WO2012099119A1 - 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

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崇 杉谷
哲史 出浦
喜臣 岡崎
秀徳 名古
裕己 太田
正樹 島本
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Definitions

  • the present invention relates to a steel material used for a bridge, a high-rise building, a ship, and the like, and in particular, a part affected by heat when welding (hereinafter, referred to as “welding heat affected zone” or “HAZ”). .) Is related to a steel material excellent in toughness and a method for producing the same.
  • the present applicant has proposed steel materials that suppress the HAZ toughness deterioration when the high heat input welding method is employed in Patent Documents 1 to 3.
  • These steel materials are characterized in that they contain REM oxide and / or CaO and ZrO 2 as oxides that become the core of intragranular ferrite transformation. Since the oxide exists in a liquid state in molten steel, it is finely dispersed in the steel. In addition, the oxide is thermally stable, and, for example, it does not dissolve and disappear even when exposed to a high temperature of 1400 ° C. for a long time, which greatly contributes to the improvement of HAZ toughness.
  • Patent Document 4 the size and number of all oxide inclusions in steel (not limited to oxides that become the core of intragranular ferrite transformation, but all oxides) are improved in HAZ toughness.
  • the number of coarse oxides with an equivalent circle diameter of more than 5.0 ⁇ m is reduced to 5 or less, the HAZ toughness can be improved even if large heat input welding with a heat input of about 50 kJ / mm is performed. It discloses that an excellent steel material can be obtained.
  • Patent Document 4 since the number of coarse oxides is remarkably suppressed, even if welding is performed with a larger amount of heat input than the HAZ toughness evaluation method disclosed in the Example of Patent Document 1 above.
  • the HAZ toughness could be increased.
  • a heat cycle in which a temperature from 800 ° C. to 500 ° C. is cooled in 300 seconds after being held at a heating temperature of 1400 ° C. for 5 seconds (heat input condition: 1400 ° C. ⁇ 5 seconds, cooling
  • Patent Documents 5 to 7 do not use a technique in which a REM oxide and ZrO 2 are used in combination as in Patent Documents 1 to 4, but if REM is added to molten steel in which the amount of dissolved oxygen is adjusted, It is disclosed that the HAZ toughness can be improved when high heat input welding exceeding 300 kJ / cm (about 30 kJ / mm) is performed.
  • the present invention has been made by paying attention to such circumstances, and its purpose is to provide a steel material having excellent HAZ toughness even when high heat input welding is performed, in particular, with a heat input of 50 kJ / mm or more. It is in providing the manufacturing method.
  • the steel material excellent in toughness of the weld heat affected zone according to the present invention that has solved the above problems is C: 0.02 to 0.15% (meaning mass%; the same applies to the following components), Si: 0 0.5% or less (not including 0%), Mn: 2.5% or less (not including 0%), P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.02% or less ( 0% not included), Al: 0.050% or less (not including 0%), N: 0.010% or less (not including 0%), Ti: 0.005 to 0.10%, Zr: 0.0005 to 0.050%, REM: 0.0003 to 0.015%, Ca: 0.0003 to 0.010%, and O: 0.0005 to 0.010%, with the balance being iron and A steel material made of inevitable impurities.
  • the average composition is ZrO 2 : 5 to 50%
  • REM oxide (REM When represented by the symbol M, M 2 O 3 ): 5 to 50%
  • CaO 50% or less (excluding 0%) is satisfied
  • (b) of all the inclusions contained in the steel material There are 120 or more inclusions with an equivalent diameter of 0.1 to 2 ⁇ m per 1 mm 2 of the observation field area, and oxides with an equivalent circle diameter of over 3 ⁇ m are 5.0 or less per 1 mm 2 of the observation field area with an equivalent circle diameter. The number of oxides exceeding 5 ⁇ m is 5.0 or less per 1 mm 2 of the observation visual field area.
  • the steel material as another element, [1] Cu: 2% or less (not including 0%) and / or Ni: 3.5% or less (not including 0%), [2] Cr: 3% or less (not including 0%) and / or Mo: 1% or less (not including 0%), [3] Nb: 0.25% or less (not including 0%) and / or V: 0.1% or less (not including 0%), [4] B: 0.005% or less (excluding 0%) Etc. may be contained.
  • the steel of the present invention when the addition of REM to molten steel having an adjusted dissolved oxygen content Q Of the range of 0.0003 to 0.01 mass%, the addition amount Q REM of dissolved oxygen Q Of the REM of the molten steel
  • the addition amount Q REM of dissolved oxygen Q Of the REM of the molten steel When adding REM, Zr, Ti, Ca, and Al to the molten steel in which the dissolved oxygen amount Q Of is adjusted to the above range, REM and Zr are added.
  • the a-group element, Ti, Ca, and Al are b-group elements, the element can be manufactured by satisfying the following (2) and / or the following (3).
  • T1 (minutes) from the start of addition of the first element to the start of addition of the first element among the a group elements, and when the b group element is added after the addition of the a group element, the a group element
  • the time from the start of addition of the last element to the start of addition of the first element among the group b elements is t2 (minutes), and the sum of t1 and t2 is 3 minutes or more. (0 ⁇ t1, 0 ⁇ t2, where t1 and t2 are not 0.)
  • an oxide an oxide containing Zr, REM, and Ca serving as a nucleus of intragranular ⁇ transformation ( ⁇ means ferrite or a mixed structure of ferrite and bainite; the same shall apply hereinafter).
  • ⁇ means ferrite or a mixed structure of ferrite and bainite; the same shall apply hereinafter.
  • FIG. 1 shows an example of the order of addition of elements when the b group element is added before and after the addition of the a group element.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the value (Z value) on the left side of the formula (1) defined in the present invention and the number of oxides with an equivalent circle diameter exceeding 3 ⁇ m per 1 mm 2 observation field area.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the number of oxides with an equivalent circle diameter exceeding 3 ⁇ m per 1 mm 2 observation field area and absorbed energy (vE ⁇ 40 ) at ⁇ 40 ° C.
  • the present invention improves the technique using the oxide that is the nucleus of the intragranular ⁇ transformation disclosed in Patent Documents 1 to 4 above, and obtains a steel material in which the HAZ toughness does not deteriorate even when welding is performed with a larger heat input. For technology.
  • the number ratio of REM and Zr-containing inclusion I satisfying the REM / Zr molar ratio (REM / Zr) of 0.6 to 1.4 with respect to the total number of inclusions contained in the steel material is 30.
  • REM and Zr REM, Zr, Al, Ca, and Ti-containing inclusions II in which the ratio of the number of moles to the total number of moles of Al, Ca, and Ti [(REM + Zr) / (Al + Ca + Ti)] satisfies 0.5 to 1.2
  • the present inventors have found that it is very important that the number ratio is 40% or more, thereby completing the present invention.
  • the characteristic part of the present invention is (A) Increasing the number of fine inclusions with an equivalent circle diameter of 0.1 to 2 ⁇ m useful for improving HAZ toughness (120 pieces / mm 2 or more), (A) The number of oxides having an equivalent circle diameter of more than 5 ⁇ m that adversely affects the improvement of HAZ toughness is reduced (5.0 pieces / mm 2 or less), and (C) The number of oxides with an equivalent circle diameter of more than 3 ⁇ m, which was first shown to have an adverse effect on HAZ toughness improvement in the present invention, was reduced (5.0 pieces / mm 2 or less), and (d) REM and Zr satisfying a REM / Zr molar ratio (REM / Zr) of 0.6 to 1.4 with respect to the number of all inclusions contained in the steel when the composition of all inclusions included is measured.
  • REM and Zr satisfying a REM / Zr molar ratio (REM / Zr) of 0.6 to 1.4 with respect to the number of all inclusions contained in the
  • the ratio of the number of inclusions I is 30% or more, or the ratio between the total number of moles of REM and Zr and the total number of moles of Al, Ca and Ti with respect to the number of all inclusions contained in the steel material [
  • the number ratio of REM, Zr, Al, Ca and Ti-containing inclusions II satisfying (REM + Zr) / (Al + Ca + Ti)] of 0.5 to 1.2 is 40% or more.
  • the HAZ toughness can be improved even when welding is performed with a larger heat input than that of Patent Document 4. That is, in relation to the above-mentioned Patent Document 4, in addition to the above (a) and (b), the characteristic part of the present invention exists where the above (c) and (d) are defined.
  • the definition of the above (a) is different from the above-mentioned Patent Document 4, and in Patent Document 4, the fine number in the oxide is controlled for the oxide.
  • the difference is that not only the oxide but also all inclusions present in the steel material are controlled, and the fine number in the inclusions is controlled.
  • an oxide having a large equivalent circle diameter hereinafter, sometimes simply abbreviated as “particle size” (in the present invention, It has been found that the contribution of both oxides> 3 ⁇ m and oxides> 5 ⁇ m is very large. And if this large oxide is controlled so that it does not form, the inclusions of small inclusions with a particle size of 0.1-2 ⁇ m are not limited to oxides. It can be done.
  • the oxides that are the core of the intragranular ⁇ -transformation that is, the oxides containing Zr, REM, and Ca, and all the oxides contained in the steel material
  • the former is used for convenience of explanation.
  • the oxide includes a single oxide and a composite oxide in which inclusions other than the oxide (for example, sulfide, nitride, carbide, or a composite compound thereof) are combined.
  • the essential components (Zr, REM, and Ca) constituting the Zr / REM / Ca-based oxide may be particularly referred to as “intragranular ⁇ -transformation nucleation elements”.
  • the Zr / REM / Ca-based oxide means an oxide containing a Zr oxide, a REM oxide, and a Ca oxide.
  • the elements (intragranular ⁇ -transformation nucleation elements) constituting the Zr / REM / Ca-based oxide are Zr, REM, and Ca.
  • oxides such as Ti, Mn, Si, and Al It may contain forming elements and other steel components.
  • the existence form of the Zr / REM / Ca-based oxide is not particularly limited, and may be present as a single oxide containing an intragranular ⁇ -transformation nucleation element alone, or may be present as an intragranular ⁇ -transformation nucleation element. You may exist as complex oxide containing 2 or more types. Examples of the single oxide include ZrO 2 for Zr; CaO for Ca; REM for M 2 O 3 , M 3 O 5 , MO 2 and the like when REM is represented by the symbol “M”. These oxides may exist in an aggregated state, or may exist in a form in which other compounds such as sulfides and nitrides are complex-deposited on the oxides.
  • the Zr / REM / Ca-based oxide preferably further contains an oxide of Ti.
  • the oxide of Ti may exist as a single oxide (for example, Ti 2 O 3 , Ti 3 O 5 , TiO 2 ), and includes at least one of Zr, REM, and Ca-based oxides and Ti. It may exist in the form of a complex oxide.
  • the steel material of the present invention includes sulfides, nitrides, carbides, or composite compounds thereof in addition to the oxides described above, but in this specification, oxides, sulfides, Nitride, carbide, or composite compounds thereof are collectively referred to as “all inclusions”.
  • an oxide having an equivalent circle diameter of 0.1 to 2 ⁇ m is referred to as “fine oxide”, and an oxide having an equivalent circle diameter of more than 3 ⁇ m.
  • coarse oxide an oxide having an equivalent circle diameter of more than 3 ⁇ m.
  • supercoarse oxides an oxide having a circle equivalent diameter of more than 5 ⁇ m
  • an oxide having a circle equivalent diameter of more than 3 ⁇ m is defined as “coarse oxidation”. Things ".
  • the larger vE- 40 is better, and preferably vE- 40 is 150 J or more.
  • the above heat cycle may be particularly referred to as “large heat input heat history”.
  • the amount of heat input by this heat cycle is higher than the amount of heat input by the heat cycle described in Patent Document 1 or Patent Document 4, and in that sense, the “large heat input welding” of the present invention and the above Patent Document. 1 and the heat input level of “Large heat input welding” described in Patent Document 4 are different.
  • the temperature of the heat cycle is set to 1450 ° C.
