WO2020262638A1 - 鋼材及びその製造方法 - Google Patents

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大貴 今城
祥晃 新宅
啓介 中井
真吾 中村
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    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/10—Reduction of greenhouse gas [GHG] emissions
    • Y02P10/143—Reduction of greenhouse gas [GHG] emissions of methane [CH4]

Definitions

  • the present invention relates to a steel material and a method for producing the same.
  • the present application is Japanese Patent Application No. 2019-11978on filed in Japan on June 27, 2019, Japanese Patent Application No. 2019-184528 filed in Japan on October 07, 2019, April 01, 2020, Claim priority based on Japanese Patent Application No. 2020-656648 filed in Japan, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • steel materials examples include ships, high-rise buildings and other buildings, bridges, offshore structures, LNG storage tanks, other large tanks, and welded structures such as line pipes.
  • the size of welded structures has been increasing in order to increase the load weight of container ships.
  • steel materials are required to be thicker and stronger.
  • the welding construction cost accounts for a large proportion of the total construction cost of the welded structure, and in order to reduce this cost, high-efficiency welding is required. Specifically, it is effective to perform welding with a large amount of heat and reduce the number of welding passes.
  • HAZ toughness deterioration of toughness
  • Patent Document 1 proposes a method for improving HAZ toughness by inclusions containing REM and Zr.
  • Patent Document 2 in the composition of inclusions having a width of 1 ⁇ m or more contained in steel, the amount of Zr in the inclusions is 5 to 60%, the amount of REM is 5 to 50%, and the amount of Al is 5 to 30%.
  • Steel sheets having an S amount of more than 0% and less than 20% are described.
  • Patent Document 3 contains a composite oxide containing REM, Zr, Ti, Al, Ca and S, and for the composite oxide in the steel material, an oxide having a diameter equivalent to a circle of more than 3 ⁇ m is 5.0 per 1 mm 2.
  • the number of composite oxides satisfying the predetermined formula is 100 pieces / mm 2 or more, and further satisfies the predetermined formula.
  • the average composition of the composite oxide of 1 ⁇ 3 [mu] m is, Al 2 O 3: 20% or less, TiO 2: 3 ⁇ 20% , ZrO 2: 5 ⁇ 50%, REM oxides: 5 ⁇ 50%, CaO: 5 ⁇ Steel materials having 50% and S: 1 to 15% are described.
  • Patent Document 4 contains oxides containing Zr, REM, and Ca, and among all inclusions contained in the steel material, inclusions having a diameter equivalent to a circle of 0.1 to 2 ⁇ m are 120 per 1 mm 2 of the observed viewing area.
  • Patent Document 5 describes inclusions satisfying ZrO 2 : 5 to 50%, REM oxide: 5 to 50%, and CaO: 50% or less in average composition, and 0.1 to circle-equivalent diameter. Observation of 2 ⁇ m inclusions 120 or more per 1 mm 2 observation field area, observation of more than 3 ⁇ m oxides in circle equivalent diameter 5.0 or less per 1 mm 2 observation field area, observation field area of more than 5 ⁇ m oxides in circle equivalent diameter REM and Zr-containing inclusions I having a molar ratio of REM and Zr (REM / Zr) of 0.6 to 1.4 with respect to the total number of inclusions, which is 5.0 or less per 1 mm 2.
  • the number ratio is 30% or more, and / or the ratio of the total number of moles of REM and Zr to the total number of moles of Al, Ca, and Ti with respect to the total number of inclusions [(REM + Zr) / ( Al + Ca + Ti)] is described as a steel material in which the number ratio of REM, Zr, Al, Ca, and Ti-containing inclusions II satisfying 0.5 to 1.2 is 40% or more.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-291347 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2014-214371 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2014-185364 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2014-1432 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-162977
  • An object of the present invention is to provide a steel material having excellent HAZ toughness, particularly a steel material having excellent toughness in HAZ of large heat input welding of 35 kJ / mm or more, and a method for producing the same. Further, the present invention has excellent HAZ toughness, particularly excellent toughness in HAZ for large heat input welding of 35 kJ / mm or more, further excellent arrest property, and high strength steel material and its above. Providing a manufacturing method is a preferable issue.
  • the present inventors have focused on Zr-containing oxides and B nitrides as intragranular ferrite formation sites for microstructure miniaturization in HAZ and conducted diligent studies. As a result, the following new findings (A) to (E) were mainly obtained.
  • Sol. Zr In steel. The smaller the Zr, the better the HAZ toughness, and Sol. Zr is preferably 0.0010% by mass or less.
