ｚｒの添加から１．０～５．０分後に、Ｂを添加する。これにより、Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢが偏析されて、Ｚｒ含有酸化物にＢ窒化物が含有されるようになり、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表層にＢ窒化物を析出させることができる。Ｂの添加タイミングが、Ｚｒの添加から１．０分未満または５．０分超になると、所望の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が得られなくなる。
精錬工程後の溶鋼は、連続鋳造工程において鋳片とする。連続鋳造工程では、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．５℃／秒以下とする。これにより、Ｚｒ含有酸化物においてＺｒＯ２とＡｌ２Ｏ３との分離が進み、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のＡｌ２Ｏ３組成を５０質量％以下にできるようになる。
また、連続鋳造は、Ｚｒ添加時から６０分以内に開始する。溶鋼中のＭｎ及びＳ（硫黄）は鋳片温度が１０００℃以下に低下した頃から（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子に付着し始める。そのため、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数割合を高めるには、鋳片が完全凝固するまで、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が鋳片内部に十分に残っている必要がある。しかし、連続鋳造の開始時期が遅れると、連続鋳造前に生成した（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が溶鋼内を浮上してしまい、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が鋳片に十分に行き渡らなくなり、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数割合が低下する恐れがある。従って、本実施形態では、Ｚｒ添加時から６０分以内に連続鋳造を開始する必要がある。
連続鋳造工程によって得られた鋳片は、熱間圧延工程において熱間圧延されて鋼材とされる。熱間圧延工程の条件は特に制限はないが、鋼材の板厚が５０～１００ｍｍの範囲になるように圧延条件を設定することが好ましい。
熱間圧延後の鋼材は、放冷してもよく、急冷することによって焼入れしてもよい。また、急冷による焼入れ後に、焼き戻し処理を行ってもよい。
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。
高炉から出銑された溶銑を、溶銑予備処理で脱硫処理し、転炉型精錬容器にて脱Ｐおよび脱Ｃ処理した後、取鍋に受鋼した。出鋼の際、合金元素を添加し、保温用のカバースラグを添加した。
精錬工程では、Ａｌ脱酸中の取鍋内の溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて減圧処理を行った。溶製中は適宜溶鋼サンプルを採取し、分析に供して溶鋼成分を得た。溶鋼温度は１５６０℃から１６１０℃で推移した。ＲＨ処理前半でＺｒ及びＢを除く合金を添加して成分調整を実施するとともに真空脱ガスを行い、溶存酸素濃度を調整した。Ｚｒ添加時の溶存酸素濃度は、酸素濃度プローブを用いて測定した。ＲＨ脱ガス開始時から４～４０分後に、Ｚｒを添加し、更に０～６．０分の経過後に、Ｂを添加した。そして、均一に混合するために環流処理を行った。
ＲＨ真空脱ガス装置で処理した後は、連続鋳造法によって鋳片を製造した。連続鋳造の開始時は、Ｚｒ添加時から６～７１分後とした。また、連続鋳造では、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．１～０．７℃／秒とした。そして、半製品として２５０ｍｍ厚のスラブを得た。その後、熱間圧延工程により５０～１００ｍｍ厚まで加工し厚板鋼材を製造した。
表１Ａ～表１Ｄに鋼材成分及び炭素当量を示す。表２Ａ及び表２Ｂに、ＲＨ処理開始からＺｒ添加までの時間、Ｚｒ添加時の溶存酸素濃度、Ｚｒ添加からＢ添加までの時間、Ｚｒ添加から鋳造開始までの時間、及び、連続鋳造時の鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を示す。また、表３Ａ及び表３Ｂに、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ量、Ｓｏｌ．Ｚｒ量、ＢＦ量、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度及び個数割合、シャルピー吸収エネルギー及び限界ＣＴＯＤ（δｃａｔ－１０℃）を示す。なお、表１Ｃ、表１Ｄ、表２Ｂ及び表３Ｂの下線部は、本発明の範囲外または好ましい特性の範囲外であることを示す。
（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当直径及び個数密度は、鏡面研磨した鋼材表面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察することで、測定した。具体的には、ＳＥＭによって、１０ｍｍ×１０ｍｍ（１００ｍｍ２）の範囲について、円相当径が０．５μｍ以上の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数を測定し、観察した視野の面積で除して個数密度を測定した。個数密度の測定対象となる粒子は、円相当直径が０．５μｍ以上であり、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）による定量分析によって、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含み、かつ、Ａｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下である粒子と確認した。
また、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度及び個数割合は、観察した視野内において（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を特定し、その個数密度及び個数割合を求めた。（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の特定は、観察した視野内において、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子に対してＥＤＸによる面分析を行い、Ｍｎ及びＳの両方が（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面の同じ領域に析出し、その領域の面積が（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面積の５％以上の粒子を、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子と特定した。
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ及びＳｏｌ．Ｚｒは、電解抽出残渣分析法によって測定した。電解抽出残渣分析法は、鋼を非水溶媒（アセチルアセトン－メタノール溶液）中での電解によって母相を溶解させ、残渣（析出物や介在物）を孔径０．２μｍのフィルターで抽出し、分離した。分離後、溶液に含まれるＺｒの量をＳｏｌ．Ｚｒの含有量とし、残渣に含まれるＺｒの量をＩｎｓｏｌ．Ｚｒの含有量とした。
ＢＦ量は、上記式（Ｅ１）及び式（Ｅ２）により求めた。
次に、鋼材から熱サイクル試験用の試験片を採取した。この試験片に入熱３５ｋＪ／ｍｍの溶接（大入熱溶接）を再現した熱サイクルを付与した。具体的な熱サイクル条件としては、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を１．０℃／秒の速度に制御して冷却した。