  • the heat temperature of the HAZ particularly close to the weld metal (sometimes called a bond portion) exceeds 1400 ° C. and is approximately 1450 ° C. It is considered to become.
  • the steel material of the present invention has an average composition of ZrO 2 : 5 to 50% when measured as a single oxide (total of 100%) by measuring the composition of all oxide inclusions contained in the steel material, REM oxides (representing M 2 O 3 when REM is represented by the symbol M): 5 to 50%, CaO: 50% or less (excluding 0%) are satisfied. It works effectively as a nucleus. Below the lower limit of each oxide, the amount of oxide that becomes the nucleus of intragranular ⁇ -transformation at the time of welding is insufficient, and the effect of improving HAZ toughness is not exhibited. On the other hand, when the upper limit value of each oxide is exceeded, the oxide becomes coarse, the number of fine oxides that effectively act as nuclei of intragranular ⁇ transformation decreases, and the HAZ toughness improving effect is not exhibited effectively.
  • the ZrO 2 is 5% or more, preferably 8% or more, more preferably 10% or more.
  • the upper limit is 50%, the preferred upper limit is 45%, and the more preferred upper limit is 40%.
  • the oxide of the REM is 5% or more, preferably 10% or more, more preferably 13% or more.
  • the upper limit is 50%
  • the preferred upper limit is 45%
  • the more preferred upper limit is 40%.
  • the REM oxide exists in the form of M 2 O 3 , M 3 O 5 , MO 2, etc. in the steel material. It means an amount when converted into 2 O 3.
  • the above CaO effectively acts as a nucleus of intragranular ⁇ transformation, but if included excessively, the intragranular ⁇ transformation ability deteriorates. Further, if CaO is excessively contained, the nozzle used for casting is melted. Therefore, the upper limit is 50%, preferably 45% or less, more preferably 40% or less, and particularly preferably 30% or less. In order to effectively exhibit the above action, CaO is preferably contained in an amount of 3% or more. CaO is more preferably 5% or more, and still more preferably 10% or more.
  • the remaining components of the composition of all oxide inclusions are not particularly limited, and oxides of oxide forming elements (for example, SiO 2 , Al 2 O 3 , MnO, etc.) contained in the steel material of the present invention are included. Can be mentioned.
  • oxides of oxide forming elements for example, SiO 2 , Al 2 O 3 , MnO, etc.
  • the composition of all oxide inclusions contained in the steel material is the oxidation observed in the observation field by observing the surface of the steel material with, for example, an electron probe X-ray Micro-Analyzer (EPMA). It can be measured by quantitative analysis. Details of the measurement conditions will be described in the column of Examples described later.
  • EPMA electron probe X-ray Micro-Analyzer
  • the steel material of the present invention is (I) The number of fine inclusions having an equivalent circle diameter of 0.1 to 2 ⁇ m is 120 or more per 1 mm 2 of the observation visual field area. (Ii) The number of coarse oxides having an equivalent circle diameter exceeding 3 ⁇ m is 5.0 or less per 1 mm 2 of the observation visual field area, and (Iii) Super coarse oxide having an equivalent circle diameter exceeding 5 ⁇ m satisfies all of 5.0 or less per 1 mm 2 of the observation visual field area.
  • the present invention has the greatest feature when both (ii) and (iii) are defined for an oxide having a large equivalent-circle diameter (particle diameter).
  • satisfying both of the requirements (ii) and (iii) means that the number of oxides having a particle size of more than 3 ⁇ m and less than 5 ⁇ m is as small as 5.0 or less. is doing. That is, in order to ensure a very high HAZ toughness of vE ⁇ 40 ⁇ 130 J even in the case of receiving a large heat input heat history according to the present invention, the above-mentioned Patent Document 4 did not pay any attention to “particle size of 3 ⁇ m to 5 ⁇ m It is extremely important to reduce the number of oxides in the above range, and when the number of oxides in the range cannot be controlled, the present inventors consider that the HAZ toughness deteriorates due to the origin of brittle fracture. The results revealed for the first time.
  • Examples 1 to 32 are examples that satisfy all the requirements defined in the present invention. Considering the above (ii) and (iii), no. No. 1 to No. 32 having the largest number of oxides exceeding 5 ⁇ m. 5 (1.440), the number of oxides exceeding 3 ⁇ m is suppressed to 4.64, and as a result, good HAZ toughness can be secured.
  • the above No. 35 to 38, 49, 53, 54, 61 are included in the range of the above-mentioned Patent Document 4 in that they satisfy the requirement (iii), but are included in the range of the Patent Document 4. Even if it does not satisfy
  • the number of oxides of more than 3 ⁇ m and not more than 5 ⁇ m is deeply involved in achieving the desired HAZ toughness. That is, depending on the manufacturing conditions, there may be more than 5.0 oxides in a very narrow range of more than 3 ⁇ m and less than 5 ⁇ m. Even if the number of fine regions in (i) is increased, Even if the number of super coarse regions in (iii) is reduced, the desired HAZ toughness cannot be obtained only by the presence of more than 5.0 oxides in the coarse regions of more than 3 ⁇ m and 5 ⁇ m or less. It was an unexpected finding for the people.
  • the number of coarse oxides having a particle size exceeding 3 ⁇ m is set to 5.0 or less, and the number of super coarse oxides having a particle size exceeding 5 ⁇ m is set to 5.0 or less.
  • the smaller the number the better.
  • the number is preferably 3.0 or less, more preferably 2.0 or less, particularly preferably 1.0 or less, and most preferably 0.
  • the particle size is 5 ⁇ m than the coarse oxide having a particle size of more than 3 ⁇ m.
  • the number of super coarse oxides is better as it approaches the lower limit (0), and is generally preferably 1.0 or less, and is most preferably close to 0 as opposed to coarse oxides. May be close to the upper limit (5.0), and is generally preferably 4.0 or less.
  • the number of oxides with a circle equivalent diameter exceeding 3 ⁇ m and the number of oxides exceeding 5 ⁇ m are obtained by observing the cross section of the steel material with, for example, EPMA and quantitatively analyzing the component composition of inclusions observed in the observation field.
  • the inclusion having an oxygen content of 5% or more is used as an oxide, and the equivalent circle diameter of the oxide may be obtained by observing and measuring with, for example, a scanning electron microscope (SEM).
  • the number of fine inclusions having an equivalent circle diameter of 0.1 to 2 ⁇ m be 120 or more per 1 mm 2 of the observation visual field area.
  • the number of fine inclusions is 120 or more per 1 mm 2 of the observation visual field area, preferably 200 or more per 1 mm 2 , more preferably 500 or more per 1 mm 2, and still more preferably 700 or more per 1 mm 2 .
  • the number of fine inclusions having a circle equivalent diameter of 0.1 to 2 ⁇ m may be determined by observing and measuring the cross section of the steel material, for example, with an SEM.
  • inclusions having an equivalent circle diameter of less than 0.1 ⁇ m hardly contribute to the HAZ toughness improving effect by inclusion dispersion, and thus are not included in the number of inclusions.
  • the above “equivalent circle diameter” is the diameter of a circle assumed to have the same area of inclusions (including oxides), and is recognized on the SEM observation surface.
  • the steel material of the present invention when measuring the composition of all inclusions contained in the steel material, with respect to the number of all inclusions, (C-1) Number ratio of REM and Zr-containing inclusion I (hereinafter, simply referred to as inclusion I) in which the molar ratio of REM to Zr (REM / Zr) satisfies 0.6 to 1.4 Is 30% or more, (C-2) REM, Zr, wherein the ratio [(REM + Zr) / (Al + Ca + Ti)] of the total number of moles of REM and Zr to the total number of moles of Al, Ca and Ti satisfies 0.5 to
  • the requirement (c-1) above is that REM / in order to achieve desired HAZ toughness among inclusions containing REM and Zr among intragranular ⁇ -transformation nucleation elements (REM, Zr, and Ca).
  • the molar ratio of Zr and the number ratio of the inclusion I are specified.
  • the requirement (c-2) above is that the inclusions containing intragranular ⁇ -transformation nucleation elements (Zr, REM, and Ca) and other elements (Ti and Al) constituting the inclusions are desired.
  • the molar ratio of (REM + Zr) / (Al + Ca + Ti) and the number ratio of the inclusion II are specified in order to realize the HAZ toughness.
  • the toughness value of the steel material varies. That is, as defined in the above (a) and (b), by controlling the average composition of oxides and the size and particle size distribution of inclusions, the absorbed energy at ⁇ 40 ° C. even when welding with a large heat input is performed. (VE ⁇ 40 ) can achieve 100 J or more, but in addition to the above (a) and (b), the number ratio of inclusion I defined in the above (c-1) and / or the above (c-2) By controlling the number ratio of inclusions II, vE- 40 can achieve 130 J or more.
  • REM and Zr are elements that generate an oxide that becomes the nucleus of intragranular ⁇ -transformation, and the relationship between the number ratio of inclusion I to all inclusions and HAZ toughness has a good correlation.
  • the above requirement (c-1) was specified. That is, the inclusion I satisfying the REM / Zr ratio of 0.6 to 1.4 as compared with the inclusion whose REM / Zr ratio is less than 0.6 or whose REM / Zr ratio exceeds 1.4. Is excellent in the intragranular ⁇ -transformation ability, and it has been found that this contributes to further refinement of the metal structure in HAZ and improvement of HAZ toughness.
  • the absorbed energy (vE ⁇ 40 ) at ⁇ 40 ° C. can be 130 J or more even when welding is performed with a large heat input.
  • the number ratio of the inclusion I to the total number of inclusions is preferably as large as possible, preferably 40% or more, more preferably 50% or more. The greater the number ratio of the inclusion I, the better, and most preferably 100%.
  • Inclusions II in which the (REM + Zr) / (Al + Ca + Ti) ratio satisfies the above range include REM and Zr among other elements (Al, Ca, Since it is appropriately controlled in relation to Ti), intragranular ⁇ transformation is promoted, and the metal structure in HAZ is further refined, so that HAZ toughness is improved.
  • the present inventors further studied to improve the consistency between the inclusion containing REM, Zr, and Ti and the austenite phase. If the melting point of the inclusion is controlled, the intragranular ⁇ transformation is performed. The knowledge that it can control was obtained. That is, once the inclusions melt in the austenite phase during welding, the affinity between the melted inclusions and the austenite phase becomes good, and the inclusions crystallize while maintaining consistency with the surrounding austenite phase during the cooling process. Is done. As the temperature further decreases, ⁇ phase begins to form, but it is preferentially generated from inclusions with good consistency with ⁇ , and ⁇ generated from inclusions has good consistency with austenite. The ⁇ transformation is promoted, and the effect of improving the HAZ toughness due to the refinement of the crystal is enjoyed.
  • the present inventors investigated the melting point behavior of inclusions using a high-temperature laser microscope in order to find a component composition region in which the melting point of the inclusions containing REM, Zr, and Ti decreases.
  • the melting point of the inclusion containing REM, Zr, and Ti is affected by the contents of Ca and Al, and the (REM + Zr) / (Al + Ca + Ti) ratio based on the number of moles of these elements is 0.5.
  • it was in the range of -1.2 it was found that the melting point of inclusions locally decreased and the intragranular ⁇ -transformation ability increased.
  • the composition of inclusions contained in the steel material may be obtained by observing the cross section of the steel material by, for example, EPMA and quantitatively analyzing the component composition of inclusions observed in the observation field. After measuring the composition, the number ratio of the inclusion I and the number ratio of the inclusion II in the total number of inclusions may be obtained. In addition, in the steel material of this invention, the composition is quantitatively analyzed about the inclusion whose circle equivalent diameter is 0.1 micrometer or more. This is because inclusions having an equivalent circle diameter of less than 0.1 ⁇ m are too small to be quantitatively analyzed with high accuracy.
  • C 0.02 to 0.15%
  • Si 0.5% or less (not including 0%)
  • Mn 2.5% or less (not including 0%) as basic components
  • P 0.03% or less (not including 0%)
  • S 0.02% or less
  • Al 0.050% or less (not including 0%)
  • N 0.0. 010% or less (excluding 0%)
  • Ti 0.005 to 0.10%
  • Zr 0.0005 to 0.050%
  • REM 0.0003 to 0.015%
  • Ca 0.0003 Contains 0.010%.