  • Sol. Zr is an acid-soluble Zr, which corresponds to Zr dissolved in steel, which can be measured by an electrolytic extraction residue analysis method or the like.
  • the (Zr, B) -containing oxide particles in which such B nitride is precipitated function more effectively as an intragranular ferrite formation site as compared with the Zr-containing oxide.
  • Zr is added after the dissolved oxygen concentration of the molten steel becomes 0.0050% or less in the refining step, and then B is added to the steel.
  • BF which is the amount of B that dissolves in solid solution, is 0.0030% by mass or less.
  • Al which acts as a strongly deoxidizing element, in steel inhibits the formation of Zr-containing oxides.
  • the Al content is preferably 0.010% by mass or less. Further, it is preferable to limit the total amount of elements having a stronger deoxidizing power than Al, such as Ca, Mg, and REM, to 0.0005% by mass or less.
  • the present inventors are parallel to the surface of the steel material by controlling the microstructure and the crystal grain boundary density in the plate thickness direction or the texture in the plate thickness direction. It has been found that the arrestability in the direction, for example, in the direction perpendicular to or parallel to the rolling direction, is improved.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel material according to one aspect of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.040 to 0.160%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.70 to 2. .50%, P: 0.030% or less, S: 0.008% or less, Al: 0.010% or less, total content of Ca, Mg and REM: 0.0005% or less, N: 0.0010 ⁇ 0.0080%, O: 0.0005 to 0.0040%, Ti: 0.003 to 0.024%, Zr: 0.0007 to 0.0050%, B: 0.0003 to 0.0040%, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 2.50%, Cr: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 0.50%, Nb: 0 to 0.050%, V: 0 to 0 .150%, W: 0 to 1.00%, Sn: 0 to 0.50%, balance: Fe and impurity elements, Insol.
  • Zr 0.0007 to 0.0040%
  • Sol. Zr 0.0010% or less
  • BF represented by the following formulas (1) and (2) is 0.0030% or less
  • the (Zr, B) -containing oxide particles having a circle-equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more are Al 2.
  • O 3 composition is not more than 50 wt% (Zr, B) the number density of containing oxide particles is 5 to 300 / mm 2.
  • the steel material according to the above [1] has a chemical composition of mass%, Cu: 0.10 to 1.00%, Ni: 0.10 to 2.50%, Cr: 0.10 to 1.00%, Mo: 0.01 to 0.50%, Nb: 0.003 to 0.050%, V: 0.010 to 0.150%, W: 0.01 to 1.00%, and Sn: One or more selected from the group consisting of 0.03 to 0.50% may be contained.
  • the steel material according to the above [1] or [2] has a chemical composition of 0.003 to 0.050% by mass, and a BF of 0.0020% or less.
  • the carbon equivalent Ceq represented by the following formula (3) is 0.30% to 0.55%, ferrite having an area ratio of 5 to 70%, and bainite having an area ratio of 30% or more. It has a microstructure containing pearlite with an area ratio of 0 to 15% and a martensite-austenite mixed structure with an area ratio of 0 to 5%, and has a grain boundary density of 500 at a position of 1 to 5 mm from the surface. It is ⁇ 1100 mm / mm 2 , and the grain boundary density at the position of 1/4 part of the plate thickness is 400 to 1000 mm / mm 2 , and the grain boundary density at the position of 1/2 part of the plate thickness is 300. It may be up to 900 mm / mm 2 .
  • C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, and Ni in the formula (3) are the contents (mass%) of each element contained in the steel, and 0 is substituted when the element is not contained. .. [4]
  • the steel material according to the above [1] or [2] contains the chemical composition in mass% and Nb: 0.003 to 0.050%, and the BF is 0.0020% or less.
  • the carbon equivalent Ceq represented by the following formula (4) is 0.30% to 0.55%, ferrite having an area ratio of 5 to 70%, and baynite having an area ratio of 30% or more.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane is 30 to 60%, which is 1/4 of the plate thickness of the vertical plane.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane is 10 to 40%, and the ⁇ 110 ⁇ plane is in half of the plate thickness of the vertical plane.
  • the area ratio of the region forming an angle within 15 ° with respect to the vertical plane may be 40 to 70%.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5+ (Cu + Ni) / 15 ...
  • C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, and Ni in the formula (4) are the contents (mass%) of each element contained in the steel, and 0 is substituted when the element is not contained. .. [5]
  • the method for producing a steel material according to another aspect of the present invention is the method for producing a steel material according to [1] or [2], in which the molten steel is vacuum degassed and the dissolved oxygen of the molten steel is oxygenated.