熱サイクルを付与した後の鋼材から、三個ずつＶノッチ試験片を採取し、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－４０）を測定した。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作成した。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して行った。
３つの試験片の吸収エネルギーの平均が１００Ｊ以上であり、かつ、３つの試験片のうち最小の吸収エネルギーが５０Ｊ以上の場合を合格とした。
熱サイクルを付与した後の鋼材から、三個ずつＶノッチ試験片を採取し、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－４０）を測定した。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作成した。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して行った。
３つの試験片の吸収エネルギーの平均が１００Ｊ以上であり、かつ、３つの試験片のうち最小の吸収エネルギーが５０Ｊ以上の場合を合格とした。
限界ＣＴＯＤ（δｃａｔ－１０℃）は、ＢＳ７４４８規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）Ｐａｒｔ１（１９９１）、及びＢＳ７４４８規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）Ｐａｒｔ２（１９９７）に準拠して測定を行った。具体的には、Ｖ形開先の加工した鋼板突き合わせ部に、入熱量３５ｋＪ／ｍｍでエレクトロガス溶接を実施し、溶接部のＣＴＯＤ試験片の疲労ノッチの先端が、溶接部のフュージョンラインの板厚中央部となるよう加工し、ＣＴＯＤ試験を－１０℃として実施した。限界ＣＴＯＤ（δｃａｔ－１０℃）が０．１０ｍｍ以上を合格とした。
表１Ａ、表１Ｂ、表２Ａ及び表３Ａに示すように、本発明例である鋼Ａ～Ｖは、いずれも、優れた靱性及び継手ＣＴＯＤ特性を有していた。
一方、表１Ｃ、表１Ｄ、表２Ｂ及び表３Ｂに示すように、比較例である鋼Ｗ～Ｚ、ＡＡ～ＡＬ、ＡＯ及びＡＰは、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、いずれも靱性が劣化した。また、一部の鋼材は（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数割合が低く、継手ＣＴＯＤ特性も劣化した。
また、鋼ＡＭ、ＡＮ、ＡＱ～ＡＸは、本発明の成分範囲を満たしていたが、製造条件が本発明の条件を満足しなかった。そのため、鋼ＡＭはＳｏｌ．Ｚｒが本発明を満足せず、鋼ＡＮはＢＦが本発明を満足しなかった。鋼ＡＱ～ＡＸは、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数割合が低く、また、一部の鋼材は（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が本発明の範囲を満足しなかった。その結果、いずれも継手ＣＴＯＤ特性が劣化し、また、一部の鋼材は靱性も劣化した。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０４０～０．１６０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．００８％以下、
Ａｌ：０．０１０％以下、
Ｎ ：０．００１０～０．００８０％、
Ｏ ：０．０００５～０．００４０％、
Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、
Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、
Ｂ ：０．０００３～０．００４０％を含有し、
残部はＦｅ及び不純物元素からなり、
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、
Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、
下記式（１）及び（２）で表されるＢＦが０．００３０％以下であり、
下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が、０．３０％～０．５０％であり、
円相当直径が０．５μｍ以上であって、Ｚｒを５質量％以上、Ｂを０．１質量％以上、Ｏを１質量％以上、Ａｌ２Ｏ３を５０質量％以下含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２であり、
前記（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、Ｍｎ及びＳの両方が前記（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面の同じ領域に析出していて、前記領域の面積が前記（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表面積の５％以上の、（Ｍｎ，Ｓ）被覆（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数割合が１０％以上である、鋼材。
ＢＦ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４） …（１）
ＢＦ’＞Ｂの場合ＢＦ＝Ｂ、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合ＢＦ＝ＢＦ’、ＢＦ’＜０の場合ＢＦ＝０ …（２）
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ …（３）
ただし、式（１）、及び式（２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量であり、Ｓｏｌ．Ｚｒは、酸可溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
また、式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素が含有されない場合は０を代入する。 - 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：２．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．１５０％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼材。 - 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｈｆ：０．０１００％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の鋼材。 - 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｗ ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の鋼材。 - 前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｃａ及びＲＥＭの含有量の合計：０．０００５％以下、を含有することを特徴とする、請求項１乃至請求項４の何れか一項に記載の鋼材。 - 請求項１乃至請求項５の何れか一項に記載の鋼材の製造方法であって、
溶鋼に対して真空脱ガスを行い、真空脱ガスの開始から５分以降、かつ前記溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってから、Ｚｒを添加し、更にＺｒ添加から１．０～５．０分経過後にＢを添加する精錬工程と、
前記精錬工程後の前記溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、Ｚｒ添加から６０分以内に鋳造を開始し、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．５℃／秒以下とする連続鋳造工程と、
前記連続鋳造後の前記鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱間圧延工程と、を備えることを特徴とする鋼材の製造方法。
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