  • the reasons for setting these ranges are as follows.
  • C is an element indispensable for securing the strength of the steel material (base material), and needs to be contained by 0.02% or more.
  • the C amount is preferably 0.04% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the C content is 0.15% or less, preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less.
  • Si is an element that has a deoxidizing action and contributes to improving the strength of the steel (base metal) by solid solution strengthening. In order to exhibit such an action effectively, Si is preferably contained in an amount of 0.01% or more. Si is preferably contained in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.1% or more. However, if the Si content exceeds 0.5%, the weldability and toughness of the steel material deteriorate, so the Si content must be suppressed to 0.5% or less. The amount of Si is preferably 0.3% or less, more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.21% or less.
  • Mn is an element that contributes to improving the strength of the steel (base material). However, if the amount of Mn exceeds 2.5%, the weldability of the steel material (base material) is deteriorated. Therefore, the amount of Mn needs to be suppressed to 2.5% or less.
  • the amount of Mn is preferably 2.30% or less, more preferably 2.0% or less. In addition, in order to exhibit the effect mentioned above effectively, it is preferable to contain Mn 0.2% or more.
  • the amount of Mn is more preferably 0.40% or more, further preferably 0.60% or more, and particularly preferably 0.8% or more.
  • P is an element that is easily segregated, and particularly segregates at the grain boundaries in the steel material to deteriorate the HAZ toughness. Therefore, the P amount needs to be suppressed to 0.03% or less.
  • the P amount is preferably 0.02% or less, more preferably 0.015% or less.
  • P is unavoidably contained in an amount of about 0.001%.
  • S is a harmful element that combines with Mn to generate sulfide (MnS) and degrades the toughness of the base metal and the ductility in the thickness direction. Further, when S is combined with REM such as La or Ce to generate REM sulfide (for example, LaS or CeS), generation of oxide of REM is inhibited, so that HAZ toughness is deteriorated. Therefore, the S amount needs to be suppressed to 0.02% or less.
  • the amount of S is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less, and still more preferably 0.006% or less. Note that S is usually unavoidably contained in an amount of about 0.0005%.
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. However, if added in excess, the oxide is reduced to form a coarse Al oxide, and the HAZ toughness deteriorates. Therefore, the Al amount must be suppressed to 0.050% or less.
  • the Al content is preferably 0.04% or less, more preferably 0.03% or less, still more preferably 0.025% or less, and particularly preferably 0.010% or less.
  • Al is usually unavoidably contained in an amount of about 0.0005%.
  • N is an element that precipitates nitrides (for example, ZrN and TiN), and the nitrides prevent the austenite grains generated in the HAZ from being coarsened during welding by the pinning effect and cause intragranular ⁇ transformation. Promotes and contributes to the improvement of HAZ toughness. As N increases, nitrides are formed to promote the refinement of austenite grains, so that it effectively works to improve the toughness of HAZ. However, when the N amount exceeds 0.010%, the solid solution N amount increases, the toughness of the base metal itself deteriorates, and the HAZ toughness also decreases. Therefore, the N amount needs to be suppressed to 0.010% or less.
  • the N amount is preferably 0.0090% or less, more preferably 0.008% or less. In addition, in order to exhibit the effect mentioned above effectively, it is preferable to contain N 0.003% or more.
  • the N amount is more preferably 0.004% or more, and further preferably 0.005% or more.
  • Ti is an element that contributes to the improvement of HAZ toughness by generating nitrides such as TiN and oxides containing Ti in the steel material. In order to exert such effects, it is necessary to contain Ti by 0.005% or more.
  • the amount of Ti is preferably 0.007% or more, more preferably 0.010% or more.
  • Ti should be suppressed to 0.10% or less.
  • the Ti content is preferably 0.07% or less, more preferably 0.06% or less.
  • Zr is an element that contributes to the improvement of HAZ toughness by generating a complex oxide containing Zr. In order to exert such an effect, it is necessary to contain 0.0005% or more.
  • the Zr amount is preferably 0.0015% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • ZrO2 coarse Zr oxide
  • the amount of Zr is suppressed to 0.050% or less.
  • the amount of Zr is preferably 0.04% or less, more preferably 0.03% or less, and still more preferably 0.01% or less.
  • REM rare earth element
  • Ca are elements necessary for generating respective oxides. By containing these oxides, it becomes easy to finely disperse the oxides, and the finely dispersed oxides become the nucleus of intragranular ⁇ transformation, which contributes to the improvement of HAZ toughness.
  • REM should be contained at 0.0003% or more, preferably 0.001% or more, more preferably 0.0020% or more. However, when REM is added excessively, solid solution REM is generated and segregates to deteriorate the toughness of the base material. Therefore, the amount of REM should be suppressed to 0.015% or less.
  • the REM amount is preferably 0.010% or less, more preferably 0.007% or less.
  • REM means a lanthanoid element (15 elements from La to Lu), Sc (scandium) and Y (yttrium). Among these elements, it is preferable to contain at least one element selected from the group consisting of La, Ce and Y, more preferably La and / or Ce.
  • Ca should be contained 0.0003% or more, preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more, and further preferably 0.001% or more.
  • Ca when Ca is added excessively, coarse Ca sulfide is generated and the toughness of the base material deteriorates.
  • CaO when Ca is added excessively, CaO is excessively generated and inclusions with a high CaO concentration are generated and deviates from the optimum inclusion composition range, so that the effect of acting as an intragranular transformation nucleus of inclusions is weakened.
  • the HAZ toughness deteriorates instead. Therefore, the Ca content is suppressed to 0.010% or less.
  • Ca is preferably 0.009% or less, more preferably 0.008% or less, and still more preferably 0.005% or less.
  • the steel material of the present invention contains the above elements as essential components, and the O (oxygen) amount is 0.0005 to 0.010%.
  • the amount of oxygen indicates the total amount of oxygen, which means the total amount of oxygen forming oxides and free oxygen dissolved in the steel material.
  • the remaining components of the steel material may be iron and inevitable impurities (for example, Mg, As, Se, etc.).
  • the steel material of the present invention is still another element, [1] Cu: 2% or less (not including 0%) and / or Ni: 3.5% or less (not including 0%), [2] Cr: 3% or less (not including 0%) and / or Mo: 1% or less (not including 0%), [3] Nb: 0.25% or less (not including 0%) and / or V: 0.1% or less (not including 0%), [4] B: 0.005% or less (excluding 0%), It is also effective to contain such elements. The reasons for setting these ranges are as follows.
  • Cu and / or Ni are both elements that contribute to increasing the strength of the steel material, and can be added alone or in combination.
  • the Cu content is preferably 2% or less.
  • the amount of Cu is more preferably 1.8% or less, still more preferably 1.5% or less.
  • the amount of Cu is more preferably 0.1% or more, and still more preferably 0.20% or more.
  • the Ni content is preferably 3.5% or less.
  • the amount of Ni is more preferably 3.0% or less, still more preferably 2.5% or less.
  • the amount of Ni is more preferably 0.1% or more, and still more preferably 0.2% or more.
  • Cr and Mo are both elements that contribute to increasing the strength of the steel material, and can be added alone or in combination.
  • the Cr content is preferably 3% or less.
  • the amount of Cr is more preferably 2% or less, still more preferably 1.0% or less.
  • the amount of Cr is more preferably 0.1% or more, and still more preferably 0.15% or more.
  • the Mo amount is preferably 1% or less.
  • the amount of Mo is more preferably 0.9% or less, and still more preferably 0.8% or less.
  • the amount of Mo is more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.15% or more.
  • Nb and V are elements having an action of precipitating as carbonitride and preventing the austenite grains from coarsening during welding and improving the HAZ toughness due to the pinning effect of the carbonitride.
  • Nb and V can be added alone or in combination.
  • the Nb content is preferably 0.25% or less.
  • the amount of Nb is more preferably 0.2% or less, still more preferably 0.15% or less. In order to effectively exhibit the effect of Nb addition, it is preferable to contain 0.002% or more.
  • the amount of Nb is more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.02% or more.
  • the V amount is preferably 0.1% or less.
  • the amount of V is more preferably 0.09% or less, still more preferably 0.08% or less.
  • V amount is more preferably 0.005% or more, and still more preferably 0.01% or more.
  • B is an element that suppresses the formation of grain boundary ferrite and improves toughness.
  • the amount of B is preferably 0.005% or less.
  • the amount of B is more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.0030% or less.
  • the amount of B is more preferably 0.0015% or more.
  • REM and Zr are group a elements
  • Ti, Ca, and Al are group b elements.
  • T1 (minutes) from the start of addition of the first element to the start of addition of the first element among the a group elements, and when the b group element is added after the addition of the a group element, the a group element
  • the time from the start of addition of the last element to the start of addition of the first element among the group b elements is t2 (minutes), and the sum of t1 and t2 is 3 minutes or more. (0 ⁇ t1, 0 ⁇ t2, where t1 and t2 are not 0.) Details will be described below.
  • the coefficient on the left side of the above formula (1) is a value based on the REM oxide generation reaction formula in the molten steel represented by the following formula (2).
  • 2REM + 3O REM 2 O 3 (2)
  • the fact that the dissolved oxygen amount Q Of and the REM addition amount Q REM of the molten steel satisfy the above formula (1) means that the REM addition amount Q REM involved in the generation of the REM oxide is set to be small. . As a result, the number of oxides of REM to be generated is reduced, and as a result, the number of coarse and super coarse oxides is reduced within the scope of the present invention, and the desired HAZ toughness is ensured. It is thought to be.
  • the Z value is set to -12.00 or less.
  • the Z value is preferably -12.25 or less, more preferably -12.50 or less, and still more preferably -12.75 or less.
  • the lower limit of the Z value is not particularly limited, but is generally about ⁇ 15 considering the amount of REM in the steel.
  • Patent Document 4 no consideration is given to the above formula (1). Therefore, there is a case that a lot of amount Q REM of REM (1) does not satisfy the relationship of expression, as (1) of the value of the left-hand side (Z value) exceeds -12.00. Further, although Patent Documents 5 to 7 described above describe adding REM to molten steel in which the dissolved oxygen amount Q Of is adjusted, the REM addition amount Q REM is determined according to the dissolved oxygen amount Q Of. The points to be added are not considered at all. In addition, in Patent Documents 5 to 7 described above, the use of REM together with Zr and Ca is not described, and therefore, as defined in the present invention, Zr, REM, and Ca having a HAZ toughness improving effect are contained. An oxide (Zr / REM / Ca-based oxide) has not been obtained in the first place.
  • the REM addition amount Q REM may be appropriately added according to the dissolved oxygen amount Q Of as described above.
  • the amount of REM added QREM is set larger than the amount of REM contained in the steel of the present invention. This is because the amount of REM added before casting is volatilized in the casting process or dispersed in the slag, and the amount of REM contained in the steel material is reduced.
  • the dissolved oxygen amount Q Of of the molten steel is in the range of 0.0003 to 0.01% by mass.
  • Dissolved oxygen means oxygen in a free state that does not form an oxide and exists in molten steel. That is, in order to manufacture the steel material of the present invention, first, as a precondition, the dissolved oxygen amount Q Of of the molten steel is adjusted to a range of 0.0003 to 0.01 mass%. If the dissolved oxygen amount Q Of of the molten steel is less than 0.0003% by mass, the dissolved oxygen amount Q Of of the molten steel is insufficient, so that a predetermined amount of Zr, REM, and Ca-based oxides serving as the nucleus of intragranular ⁇ transformation cannot be secured.
  • HAZ toughness cannot be improved.
  • the dissolved oxygen amount Q Of is set to 0.0003 mass% or more.
  • the dissolved oxygen amount Q Of is preferably 0.001% by mass or more, more preferably 0.0020% by mass or more.