  • a smelting step of adding Zr after the concentration becomes 0.0050% or less and adding B 1.0 to 5.0 minutes after the addition of Zr, and continuous casting of the molten steel after the smelting step are performed.
  • the method for producing a steel material according to [5] above is the method for producing a steel material according to [3], and in the heating step, the surface temperature of the slab in the heating furnace is raised.
  • the hot rolling step is a step of sequentially performing a rough rolling step, a finishing rolling step, and a cooling step by heating so that the maximum temperature is in the range of 950 to 1150 ° C.
  • the rough rolling step is performed.
  • the slab heated in the heating step is rolled at a rolling temperature of Recrystallization temperature Trex (° C.) or higher and 1050 ° C. or lower represented by the following formula (5) at a cumulative rolling reduction rate of 10 to 75%, and Ar 3 is described below.
  • the finish rolling temperature Ar 3 -50
  • cooling Cooling may be performed under the condition that the average cooling rate from the start to the stop of cooling is 2 to 15 ° C./sec.
  • set [Nb *] Nb and set
  • the element symbols of the formulas (6) to (7) are the contents of each element contained in the steel in mass%. If the element is not contained, 0 is substituted.
  • T in the formula (7) is the temperature at the unit ° C. of the slab at the time of extraction of the slab in the heating step.
  • the method for producing a steel material according to [5] above is the method for producing a steel material according to [4], and in the heating step, the average temperature of the total thickness of the slab when extracted from a heating furnace.
  • the hot rolling step is a step of sequentially performing a rough rolling step, a primary cooling step, a finish rolling step, and a secondary cooling step by heating so as to be in the range of 950 to 1200 ° C.
  • the slab heated in the heating step is rolled at a rolling temperature of Recrystallization temperature Trex (° C.) or higher and 1050 ° C. or lower represented by the following formula (8) at a cumulative rolling reduction rate of 10 to 75%.
  • Ar 3 is represented by the following formula (9)
  • the cooling start temperature is set in the range of Ar 3 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower
  • the cooling stop temperature is set to 500 ° C. or higher (Ar 3).
  • the finish rolling temperature is 750 to 850 ° C and rolling. Rolling is performed under the conditions that the number of passes is 4 to 15 passes, the average value of the rolling shape ratio is 0.5 to 1.0, and the cumulative rolling reduction rate is 45 to 75%.
  • the cooling start temperature is set to ( and Ar 3 -100) ° C. or higher, in the range below the recrystallization temperature Trex (° C.) represented by the following formula (8), the cooling stop temperature 0 °C or higher, in the range of 600 ° C.
  • Cooling may be performed under the condition that the average cooling rate is 2 to 15 ° C./sec.
  • Trex -91900 x [Nb *] 2 + 9400 x [Nb *] +770 ...
  • Ar 3 (° C.) 910-310 x C + 65 x Si-80 x Mn-20 x Cu-55 x Ni-15 x Cr-80 x Mo ... (9)
  • [Sol. Nb] (10 (-6770 / (T + 273) + 2.26) ) / (C + 12/14 ⁇ N)... (10)
  • [Nb *] in the formula (8) is represented by the formula (10) [Sol.
  • the relationship between [Nb] and the Nb content (mass%) in steel is Nb ⁇ [Sol.
  • [Nb] [Sol. Nb] and Nb ⁇ [Sol.
  • set [Nb *] Nb and set
  • the element symbols of the formulas (9) to (10) are the contents of each element contained in the steel in mass%. If the element is not contained, 0 is substituted.
  • T in the formula (10) is the temperature at the unit ° C. of the slab at the time of extraction of the slab in the heating step.
  • the method for producing a steel material according to the above [6] or [7] may include a tempering step of heating the steel material to a range of 350 to 650 ° C. after the hot rolling step. Good.
  • a steel material having excellent HAZ toughness particularly a steel material having excellent toughness in HAZ of large heat input welding of 35 kJ / mm or more, and a method for producing the same. Further, according to a preferred embodiment of the present invention, it has excellent HAZ toughness, particularly excellent toughness in HAZ of large heat input welding of 35 kJ / mm or more, excellent arrest property, and high strength.
  • a certain steel material and a method for producing the same can be provided.
  • the present inventors focused on Zr-containing oxides and B nitrides as intragranular ferrite formation sites for HAZ structure miniaturization, and conducted diligent studies. As a result, the following new findings (a) to (e) were mainly obtained.
  • the Zr-containing oxide which was difficult to function as an intragranular ferrite formation site by itself due to the B nitride, becomes a ferrite formation site and contributes to the refinement of the HAZ structure more efficiently.