  • the amount of dissolved oxygen Q Of exceeds 0.01% by mass, the amount of dissolved oxygen in the molten steel is too large. A coarse oxide or a super coarse oxide is produced to deteriorate the HAZ toughness. Therefore, the dissolved oxygen amount Q Of should be suppressed to 0.01% by mass or less.
  • the dissolved oxygen amount Q Of is preferably 0.008% by mass or less, more preferably 0.007% by mass or less.
  • the amount of dissolved oxygen Q Of in molten steel primarily refined in a converter or electric furnace usually exceeds 0.01% by mass. Therefore, in the production method of the present invention, it is necessary to adjust the dissolved oxygen amount Q Of of the molten steel to the above range by some method.
  • Examples of the method for adjusting the dissolved oxygen amount Q Of of the molten steel include a method of vacuum deoxidation using an RH type degassing refining device, a method of adding a deacidifying element such as Si, Mn, Ti, Al, and the like. Therefore, the dissolved oxygen amount Q Of may be adjusted by appropriately combining these methods. Further, the dissolved oxygen amount Q Of may be adjusted using a ladle heating type refining device or a simple molten steel processing facility instead of the RH type degassing refining device. In this case, it can not be adjusted in the dissolved oxygen content Q Of by vacuum deoxidation, the adjustment of the dissolved oxygen content Q Of may be employed a method of adding a deacidification elements such as Si. When employing a method of adding a deoxidizing element such as Si, the deoxidizing element may be added when steel is removed from the converter to the ladle.
  • the number ratio of the inclusion I is set to 30% or more as defined in the above (c-1). It is important that the addition condition of Zr satisfies the requirement (2) above. In order to make the number ratio of the inclusion II 40% or more as defined in the above (c-2), REM, It is important that the addition conditions of Zr, Ti, Ca, and Al satisfy the requirement (3). Therefore, the order of addition is only required to satisfy at least one of them, but in order to set the number ratio of inclusions I to 30% or more and the number ratio of inclusions II to 40% or more, (2 It is important to satisfy both requirements) and (3).
  • Zr When adding REM and Zr separately, Zr may be added after adding REM, or REM may be added after adding Zr. In either case, REM (or Zr) is added. It is necessary to set the interval from the addition to the addition of Zr (or REM) within 5 minutes. This interval is preferably within 4 minutes, more preferably within 3 minutes.
  • the group b elements Ti, Ca, Al
  • Ca is recommended to be added after REM and Zr.
  • Ti is preferably added to the molten steel before REM is added.
  • Ti oxide has a smaller interfacial energy with molten steel than Zr, REM, and Ca-based oxides, so adding Ti before adding Zr, REM, and Ca to the molten steel makes the Ti oxide finer. As a result, fine oxides contributing to HAZ toughness can be generated. Then, after adding Ti, Zr, REM, and Ca are added as described above to obtain a Zr / REM / Ca-based oxide that becomes the nucleus of the desired intragranular ⁇ -transformation.
  • the REM addition amount Q REM is expressed by the above formula (1) according to the dissolved oxygen amount Q Of of the molten steel, as will be described later. If REM is added so as to satisfy the above, the size and density of the oxide can be appropriately controlled.
  • Ti is added prior to REM, the dissolved oxygen in the molten steel is reduced by bonding with Ti to form an oxide, but Ti is less likely to bond with oxygen than REM, and Ti oxide is an interface with the molten steel. This is because the energy is small and it is difficult to form a coarse oxide having an equivalent circle diameter exceeding 3 ⁇ m.
  • REM and Zr are more easily bonded to oxygen than Ti, the inclusions can be generated even if Ti is added before REM and Zr.
  • the addition conditions of REM, Zr, Ti, Ca, and Al added to the molten steel with adjusted dissolved oxygen amount Q Of are appropriately controlled.
  • REM and Zr are a group elements and Ti, Ca, and Al are b group elements
  • the addition interval time of the a group element and the b group element is defined as t1 (min ), the time from the start of addition of the first element of the b group elements to the start of addition of the first element of the a group elements is defined as t1 (min ), In the case where the b group element is added after the addition of the a group element, the first element of the b group elements from the start of addition of the last element of the a group elements (the b group added first after the addition of the a group element) When the time until the start of the addition of (element) is t2 (minutes), the total of t1 and t2 needs to be 3 minutes or more.
  • the time until the start of addition of the first element among the a group elements means the time until the time when the first a group element is added. For example, when adding REM and Zr at the same time, it is the time until the simultaneous addition, and when adding REM after adding REM, REM (element added first among group a elements) is added. It means the time until the point of addition.
  • the time until the start of the addition of the last element among the group a elements means the last time when all the group a elements are added. For example, when REM and Zr are added at the same time, it is the time when they are added simultaneously. When Zr is added after REM is added, the time when Zr (the element added last among the group a elements) is added. Means the time until.
  • FIG. 1 shows an example of the order of addition of elements when the b group element is added before and after the addition of the a group element.
  • a 1 and a 2 indicate group a elements, and ⁇ indicates the start of addition of each element.
  • b 1 to b 4 represent b group elements, and ⁇ represents the start of addition of each element.
  • elements are added in the order of b 1 ⁇ b 2 ⁇ a 1 ⁇ a 2 ⁇ b 3 ⁇ b 4 , and the first element added among the a group elements is a 1 and the last of the a group elements.
  • the element to be added is a 2
  • the first element added among b group elements is b 1
  • the b group element added first after adding the a group element is b 3 .
  • the above t1 because the time from the start of addition time of the first element of the b-group element to the start of the addition time of the first element of a group element, FIG. 1, a 1 start of the addition time of the b 1
  • the time until the start of addition is t1.
  • t1 is the time from the start of addition of Al (b group element added first) to the start of addition of REM (a group element added first), and t2 is Zr. It means the time from the start of addition of (the last added a group element) to the start of addition of Ca (the first b group element added for the remaining b group elements).
  • t1 is the time from the start of addition of Al (group b element added first) to the start of addition of REM and Zr
  • t2 is from the start of addition of REM and Zr. It means the time until the start of addition of Ca (b group element added first for the remaining b group elements).
  • the total of t1 and t2 is 3 minutes or more. By setting the total of t1 and t2 to 3 minutes or more, inclusions containing REM and Zr and containing appropriate amounts of Al, Ca, and Ti can be generated.
  • the total of t1 and t2 is preferably 5 minutes or more, more preferably 7 minutes or more.
  • the upper limit of the total of t1 and t2 is not particularly limited, but if the time is too long, the productivity is lowered, so the upper limit is about 20 minutes.
  • the b group element may be added after the a group element is added, or the a group element may be added after the b group element is added. .
  • the a-group element may be added after the b-group element is added, and then the b-group element may be added.
  • the type and content of all the b group elements may be controlled before and after the addition of the a group element. For example, after adding a part of the b group element, the a group element may be added, and then the rest of the b group element may be added, or the same element may be added repeatedly before and after the a group element is added. May be.
  • the group a element and the group b element may be added simultaneously within a range satisfying the requirement (b-2), or may be added separately.
  • the number ratio of the inclusion I can be controlled to 30% or more, HAZ toughness can be improved.
  • the form of REM, Ca, Zr, Al and Ti added to the molten steel is not particularly limited.
  • REM pure La, pure Ce, pure Y, etc.
  • pure Ca, pure Zr, pure Al, pure Ti and more Is FeSi-La alloy, Fe-Si-Ce alloy, Fe-Si-Ca alloy, Fe-Si-La-Ce alloy, Fe-Ca alloy, Fe-Zr alloy, Fe-Ti alloy, Fe-Al alloy, Ni A Ca alloy or the like may be added.
  • Misch metal is a mixture of rare earth elements, and specifically contains about 40 to 50% of Ce and about 20 to 40% of La.
  • misch metal often contains Ca as an impurity, when the misch metal contains Ca, the range specified in the present invention must be satisfied.
  • the molten steel obtained by adjusting the components in this way may be continuously cast according to a conventional method to form a slab and then hot-rolled according to a conventional method.
  • the steel material of the present invention is intended for a thick steel plate having a thickness of about 3.0 mm or more.
  • test steels with the composition (mass%) shown in Tables 3 and 4 below were melted. Then, it was cast into a 150 kg ingot and cooled. Thereafter, heating and rolling were performed to produce a thick steel plate.
  • the total O content of the test steels satisfying the requirements specified in the present invention was in the range of 0.0005 to 0.010%. Yes.
  • the elements are adjusted for elements other than Ti, Zr, REM, and Ca, and at least one element selected from C, Si, Mn, and Al is used.
  • the dissolved oxygen amount Q Of of the molten steel is shown in Table 1 below.
  • Ti is in the form of an Fe—Ti alloy
  • Zr is in the form of an Fe—Zr alloy
  • REM is in the form of a misch metal containing about 25% La and about 50% Ce
  • Ca is a Ni—Ca alloy.
  • Al was added in the form of pure Al. However, no. 12, No. 4 in Table 4 below. 39 and 41 were not in the form of misch metal, but only Ce was added.
  • the component composition of all oxide inclusions was measured by the following procedure.
  • the cut surface of the sample was observed using an electron beam microprobe X-ray analyzer (EPMA; “JXA-8500F (device name)”) manufactured by JEOL Datum, and an inclusion with an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more.
  • EPMA electron beam microprobe X-ray analyzer
  • JXA-8500F device name
  • the component composition was quantitatively analyzed.
  • the observation conditions were an acceleration voltage of 20 kV, a sample current of 0.01 ⁇ A, and an analysis number of 100 or more, and the component composition at the center of the inclusion was quantitatively analyzed by wavelength dispersion spectroscopy of characteristic X-rays.
  • the analysis target elements are Si, Mn, S, Al, Ti, Zr, La, Ce, Ca, and O (oxygen), and using a known substance, the relationship between the X-ray intensity and the element concentration of each element is pre-calibrated. The amount of elements contained in the inclusions was quantified from the X-ray intensity obtained from the inclusions to be analyzed and the calibration curve.
  • inclusions having an oxygen content of 5% by mass or more were defined as oxides.
  • the oxide composition was calculated by converting the mass of each element into a single oxide from the ratio of X-ray intensity indicating the presence of these elements. .
  • mass conversion is performed as the single oxide in this way, and the average is obtained as the average composition of the oxide.
  • the average compositions of ZrO 2 , REM oxide, and CaO are shown in Tables 5 and 6 below.
  • the oxide of REM exists in the form of M 2 O 3 , M 3 O 5 , or MO 2 in the steel material, but all oxides are converted to M 2 O 3 .
  • the composition was calculated.
  • the “others” shown in Tables 5 and 6 below are oxides other than ZrO 2 , REM oxide, and CaO (for example, Al 2 O 3 , MnO, SiO 2, etc.).
  • the equivalent circle diameter was measured by SEM observation, and the number of inclusions having an equivalent circle diameter (particle diameter) of 0.1 to 2.0 ⁇ m was measured.
  • Tables 5 and 6 below show the number of measurement results converted per observation visual field area of 1 mm 2 .
  • the equivalent circle diameter of an oxide having an oxygen content of 5% by mass or more was measured by SEM observation, and the number of oxides having an equivalent circle diameter (particle diameter) exceeding 3 ⁇ m and the equivalent of the circle were measured.
  • the number of oxides having a diameter (particle diameter) exceeding 5 ⁇ m was measured. Tables 5 and 6 below show values obtained by converting the number of oxides per 1 mm 2 of the observation visual field area.
  • FIG. 2 shows the relationship between the Z value and the number of oxides with an equivalent circle diameter exceeding 3 ⁇ m per 1 mm 2 observation field area.
  • FIG. 2 shows the numbers shown in Tables 5 and 6 below. Results 1 to 32 (circles in FIG. 2) and No. Of the results of 35 to 40, 53, 54, and 61 ( ⁇ in Fig. 2), plots of Z values in the range of -12.50 to -11.50 to show the critical significance of the Z value did.
  • the molar ratio of REM to Zr is calculated, and the REM / Zr ratio is 0.6 to 1.4 with respect to the total number of inclusions.
  • the number ratio of REM and Zr containing inclusions I satisfying the above range was calculated, and the results are shown in Tables 5 and 6 below.
  • the ratio of the total number of moles of REM and Zr to the total number of moles of Al, Ca, and Ti [(REM + Zr) / ( Al + Ca + Ti)]
  • REM, Zr, Al, Ca, and Ti-containing inclusions satisfying the range of (REM + Zr) / (Al + Ca + Ti) ratio of 0.5 to 1.2 with respect to the total number of inclusions
  • the number ratio of II (number ratio of inclusion II) was calculated, and the results are shown in Tables 5 and 6 below.
  • the following welding reproduction test was performed by simulating high heat input welding.
  • a sample cut from the t / 4 position (where t is the plate thickness) of the thick steel plate was heated to 1450 ° C., held at this temperature for 5 seconds, and then given a heat cycle for cooling. .
  • the impact characteristics of the sample after cooling were evaluated by taking three V-notch Charpy test pieces in the rolling direction from the sample after applying the thermal cycle and conducting an impact test according to JIS Z2242.
  • the absorbed energy (vE ⁇ 40 ) at ⁇ 40 ° C. was measured, and the average value of three times was calculated.
  • an average value of vE- 40 of 130 J or more is regarded as acceptable (haz toughness is good).
  • Tables 5 and 6 The measurement results are shown in Tables 5 and 6 below.
  • No. 1 to 32 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention.
  • the number ratio of the inclusion I is 30% or more and / or the number ratio of the inclusion II is 40% or more with respect to the total number of inclusions. Therefore, a steel material having good HAZ toughness is obtained. It can also be seen that the higher the Si content, the better the HAZ toughness.
  • No. 33 to 64 are examples that do not meet any of the requirements defined in the present invention.
  • No. Nos. 33, 51, 52, 55 to 58, 62 and 64 are the time from the addition of REM to the addition of Zr.
  • the number ratio of inclusion I is less than 30%. Accordingly, the HAZ toughness is deteriorated.
  • No. 35 to 40, 53, 54, 61 are oxides having an equivalent circle diameter exceeding 3 ⁇ m because the balance between the dissolved oxygen amount Q Of of the molten steel and the addition amount Q REM of the REM does not satisfy the above formula (1).
  • an oxide having an equivalent circle diameter of more than 3 ⁇ m and not more than 5 ⁇ m is generated. Accordingly, the HAZ toughness is deteriorated.
  • No. 41 because the amount of oxide of REM when the composition of all oxide inclusions contained in the steel material is measured and converted into a single oxide by mass is less than the range defined in the present invention, The oxide amount serving as the nucleus of transformation is insufficient, and the HAZ toughness is deteriorated.
  • the amount of REM contained in the steel material is large, and the amount of REM oxide when the composition of all oxide inclusions contained in the steel material is measured and converted into a single oxide by mass exceeds the range specified in the present invention. Therefore, the oxide becomes coarse, the number of fine oxides acting as nuclei for intragranular ⁇ transformation decreases, and the HAZ toughness improving effect is not exhibited.
  • No. No. 43 has too little Zr contained in the steel material, so the amount of ZrO 2 in the composition of all oxide inclusions is reduced, and the amount of Zr, REM, and Ca oxides that are the core of intragranular ⁇ transformation is reduced. It is thought that. Therefore, the HAZ toughness is deteriorated.
  • FIG. 3 shows the relationship between the number of oxides with an equivalent circle diameter exceeding 3 ⁇ m per 1 mm 2 observation field area and the absorbed energy (vE ⁇ 40 ) at ⁇ 40 ° C.
  • the numbers shown in Tables 5 and 6 below are shown.
  • the results of 1 to 32 are indicated by ⁇ and No.
  • the results of 35 to 40, 49, 53, 54 and 61 are indicated by ⁇ .
  • the steel material of the present invention is excellent in HAZ toughness even when the high heat input welding method is performed, and can be used for bridges, high-rise buildings, ships and the like.

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Abstract

　本発明の鋼材は、（ａ）全酸化物系介在物の組成を測定して単独酸化物に質量換算したとき、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、（ｂ）全介在物のうち、円相当直径が０．１～２μｍの介在物が１２０個／ｍｍ２以上、３μｍ超の酸化物が５．０個／ｍｍ２以下、５μｍ超の酸化物が５．０個／ｍｍ２以下であり、全介在物の組成を測定したとき、全介在物の個数に対して、（ｃ－１）ＲＥＭとＺｒのモル比が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（ｃ－２）ＲＥＭとＺｒの合計モル数と、ＡｌとＣａとＴｉの合計モル数との比が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％以上を満足する。それにより、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靱性に優れるようになる。

Description

溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法
　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」ということがある。）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、サブマージアーク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。
　また本出願人は、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、特許文献４に記載の発明を先に提案した。特許文献４では、鋼材中の全酸化物系介在物（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。このように特許文献４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。具体的には、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、特許文献４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。
　一方、特許文献５～７には、上記特許文献１～４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。
日本国特開２００７－１００２１３号公報 日本国特開２００７－２４７００４号公報 日本国特開２００７－２４７００５号公報 日本国特開２００９－１９７２６７号公報 日本国特開２００３－２２１６４３号公報 日本国特開２００３－２８６５４０号公報 日本国特開２００２－３６３６８７号公報
　溶接作業効率の更なる向上要求は必至であり、これに伴い溶接入熱量も増大する。これまで、あまり検討されていない５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱の条件でも優れた性能を発揮する鋼材が望まれている。本発明はこのよう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：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５～０．１０％、Ｚｒ：０．０００５～０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０１５％、Ｃａ：０．０００３～０．０１０％、および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る。そして、（ａ）前記鋼材に含まれる全酸化物系介在物の組成を測定して単独酸化物に質量換算したとき、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、（ｂ）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個以上で、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、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、（ｃ－１）前記鋼材に含まれる全介在物の組成を測定したとき、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（ｃ－２）前記鋼材に含まれる全介在物の組成を測定したとき、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％以上である点に要旨を有している。
　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、溶存酸素量ＱＯｆを０．０００３～０．０１質量％の範囲に調整した溶鋼にＲＥＭを添加するにあたり、前記溶鋼の溶存酸素量ＱＯｆとＲＥＭの添加量ＱＲＥＭが下記（１）式を満足する量のＲＥＭを添加すると共に、上記範囲に溶存酸素量ＱＯｆを調整した溶鋼に、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌを添加するにあたり、ＲＥＭおよびＺｒをａ群元素、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌをｂ群元素としたとき、各元素の添加条件が下記（２）および／または下記（３）を満足することによって製造できる。
　　２ｌｏｇＱＲＥＭ＋３ｌｏｇＱＯｆ≦－１２．００ ・・・（１）
（２）前記ａ群元素について、ＲＥＭとＺｒを同時に添加するか、またはＲＥＭとＺｒのうち一方の元素を添加してから５分以内に他方の元素を添加する。
（３）前記ａ群元素の添加前および／または添加後に前記ｂ群元素を添加することとし、前記ａ群元素の添加前に前記ｂ群元素を添加する場合について、前記ｂ群元素のうち最初の元素の添加開始時点から前記ａ群元素のうち最初の元素の添加開始時点までの時間をｔ１（分）、前記ａ群元素の添加後に前記ｂ群元素を添加する場合について、前記ａ群元素のうち最後の元素の添加開始時点から前記ｂ群元素のうち最初の元素の添加開始時点までの時間をｔ２（分）とし、前記ｔ１と前記ｔ２の合計を３分以上とする。（０≦ｔ１、０≦ｔ２、但し、ｔ１およびｔ２は０ではない。）
　本発明によれば、粒内α変態（αはフェライト、或いはフェライトおよびベイナイトの混合組織を意味する。以下同じ。）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）、並びに全介在物の個数に対して所定の元素を特定の関係で含有する介在物の個数割合が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おり、しかも全介在物の個数に対して、ＲＥＭとＺｒのモル比が所定の関係を満足するＲＥＭおよびＺｒ含有介在物Ｉの個数割合および／またはＲＥＭとＺｒの合計モル数と、ＡｌとＣａとＴｉの合計モル数との比が特定の関係を満足するＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｃａ、およびＴｉ含有介在物ＩＩの個数割合を所定量以上としているため、上記特許文献４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ってもＨＡＺ靱性を高めることができる。
図１は、ａ群元素の添加前後においてｂ群元素を添加したときの元素の添加順の一例を示している。 図２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３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。
　本発明は、上記特許文献１～４に開示された粒内α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４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、特許文献４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には、特許文献４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、特許文献４を含め従来で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、および鋼材に含まれる全介在物の組成を測定したとき、鋼材に含まれる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、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（５．０個／ｍｍ２以下）、並びに
（エ）鋼材に含まれる全介在物の組成を測定したとき、鋼材に含まれる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、鋼材に含まれる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％以上であるところにある。 
　このような特徴部分を備えることによって、上記特許文献４よりも一層大きな入熱量で溶接を行ってもＨＡＺ靱性を改善できる。即ち、上記特許文献４との関係で言えば、上記（ア）および（イ）に加え、上記（ウ）および（エ）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）の規定は上記特許文献４とは異なっており、特許文献４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、粒径０．１～２μｍの小さい介在物については、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、上記特許文献４や前述した特許文献５～７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ＱＯｆに応じてＲＥＭの添加量ＱＲＥＭ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ＱＯｆに応じて、下記（１）式を満足する量のＲＥＭ（ＱＲＥＭ）を添加する。これにより、所望とするＨＡＺ靱性の実現に悪影響を及ぼす粒径が大きい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。