  • Zr is added after the dissolved oxygen concentration of the molten steel becomes 0.0050% or less in the refining step, and then B It was found that it is preferable to reduce BF , which is the amount of B dissolved in steel, to 0.0030% by mass or less by adding.
  • Ti acts as a nitride-forming element in addition to B. Therefore, in order to efficiently precipitate the B nitride, it is necessary to suppress the formation of the Ti nitride.
  • the present inventors have clarified the formation mechanism of inclusions including oxides and nitrides, and studied to clarify the conditions for forming B nitrides.
  • Zr which has a stronger deoxidizing power than Ti, becomes an oxide preferentially, and excess oxygen (O) and Ti are combined to form a composite oxidation of Zr and Ti. It becomes a thing.
  • the excess Ti that does not form an oxide is combined with nitrogen (N) to form a nitride.
  • N nitrogen
  • BasBN (N- (Ti- (O-Insol.Zr ⁇ (32 / 91.224)) ⁇ (95.734 / 48)) ⁇ (14 / 47.867)) ⁇ (10.811/14) ... (A1)
  • N, Ti and O in the formula (A1) are the contents (mass%) of each element (N, Ti, O) contained in the steel, and Insol.
  • Zr is the content (% by mass) of acid-insoluble Zr.
  • B in the formula (A2) is the B content (mass%) contained in the steel, and BasBN is a value obtained from the formula (A1).
  • the steel material obtained by hot rolling a steel piece having a component having a BF of 0.0030% by mass or less contains fine Zr-containing oxides (composite oxides mainly containing Zr and Ti). scatter.
  • B nitride is further compound-precipitated in some Zr-containing oxides.
  • the B nitride re-dissolves when heated to a temperature range of more than 1200 ° C. during welding, but the Zr-containing oxide remains stable even when heated to 1400 ° C. Therefore, the B nitride dissolves when the welding is heated, and the solid solution B is unevenly distributed around the Zr-containing oxide. It is considered that this solid solution B is reprecipitated as a B nitride having an oxide as a nucleus in the cooling process after welding.
  • (D) Further, in order to facilitate the efficient precipitation of B nitride on the Zr-containing oxide, it is necessary to control the composition of the (Zr, B) -containing oxide particles. Specifically, when the Al 2 O 3 composition contained in the (Zr, B) -containing oxide particles is 50% by mass or less, the B nitride is more efficiently precipitated and more effectively as an intragranular ferrite formation site. It will work.
  • Al acts as a strong deoxidizing element in steel, if it is contained in a large amount in steel, it inhibits the formation of oxides of Zr and Ti.
  • the Al content is preferably 0.010% by mass or less. More preferably, the Al content is 0.005% by mass or less.
  • the total amount of deoxidizing elements stronger than Al, such as Ca, Mg, and REM, is preferably 0.0005% by mass or less.
  • (Zr, B) -containing oxide particles having a predetermined size are generated so as to satisfy a predetermined number.
  • many of the (Zr, B) containing oxide particles, a composite oxide containing Zr and Ti, oxide B nitride is precipitated as a nucleus, further, Al 2 O 3 composition (Composition The ratio of Al 2 O 3 in the above) is 50% by mass or less.
  • the oxide particles function effectively as intragranular ferrite formation sites in HAZ, and the HAZ toughness is improved through the miniaturization of the HAZ structure. Became clear.
  • steel material according to one embodiment of the present invention (steel material according to this embodiment) will be described in detail.
  • the steel material according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.040 to 0.160%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.70 to 2.50%, P: 0.030. % Or less, S: 0.008% or less, Al: 0.010% or less, N: 0.0010 to 0.0080%, O: 0.0005 to 0.0040%, Ti: 0.003 to 0.024 %, Zr: 0.0007 to 0.0050%, B: 0.0003 to 0.0040%, total content of Ca, Mg and REM: 0.0005% or less, and if necessary, Cu : 1.00% or less, Ni: 2.50% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 0.50% or less, Nb: 0.050% or less, V: 0.150% or less, W: 1 Containing at least one selected from the group consisting of .00% or less and Sn: 0.50% or less, the balance: Fe and impurity elements, Insol.
  • Zr 0.0007 to 0.0040%
  • Sol. Zr 0.0010% or less
  • BF represented by the following formulas (B1) and (B2) is 0.0030% or less
  • the (Zr, B) -containing oxide particles having a circle-equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more are Al 2.
  • O 3 composition is not more than 50 wt% (Zr, B) the number density of containing oxide particles is 5 to 300 / mm 2.