　　２ｌｏｇＱＲＥＭ＋３ｌｏｇＱＯｆ≦－１２．００ ・・・（１） 
　更に、上記（エ）の要件うち、上記介在物Ｉの個数割合についての要件を具備させるには、ＲＥＭとＺｒの添加順序、およびこれらの元素の添加間隔時間に留意する必要があり、溶存酸素量ＱＯｆを調整した溶鋼にＲＥＭを添加するにあたり、ＲＥＭとＺｒを同時に添加するか、またはＲＥＭとＺｒのうち一方の元素を添加してから他方の元素を添加するまでの時間を５分以内に制御することが重要であることが明らかとなった。
　また、上記（エ）の要件うち、上記介在物ＩＩの個数割合についての要件を具備させるには、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌの添加条件を適切に制御することが重要であることが明らかとなった。詳細には、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌをａ群（ＲＥＭおよびＺｒ）とｂ群（Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌ）に分けたときの各群の添加順序、および群同士の添加間隔時間に留意する必要がある。
　上記（エ）の要件の技術的意義についても詳細は後述する。
　本明細書では、粒内α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「全酸化物系介在物」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α変態核生成元素」と呼ぶ場合がある。
　ここで、粒内α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α変態核生成元素）は、Ｚｒ、ＲＥＭ、および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α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α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α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、Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物の少なくとも一種とＴｉとを含む複合酸化物の形態で存在していても良い。
　また、本発明の鋼材には、上記の酸化物以外に硫化物、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系介在物のうち、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、上記特許文献４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（入熱条件：１４５０℃×５秒、冷却時間Ｔｃ＝４００秒）、－４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ－４０）が１３０Ｊ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１５０Ｊ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、上記特許文献１や特許文献４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、上記特許文献１や特許文献４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、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）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系介在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、ＺｒＯ２：５～５０％、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α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α変態の核となる酸化物の量が不足し、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α変態の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、本発明では、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α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α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％とし、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下、特に好ましくは３０％以下とする。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。ＣａＯは、より好ましくは５％以上、更に好ましくは１０％以上とする。
　なお、全酸化物系介在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、Ａｌ２Ｏ３、ＭｎＯなど）が挙げられる。
　上記鋼材に含まれる全酸化物系介在物の組成は、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できる。測定条件の詳細は、後記する実施例の欄で説明する。
［（ｂ）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、
（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個以下で、且つ、
（ｉｉｉ）円相当直径で５μｍを超える超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≧１３０Ｊと非常に高いＨＡＺ靱性を確保するには、上記特許文献４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り、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、実施例の下記表５、表６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。 
　下記表５のＮｏ．１～３２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、Ｎｏ．１～３２のうち５μｍ超の酸化物数が最も多いＮｏ．５（１．４４０個）でも３μｍ超の酸化物数は４．６４個に抑えられており、その結果、良好なＨＡＺ靱性を確保できている。 
　一方、下記表６のＮｏ．３５～３８、４９、５３、５４、６１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０．４４０～２．２５０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、５．７１～１０．６５個と増加しており、その結果、所望のＨＡＺ靱性が得られなかった。
　ここで、上記Ｎｏ．３５～３８、４９、５３、５４、６１は、上記（ｉｉｉ）の要件を満足するという点において上記特許文献４の範囲に含まれるものであるが、特許文献４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）の要件から、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したとしても、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抑えられると考えられる。
　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３．０個以下、より好ましくは２．０個以下、特に好ましくは１．０個以下、最も好ましくは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１．０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４．０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、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、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察して測定して求めればよい。
　以上、本発明を特徴付ける上記（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７００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、ＳＥＭ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、ＳＥＭ観察面上で認められるものである。
［（ｃ）ＲＥＭ／Ｚｒ比が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、および（ＲＥＭ＋Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｔｉ）比が０．５～１．２を満足するＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｃａ、およびＴｉ含有介在物ＩＩの個数割合について］
　本発明の鋼材は、全介在物の個数と大きさが適切に調整されているのに加えて、鋼材に含まれる全介在物の組成を測定したとき、全介在物の個数に対して、
（ｃ－１）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（以下、単に、介在物Ｉということがある）の個数割合が３０％以上であるか、
（ｃ－２）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（以下、単に、介在物ＩＩということがある）の個数割合が４０％以上であることにより、ＨＡＺ靱性が一層高められるようになる。
　上記（ｃ－１）および（ｃ－２）の要件は、少なくともいずれか一方を満足していればよく、勿論両方を満足していてもよい。
　上記（ｃ－１）の要件は、粒内α変態核生成元素（ＲＥＭ、Ｚｒ、およびＣａ）のうち、ＲＥＭおよびＺｒを含有する介在物について、所望とするＨＡＺ靱性を実現するためのＲＥＭ／Ｚｒのモル比および上記介在物Ｉの個数割合を特定したものである。一方、上記（ｃ－２）の要件は、粒内α変態核生成元素（Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａ）、および介在物を構成する他の元素（ＴｉおよびＡｌ）を含有する介在物について、所望とするＨＡＺ靱性を実現するための（ＲＥＭ＋Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｔｉ）のモル比および上記介在物ＩＩの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、上記（ａ）、（ｂ）の要件がほぼ同じであっても鋼材の靱性値にバラツキが生じることが判明した。つまり、上記（ａ）、（ｂ）で規定するように、酸化物の平均組成および介在物の大きさと粒度分布を制御することによって、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以上を達成できるが、上記（ａ）、（ｂ）に加えて上記（ｃ－１）で規定する介在物Ｉの個数割合および／または上記（ｃ－２）で規定する介在物ＩＩの個数割合を制御することによって、ｖＥ―４０は１３０Ｊ以上を達成できる。
　上記（ｃ－１）について、例えば、下記表５に示すＮｏ．２と下記表６に示すＮｏ．３３は、上述した（ｂ）の全介在物の粒度分布はおおむね同じであるにもかかわらず、－４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ―４０）には４２Ｊ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、介在物を構成するＲＥＭおよびＺｒについて、Ｚｒに対するＲＥＭのモル比（ＲＥＭ／Ｚｒ）が０．６～１．４を満足する介在物Ｉの全介在物に対する個数割合が３０％以上に制御されたもの（上記Ｎｏ．２）は、粒内α変態能に優れており、ＨＡＺ靱性が良好であるが、上記比を満足する介在物Ｉの個数割合が３０％未満のもの（上記Ｎｏ．３３）では所望のＨＡＺ靱性を確保できないことが分かった。ＲＥＭとＺｒは、粒内α変態の核となる酸化物を生成させる元素であり、全介在物に対する上記介在物Ｉの個数割合と、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（ｃ－１）の要件を規定した。即ち、ＲＥＭ／Ｚｒ比が０．６を下回るか、ＲＥＭ／Ｚｒ比が１．４を超える介在物に比べると、ＲＥＭ／Ｚｒ比が０．６～１．４を満足している介在物Ｉは、粒内α変態能に優れているため、ＨＡＺにおける金属組織を一段と微細化し、ＨＡＺ靱性を向上するのに寄与することが分かった。
　そして、全介在物の個数に対する上記介在物Ｉの個数割合を３０％以上とすることによって、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１３０Ｊ以上を達成できる。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、好ましくは４０％以上、より好ましくは５０％以上である。上記介在物Ｉの個数割合は多いほどよく、最も好ましくは１００％である。
　上記（ｃ－２）についても上記（ｃ－１）と同様であり、例えば、下記表５に示すＮｏ．１７と下記表６に示すＮｏ．５１は、上述した（ｂ）の全介在物の粒度分布はおおむね同じであるにもかかわらず、－４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ―４０）には３６Ｊ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、介在物を構成するＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌについて、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を満足する介在物ＩＩの全介在物に対する個数割合が４０％以上に制御されたもの（上記Ｎｏ．１７）は、粒内α変態が促進され、ＨＡＺ靱性が良好になるが、上記比を満足する介在物ＩＩの個数割合が４０％未満のもの（上記Ｎｏ．５１）では所望のＨＡＺ靱性を確保できないことが分かった。
　（ＲＥＭ＋Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｔｉ）比が上記範囲を満足している介在物ＩＩは、粒内α変態の核となる元素のうちＲＥＭとＺｒが、介在物を構成する他の元素（Ａｌ、Ｃａ、Ｔｉ）との関係で適切に制御されているため、粒内α変態が促進され、ＨＡＺにおける金属組織が一段と微細化するため、ＨＡＺ靱性が向上する。
　即ち、鋼中に分散している介在物の成分組成とＨＡＺ靱性との関係について検討したところ、ＨＡＺにおいて粒内αを生成させることによって金属組織を微細化するには、粒内α変態の核となる介在物自体が、α相と良好な整合性を有していなければならない。α相との整合性が良好な介在物としては、ＲＥＭとＺｒに加えてＴｉを含有する介在物が有効であることが本発明者らの実験により明らかになった。しかしＲＥＭ、Ｚｒ、およびＴｉを含有する介在物を起点として生成した粒内αが、その後のオーステナイト相中で成長するには、ＲＥＭ、Ｚｒ、およびＴｉを含有する介在物自体とオーステナイト相との整合性も良好であることが望まれる。そこで本発明者らは、ＲＥＭ、Ｚｒ、およびＴｉを含有する介在物と、オーステナイト相との整合性を改善するために更に検討したところ、介在物の融点を制御してやれば、粒内α変態を制御できるとの知見が得られた。即ち、溶接時に、介在物がオーステナイト相中で一旦溶融すれば、溶融した介在物とオーステナイト相との親和性が良好となり、冷却過程において介在物は周囲のオーステナイト相と整合性を保ちつつ結晶化される。更に温度が低下するとα相が生成し始めるが、それはαとの整合性が良好な介在物から優先的に生成し、介在物から生成したαはオーステナイトとも整合性が良好であるため、粒内α変態が促進され、結晶の微細化によるＨＡＺ靱性の向上効果が享受される。
　そこで本発明者らは、ＲＥＭ、Ｚｒ、およびＴｉを含有する介在物について、融点が低くなる成分組成領域を見出すために、高温レーザー顕微鏡を用いて介在物の融点挙動を調査した。その結果、ＲＥＭ、Ｚｒ、およびＴｉを含有する介在物の融点は、ＣａとＡｌの含有量に影響を受け、これらの元素のモル数換算に基づく（ＲＥＭ＋Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｔｉ）比が０．５～１．２の範囲である場合には、介在物の融点が局所的に低下し、粒内α変態能が高まることが判明した。
　即ち、（ＲＥＭ＋Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｔｉ）比が０．５を下回るか、（ＲＥＭ＋Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｔｉ）比が１．２を超える介在物に比べると、（ＲＥＭ＋Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｔｉ）が０．５～１．２を満足している介在物ＩＩは、粒内α変態能に優れているため、ＨＡＺにおける金属組織を一段と微細化し、ＨＡＺ靱性を向上するのに寄与することが分かった。
　上記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上記介在物Ｉの個数割合および上記介在物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、小さ過ぎて精度良く定量分析できないからである。
　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：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５～０．１０％、Ｚｒ：０．０００５～０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０１５％、およびＣａ：０．０００３～０．０１０％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、より好ましくは０．０５％以上とする。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０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下とする。
　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０．０５％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Ｓｉ量が０．５％を超えると、鋼材の溶接性や靱性が劣化するため、Ｓｉ量は０．５％以下に抑える必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２１％以下とする。
　Ｍｎは、鋼材（母材）の強度向上に寄与する元素である。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２．３０％以下、より好ましくは２．０％以下とする。なお、上述した効果を有効に発揮させるには、Ｍｎは、０．２％以上含有させることが好ましい。Ｍｎ量は、より好ましくは０．４０％以上、更に好ましくは０．６０％以上、特に好ましくは０．８％以上とする。
　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％以下とする。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など）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０．０１０％以下、更に好ましくは０．００６％以下とする。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０．０５０％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０．０１０％以下とする。なお、Ａｌは、通常、不可避的に０．０００５％程度含有している。
　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粒内α変態を促進し、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する。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０．００９０％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。なお、上述した効果を有効に発揮させるには、Ｎは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％以上とする。 
　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０．０１０％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％以下とする。
　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。こうした作用を発揮させるには、０．０００５％以上含有させる必要がある。Ｚｒ量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上とする。しかしＺｒを過剰に添加すると、粗大なＺｒ酸化物（例えば、ＺｒＯ2）が多く生成してＨＡＺ靱性が劣化する。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％以下とする。
　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α変態の核となるため、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０．００２０％以上とする。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０．０１０％以下、より好ましくは０．００７％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％以上とする。しかしＣａを過剰に添加すると、粗大なＣａ硫化物が生成して母材の靱性が劣化する。また、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、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下とする。
　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。ここで酸素量は、トータル酸素量を示し、酸化物を形成している酸素と鋼材中に固溶しているフリー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、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％以下とする。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０．２０％以上とする。
　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３．０％以下、更に好ましくは２．５％以下とする。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％以上とする。
《［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１．０％以下とする。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％以上とする。
　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％以上とする。
《［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％以下とする。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０．０１０％以上、更に好ましくは０．０２％以上とする。 
　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％以下とする。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％以上とする。
《［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、更に好ましくは０．００３０％以下とする。なお、Ｂ添加による作用を有効に発揮させるには、０．００１％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％以上とする。
　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造方法について説明する。 
　本発明の鋼材を製造するには、
（１）溶存酸素量ＱＯｆを０．０００３～０．０１質量％の範囲に調整した溶鋼にＲＥＭを添加するにあたり、前記溶鋼の溶存酸素量ＱＯｆとＲＥＭの添加量ＱＲＥＭが下記（１）式を満足する量のＲＥＭを添加する必要がある。
　　２ｌｏｇＱＲＥＭ＋３ｌｏｇＱＯｆ≦－１２．００ ・・・（１） 
　また、上記範囲に溶存酸素量ＱＯｆを調整した溶鋼に、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌを添加するにあたり、ＲＥＭおよびＺｒをａ群元素、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌをｂ群元素としたとき、各元素の添加条件が下記（２）および／または下記（３）を満足することも重要である。
（２）前記ａ群元素について、ＲＥＭとＺｒを同時に添加するか、またはＲＥＭとＺｒのうち一方の元素を添加してから５分以内に他方の元素を添加する。
（３）前記ａ群元素の添加前および／または添加後に前記ｂ群元素を添加することとし、前記ａ群元素の添加前に前記ｂ群元素を添加する場合について、前記ｂ群元素のうち最初の元素の添加開始時点から前記ａ群元素のうち最初の元素の添加開始時点までの時間をｔ１（分）、前記ａ群元素の添加後に前記ｂ群元素を添加する場合について、前記ａ群元素のうち最後の元素の添加開始時点から前記ｂ群元素のうち最初の元素の添加開始時点までの時間をｔ２（分）とし、前記ｔ１と前記ｔ２の合計を３分以上とする。（０≦ｔ１、０≦ｔ２、但し、ｔ１およびｔ２は０ではない。） 
　以下、詳細に説明する。 
［（１）溶鋼の溶存酸素量とＲＥＭの添加量との関係について］ 
　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ＱＯｆに応じてＲＥＭの添加量ＱＲＥＭを適切に添加すれば所望のＨＡＺ靱性を確保できる（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におけるＲＥＭの酸化物の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ＱＯｆとＲＥＭの添加量ＱＲＥＭが上記（１）式を満足するということは、ＲＥＭの酸化物の生成に関与するＲＥＭの添加量ＱＲＥＭを少なく設定したことを意味する。その結果、生成するＲＥＭの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ＱＯｆとＲＥＭの添加量ＱＲＥＭのバランスが悪くなり、ＲＥＭの添加量ＱＲＥＭが多くなって粗大なＲＥＭの酸化物が生成する。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－１２．２５以下、より好ましくは－１２．５０以下、更に好ましくは－１２．７５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、上記特許文献４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ＱＲＥＭを多くしている場合があった。また、前述した特許文献５～７には、溶存酸素量ＱＯｆ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ＱＲＥＭを溶存酸素量ＱＯｆ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５～７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（Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物）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ＱＲＥＭと溶存酸素量ＱＯｆについて説明する。
　まず、上記ＲＥＭの添加量ＱＲＥＭは、上記の通り、溶存酸素量ＱＯｆに応じて適宜添加すれば良い。なお、ＲＥＭの添加量ＱＲＥＭ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ＱＯｆは０．０００３～０．０１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ＱＯｆを０．０００３～０．０１質量％の範囲に調整する。溶鋼の溶存酸素量ＱＯｆが０．０００３質量％未満では、溶鋼の溶存酸素量ＱＯｆが不足するため、粒内α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ＱＯｆ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ＱＯｆは、０．０００３質量％以上とする。上記溶存酸素量ＱＯｆは、好ましくは０．００１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ＱＯｆが０．０１質量％を超えると、溶鋼の溶存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、粗大な酸化物や超粗大な酸化物を生成してＨＡＺ靱性を却って劣化させる。従って上記溶存酸素量ＱＯｆは０．０１質量％以下に抑えるべきである。上記溶存酸素量ＱＯｆ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ＱＯｆは、通常０．０１質量％を超えている。そこで本発明の製造方法では、溶鋼の溶存酸素量ＱＯｆを何らかの方法で上記範囲に調整する必要がある。
　溶鋼の溶存酸素量ＱＯｆ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ＱＯｆ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ＱＯｆを調整しても良い。この場合、真空脱酸による溶存酸素量ＱＯｆの調整はできないため、溶存酸素量ＱＯｆ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。
［（２、３）ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌの添加順序について］
　上記のように溶鋼の溶存酸素量ＱＯｆを上記範囲に調整した後は、上記介在物Ｉの個数割合を前述した（ｃ－１）に規定するように３０％以上とするには、ＲＥＭとＺｒの添加条件が上記（２）の要件を満足することが重要であり、上記介在物ＩＩの個数割合を前述した（ｃ－２）に規定するように４０％以上とするには、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌの添加条件が上記（３）の要件を満足することが重要である。従って、添加順序は少なくともいずれか一方を満足していれば良いが、上記介在物Ｉの個数割合を３０％以上とし、上記介在物ＩＩの個数割合を４０％以上とするには、上記（２）と（３）の要件を両方満足することが重要である。
［（２）ＲＥＭとＺｒの添加順序について］
　（２）では、ａ群元素（ＲＥＭ、Ｚｒ）の添加順序のみを規定したものであり、これにより介在物Ｉの個数割合を調整できる。
　全介在物の個数に対する上記介在物Ｉの個数割合を増加させるには、溶存酸素量ＱＯｆを調整した溶鋼に対して、ＲＥＭとＺｒを同時、またはほぼ同時（５分間以内）に添加する必要がある。
　ＲＥＭとＺｒを別々に添加する場合は、ＲＥＭを添加してからＺｒを添加してもよいし、Ｚｒを添加してからＲＥＭを添加してもよく、いずれの場合でもＲＥＭ（またはＺｒ）を添加してからＺｒ（またはＲＥＭ）を添加するまでの間隔を５分間以内とすることが必要である。この間隔は、好ましくは４分間以内であり、より好ましくは３分間以内である。
　なお、Ｚｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物によるＨＡＺ靱性の更なる向上を目的として、ｂ群元素（Ｔｉ、Ｃａ、Ａｌ）の添加順序にも留意することが好ましい。例えば、Ｃａは、ＲＥＭおよびＺｒの後に添加することが推奨される。
　また、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、例えば、Ｔｉは、ＲＥＭを添加する前に溶鋼に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を上記のように添加することで、所望とする粒内α変態の核となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物が得られる。 
　溶存酸素量ＱＯｆ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ＱＯｆに応じてＲＥＭの添加量ＱＲＥＭ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。また、ＴｉよりもＲＥＭおよびＺｒの方が、酸素と結合しやすいため、ＲＥＭおよびＺｒよりＴｉを先に添加しても上記介在物を生成させることができる。
［（３）ａ群元素（ＲＥＭ、Ｚｒ）とｂ群元素（Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌ）の添加順序について］
　（３）はａ群元素とｂ群元素の添加条件を規定したものであり、これにより介在物ＩＩの個数割合を調整できる。
　全介在物の個数に対する上記介在物ＩＩの個数割合を増加させるには、溶存酸素量ＱＯｆを調整した溶鋼に対して添加するＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌの添加条件を適切に制御する必要がある。具体的には、ＲＥＭおよびＺｒをａ群元素、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌをｂ群元素としたとき、ａ群元素の添加前および／または添加後にｂ群元素を添加する必要がある。即ち、ａ群元素とｂ群元素は同時に添加せず、時間差を付けて添加する必要がある。
　また、上記ａ群元素と上記ｂ群元素の添加間隔時間を適切に制御する必要がある。即ち、ａ群元素の添加前にｂ群元素を添加する場合について、ｂ群元素のうち最初の元素の添加開始時点からａ群元素のうち最初の元素の添加開始時点までの時間をｔ１（分）、ａ群元素の添加後にｂ群元素を添加する場合について、ａ群元素のうち最後の元素の添加開始時点からｂ群元素のうち最初の元素（ａ群元素添加後に最初に添加するｂ群元素）の添加開始時点までの時間をｔ２（分）としたとき、ｔ１とｔ２の合計を３分以上とする必要がある。
　上記ｔ１を算出するにあたり、ａ群元素のうち最初の元素の添加開始時点までの時間とは、第１のａ群元素を添加する時点までの時間を意味する。例えば、ＲＥＭとＺｒを同時に添加する場合は、同時添加する時点までの時間であるし、ＲＥＭを添加してからＺｒを添加する場合は、ＲＥＭ（ａ群元素のうち最初に添加した元素）を添加する時点までの時間を意味する。
　また、上記ｔ２を算出するにあたり、ａ群元素のうち最後の元素の添加開始時点までの時間とは、全てのａ群元素を添加する最後の時点を意味する。例えば、ＲＥＭとＺｒを同時に添加する場合は、同時添加する時点であるし、ＲＥＭを添加してからＺｒを添加する場合は、Ｚｒ（ａ群元素のうち最後に添加した元素）を添加する時点までの時間を意味する。
　ここで、上記ａ群元素と上記ｂ群元素の添加間隔時間と、上記ａ群元素とｂ群元素の添加順序について、図面を用いて説明する。図１は、ａ群元素の添加前後においてｂ群元素を添加したときの元素の添加順の一例を示している。図１において、ａ１とａ２はａ群元素を示しており、◆は夫々の元素の添加開始時点を示している。また、ｂ１～ｂ４はｂ群元素を示しており、●は夫々の元素の添加開始時点を示している。
　図１では、ｂ１→ｂ２→ａ１→ａ２→ｂ３→ｂ４の順に元素を添加しており、ａ群元素のうち最初に添加する元素がａ１、ａ群元素のうち最後に添加する元素がａ２、ｂ群元素のうち最初に添加する元素がｂ１、ａ群元素を添加してから最初に添加するｂ群元素がｂ３である。上記ｔ１とは、ｂ群元素のうち最初の元素の添加開始時点からａ群元素のうち最初の元素の添加開始時点までの時間であるから、図１では、ｂ１の添加開始時点からａ１の添加開始時点までの時間がｔ１となる。また、上記ｔ２とは、ａ群元素のうち最後の元素の添加開始時点からｂ群元素のうち最初の元素の添加開始時点までの時間であるから、図１では、ａ２の添加開始時点からｂ３の添加開始時点までの時間がｔ２となる。
　図１において、ａ群元素を同時に添加する場合は、ａ１とａ２を同時に添加すればよく、この場合は、ａ群元素のうち最初の元素の添加開始時点とａ群元素のうち最後の元素の添加開始時点が同じになる。
　上記ａ群元素と上記ｂ群元素の添加間隔時間について、具体例を挙げてより詳細に説明する。
　まず、第１の例として、Ａｌ→Ｔｉ→ＲＥＭ→Ｚｒ→Ｃａの順で添加する場合について説明する。この場合は、上記ｔ１とは、Ａｌ（最初に添加するｂ群元素）の添加開始時点からＲＥＭ（最初に添加するａ群元素）の添加開始時点までの時間であり、上記ｔ２とは、Ｚｒ（最後に添加したａ群元素）の添加開始時点からＣａ（残りのｂ群元素について最初に添加するｂ群元素）の添加開始時点までの時間を意味している。
　また、第２の例として、Ａｌ→Ｔｉ→ＲＥＭとＺｒを同時→Ｃａの順で添加する場合について説明する。この場合は、上記ｔ１とは、Ａｌ（最初に添加するｂ群元素）の添加開始時点からＲＥＭとＺｒの添加開始時点までの時間であり、上記ｔ２とは、ＲＥＭとＺｒの添加開始時点からＣａ（残りのｂ群元素について最初に添加するｂ群元素）の添加開始時点までの時間を意味している。
　上記ｔ１とｔ２の合計は、３分以上とする。ｔ１とｔ２の合計を３分以上とすることによって、ＲＥＭとＺｒを含み、適量のＡｌ、Ｃａ、およびＴｉを含有する介在物を生成させることができる。上記ｔ１とｔ２の合計は、５分以上とすることが好ましく、より好ましくは７分以上である。ｔ１とｔ２の合計の上限は特に限定されないが、時間が長過ぎると生産性が低下するため、上限は概ね２０分程度である。
　なお、ｂ群元素を添加する前にａ群元素を添加しない場合や、ｂ群元素を添加した後にａ群元素を添加しない場合は、ｔ１またはｔ２を０分として計算すればよい。但し、ｔ１＝ｔ２＝０は除く。
　上記ａ群元素とｂ群元素の添加順序については、ａ群元素を添加してからｂ群元素を添加してもよいし、ｂ群元素を添加してからａ群元素を添加してもよい。また、ｂ群元素を添加してからａ群元素を添加し、次いでｂ群元素を添加してもよい。ａ群元素を添加する前後の両方でｂ群元素を添加する場合は、ａ群元素の添加前後ですべてのｂ群元素の種類および含有量が制御されていればよい。例えば、ｂ群元素の一部を添加した後、ａ群元素を添加し、次いでｂ群元素の残りを添加してもよいし、ａ群元素を添加する前後で同じ元素を重複して添加してもよい。
　上記ａ群元素と上記ｂ群元素は、上記（ｂ－２）の要件を満足する範囲内において夫々同時に添加してもよいし、別々に添加してもよい。
　また、上記ｂ群元素を添加するにあたり、ＲＥＭとＺｒの添加条件が上記（ｂ－１）の要件を満足するように添加すれば、上記介在物Ｉの個数割合を３０％以上に制御でき、ＨＡＺ靱性を向上できる。
　溶鋼へ添加するＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、ＡｌおよびＴｉの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａ、純Ｃｅ、純Ｙなど、或いは純Ｃａ、純Ｚｒ、純Ａｌ、純Ｔｉ、更にはＦｅＳｉ－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、Ｆｅ－Ａｌ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（入熱条件：１４５０℃×５秒、冷却時間Ｔｃ＝４００秒）であっても、－４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ―４０）で１３０Ｊ以上を確保できる。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。
　真空溶解炉（容量１５０ｋｇ）を用い、下記表１、表２に示す条件で、下記表３、表４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３、表４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ＱＯｆを調整した。調整後の溶存酸素量ＱＯｆを下記表１に示す。
　溶存酸素量ＱＯｆを調整した溶鋼に、Ｔｉを添加した後、ＺｒおよびＲＥＭを添加してからＣａ、またはＣａおよびＡｌを添加した。ＺｒおよびＲＥＭの添加順序を下記表１、表２に示す。このとき、ＲＥＭを添加してからＺｒを添加するか、Ｚｒを添加してからＲＥＭを添加した場合には、一方の元素を添加してから他方の元素を添加するまでに要した時間（添加間隔時間）を下記表１、表２に示す。ａ群元素（ＲＥＭおよびＺｒ）とｂ群元素（Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌ）との添加間隔時間の総和（ｔ１＋ｔ２）を下記表１、表２に示す。
　また、ＲＥＭの添加量をＱＲＥＭとし、この値を下記表１、表２に示す。更に、上記溶存酸素量ＱＯｆとＲＥＭの添加量ＱＲＥＭの値を下記（１）’式に代入して算出したＺ値を下記表１、表２に併せて示す。
　　Ｚ＝２ｌｏｇＱＲＥＭ＋３ｌｏｇＱＯｆ ・・・（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、Ａｌは純Ａｌの形態で夫々添加した。但し、下記表３のＮｏ．１２、下記表４のＮｏ．３９、４１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系介在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。
　全酸化物系介在物の成分組成は、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（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、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、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃａ、およびＯ（酸素）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質量％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質量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、平均したものを酸化物の平均組成とした。酸化物のうち、ＺｒＯ２、ＲＥＭの酸化物、およびＣａＯの平均組成を下記表５、表６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、Ｍ３Ｏ５、または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５、表６に示した「その他」とは、ＺｒＯ２、ＲＥＭの酸化物、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ＳＥＭ観察により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５、表６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質量％以上である酸化物の円相当直径をＳＥＭ観察により測定し、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５、表６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２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２には、下記表５、表６に示すＮｏ．１～３２の結果（図２の○）とＮｏ．３５～４０、５３、５４、６１の結果（図２の●）のうち、Ｚ値の臨界的意義を示すために、Ｚ値が－１２．５０～－１１．５０の範囲にあるものをプロットした。
　図２から明らかなように、溶鋼の溶存酸素量ＱＯｆ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、定量した介在物のうちＲＥＭおよびＺｒを含有する介在物について、ＲＥＭとＺｒのモル比を算出し、全介在物の個数に対して、ＲＥＭ／Ｚｒ比が０．６～１．４の範囲を満足するＲＥＭおよびＺｒ含有介在物Ｉの個数割合（介在物Ｉの個数割合）を算出し、結果を下記表５、表６に示す。定量した介在物のうちＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌを含有する介在物について、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）］を算出し、全介在物の個数に対して、（ＲＥＭ＋Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｔｉ）比が０．５～１．２の範囲を満足するＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｃａ、およびＴｉ含有介在物ＩＩの個数割合（介在物ＩＩの個数割合）を算出し、結果を下記表５、表６に示す。
　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（入熱条件：１４５０℃×５秒、冷却時間Ｔｃ＝４００秒）。
　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１３０Ｊ以上のものを合格（ＨＡＺ靱性良好）とする。測定結果を下記表５、表６に示す。
　下記表１～表６から次のように考察できる。Ｎｏ．１～３２は、本発明で規定する要件を満足する例であり、鋼材に含まれる全酸化物系介在物の組成を測定して単独酸化物に質量換算したときに、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超の酸化物の生成を抑え、且つ円相当直径が０．１～２μｍの介在物を多く生成させており、更に全介在物の個数に対して、上記介在物Ｉの個数割合が３０％以上になっているか、および／または上記介在物ＩＩの個数割合が４０％以上になっているため、ＨＡＺ靱性が良好な鋼材が得られている。また、Ｓｉ含有量が高い方がＨＡＺ靱性は良好になる傾向が読み取れる。
　一方、Ｎｏ．３３～６４は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。これらのうち、Ｎｏ．３３、５１、５２、５５～５８、６２、６４は、ＲＥＭを添加してからＺｒを添加までの時間、Ｎｏ．３４、６０は、Ｚｒを添加してからＲＥＭを添加するまでの時間が本発明で規定する要件を満足していないため、上記介在物Ｉの個数割合が３０％を下回っている。従ってＨＡＺ靱性が劣化している。
　Ｎｏ．３５～４０、５３、５４、６１は、溶鋼の溶存酸素量ＱＯｆとＲＥＭの添加量ＱＲＥＭ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．４１は、鋼材に含まれる全酸化物系介在物の組成を測定して単独酸化物に質量換算したときの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α変態の核となる酸化物量が不足し、ＨＡＺ靱性が劣化している。
　Ｎｏ．４２とＮｏ．５９は、鋼材に含まれるＲＥＭ量が多く、鋼材に含まれる全酸化物系介在物の組成を測定して単独酸化物に質量換算したときの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α変態の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．４３は、鋼材に含まれるＺｒ量が少な過ぎるため、全酸化物系介在物の組成に占めるＺｒＯ２量が少なくなり、粒内α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．４４とＮｏ．６３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。そのため溶接時に粒内α変態の核となる酸化物量が不足し、微細組織が得られずＨＡＺ靱性が劣化している。
　Ｎｏ．４５は、鋼材に含まれるＣａ量が多過ぎるため、全酸化物系介在物の組成に占めるＣａＯ量が多くなっている。そのため溶接時に粒内α変態の核となる酸化物量が不足し、微細組織が得られずＨＡＺ靱性が劣化している。Ｎｏ．４６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α変態の核となるＺｒ・ＲＥＭ・Ｃａ系酸化物量が少なくなり、ＨＡＺ靱性が劣化している。Ｎｏ．４７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．４８は、鋼材に含まれるＴｉ量が少な過ぎるため、粒内α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．４９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．５０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３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３では、下記表５、表６に示すＮｏ．１～３２の結果を○で、Ｎｏ．３５～４０、４９、５３、５４、６１（比較例のうち５．０個を超える例）の結果を●で示した。
　図３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。
　次に、下記表５に示したＮｏ．２と下記表６に示したＮｏ．３３を取上げて考察する。これらの鋼材は、全介在物の個数に対する上記介在物Ｉの個数割合が相違する以外は、ほぼ同じ例である（全介在物の個数に対する上記介在物ＩＩの個数割合はいずれも４０％を下回っている）。上記介在物Ｉの個数割合が、全介在物の個数に対して３０％を下回る場合（Ｎｏ．３３）は、ｖＥ―４０が１３０Ｊ未満になるのに対し、全介在物の個数に対して３０％以上の場合（Ｎｏ．２）は、ｖＥ―４０が１３０Ｊ以上になり、ＨＡＺ靱性を改善できていることが分かる。また、同様の結果が、下記表５に示したＮｏ．２３と下記表６に示したＮｏ．６２についても得られている。即ち、上記介在物Ｉの個数割合が、全介在物の個数に対して３０％以上の場合（Ｎｏ．２３）は、ｖＥ―４０が１３０Ｊ以上になり、ＨＡＺ靱性を改善できた。
　次に、下記表５、表６に示したＮｏ．１７とＮｏ．５１を取上げて考察する。これらの鋼材は、全介在物の個数に対する上記介在物ＩＩの個数割合が相違する以外は、ほぼ同じ例である（全介在物の個数に対する上記介在物Ｉの個数割合はいずれも３０％を下回っている）。上記介在物ＩＩの個数割合が、全介在物の個数に対して４０％を下回る場合（Ｎｏ．５１）は、ｖＥ―４０が１３０Ｊ未満になるのに対し、全介在物の個数に対して４０％以上の場合（Ｎｏ．１７）は、ｖＥ―４０が１３０Ｊ以上になり、ＨＡＺ靱性を改善できていることが分かる。また、同様の結果が、下記表５に示したＮｏ．２６と下記表６に示したＮｏ．６４についても得られている。即ち、上記介在物ＩＩの個数割合が、全介在物の個数に対して４０％以上の場合（Ｎｏ．２６）は、ｖＥ―４０が１３０Ｊ以上になり、ＨＡＺ靱性を改善できた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１１年１月１８日出願の日本特許出願（特願２０１１－００８２５８）、２０１１年９月２１日出願の日本特許出願（特願２０１１－２０６５４２）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の鋼材は大入熱溶接法を行った場合でもＨＡＺ靭性に優れ、橋梁や高層建造物、船舶などに使用できる。

Claims (6)

  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：０．０５０％以下（０％を含まない）、
    　Ｎ ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
    　Ｔｉ：０．００５～０．１０％、
    　Ｚｒ：０．０００５～０．０５０％、
    　ＲＥＭ：０．０００３～０．０１５％、
    　Ｃａ：０．０００３～０．０１０％、および
    　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って、
    （ａ）前記鋼材に含まれる全酸化物系介在物の組成を測定して単独酸化物に質量換算したとき、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％、および 
    　ＣａＯ：５０％以下（０％を含まない）を満足し、且つ、
    （ｂ）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個以上で、
    　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、 
    　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、
    （ｃ－１）前記鋼材に含まれる全介在物の組成を測定したとき、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
    （ｃ－２）前記鋼材に含まれる全介在物の組成を測定したとき、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に記載の鋼材。
  3. 　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または２に記載の鋼材。
  4. 　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１～３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、
    Ｂ：０．００５％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. 　請求項１～５のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
    　溶存酸素量ＱＯｆを０．０００３～０．０１質量％の範囲に調整した溶鋼にＲＥＭを添加するにあたり、前記溶鋼の溶存酸素量ＱＯｆとＲＥＭの添加量ＱＲＥＭが下記（１）式を満足する量のＲＥＭを添加すると共に、
    　上記範囲に溶存酸素量ＱＯｆを調整した溶鋼に、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌを添加するにあたり、ＲＥＭおよびＺｒをａ群元素、Ｔｉ、Ｃａ、およびＡｌをｂ群元素としたとき、各元素の添加条件が下記（２）および／または下記（３）を満足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。
    　　２ｌｏｇＱＲＥＭ＋３ｌｏｇＱＯｆ≦－１２．００ ・・・（１）
    （２）前記ａ群元素について、ＲＥＭとＺｒを同時に添加するか、またはＲＥＭとＺｒのうち一方の元素を添加してから５分以内に他方の元素を添加する。
    （３）前記ａ群元素の添加前および／または添加後に前記ｂ群元素を添加することとし、前記ａ群元素の添加前に前記ｂ群元素を添加する場合について、前記ｂ群元素のうち最初の元素の添加開始時点から前記ａ群元素のうち最初の元素の添加開始時点までの時間をｔ１（分）、前記ａ群元素の添加後に前記ｂ群元素を添加する場合について、前記ａ群元素のうち最後の元素の添加開始時点から前記ｂ群元素のうち最初の元素の添加開始時点までの時間をｔ２（分）とし、前記ｔ１と前記ｔ２の合計を３分以上とする。（０≦ｔ１、０≦ｔ２、但し、ｔ１およびｔ２は０ではない。）
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