  • N, Ti, O and B in the formula (B1) and the formula (B2) are the contents of N, Ti, O and B contained in the steel in mass%, and Insol.
  • Zr is the content of acid-insoluble Zr in mass%.
  • C 0.040 to 0.160%
  • C is an element effective for improving the strength and toughness of steel materials.
  • the C content is set to 0.040% or more.
  • the C content is preferably 0.050% or more, more preferably 0.060% or more.
  • the C content is set to 0.160% or less.
  • the C content is preferably 0.140% or less, more preferably 0.120% or less.
  • Si 0.01-0.50% Si is an effective element as a deoxidizing element and a strengthening element.
  • the Si content is set to 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the Si content is set to 0.50% or less.
  • the Si content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less or 0.30% or less.
  • Mn 0.70 to 2.50%
  • Mn is an element effective for economically improving the strength and toughness of steel materials.
  • the Mn content is set to 0.70% or more.
  • the Mn content is preferably 0.90% or more, more preferably 1.20% or more.
  • the Mn content is set to 2.50% or less.
  • the Mn content is preferably 2.00% or less, more preferably 1.80% or less or 1.60% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element present in steel as an impurity.
  • the P content is set to 0.030% or less. It is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit is 0%, but the P content may be 0.0001% or more in consideration of the cost for reducing the P content.
  • S 0.008% or less S is an element present in steel as an impurity.
  • the S content exceeds 0.008%, a large amount of MnS stretched in the central segregation portion is generated, and the toughness and ductility of the steel material and HAZ deteriorate. Therefore, the S content is set to 0.008% or less. It is preferably 0.005% or less. The smaller the S content is, the more preferable it is. Therefore, the lower limit is not particularly specified and may be 0%, but from the viewpoint of manufacturing cost, the S content may be 0.0001% or more.
  • Al 0.010% or less
  • Al is generally an element positively added as a deoxidizing element.
  • Al tends to react preferentially with oxygen, if the content thereof is excessive, the formation of desired (Zr, B) -containing oxide particles becomes insufficient. In this case, the effective ferrite formation sites in HAZ are reduced.
  • the Al content becomes excessive, the formation of coarse cluster-like alumina (Al 2 O 3 ) -based inclusions is promoted, and the toughness of the steel material and HAZ deteriorates. Therefore, it is preferable to reduce the Al content as much as possible.
  • the acceptable Al content is 0.010% or less.
  • the Al content is preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited, but may be 0.0005% or more or 0.001% or more.
  • Total of Ca, Mg and REM are elements that easily react with oxygen more preferentially than Al.
  • the total content of Ca, Mg and REM is set to 0.0005% or less.
  • the Ca content is less than 0.0003%
  • the Mg content is less than 0.0003%
  • the REM content is less than 0.0003%
  • the total content is 0.0005% or less.
  • N 0.0010 to 0.0080%
  • Ti nitride is formed in the manufacturing process in order to prevent the austenite particle size from increasing when the steel piece is heated.
  • the N content is set to 0.0010% or more in order to form this Ti nitride.
  • the N content is preferably 0.0015% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • the N content is set to 0.0080% or less.
  • the N content is preferably 0.0065% or less, more preferably 0.0060% or less.
  • O 0.0005 to 0.0040%
  • O is an element contained in steel and exists as a dissolved or oxide. Since it is difficult to clearly separate the two, the O content in the present invention is the total oxygen content of the two (also referred to as TO). If the O content in the steel material is less than 0.0005%, the number of oxide dispersions required for ensuring toughness cannot be obtained. Therefore, the O content is set to 0.0005% or more. On the other hand, if the O content exceeds 0.0040%, the cleanliness of the molten steel deteriorates, and it may cause a decrease in productivity such as nozzle blockage at the molten steel stage. Therefore, the O content in the steel material is set to 0.0040% or less.
  • the molten steel prior to the addition of Zr in the refining process of steel if the dissolved oxygen was contained in excess 0.0050% when the ZrO 2 amount produced by addition of Zr is increased, the continuous casting of molten steel Increases the risk of blockage of the injection nozzle into the tundish. Further, if the dissolved oxygen of the molten steel before the addition of Zr is high, the ratio of Al 2 O 3 in the (Zr, B) -containing oxide particles may increase. Therefore, it is desirable to reduce the dissolved oxygen to 0.0050% or less before adding Zr at the molten steel stage.
  • Ti 0.003 to 0.024%
  • Ti is an element that forms (Zr, B) -containing oxide particles together with Zr.
  • the (Zr, B) -containing oxide particles function as intragranular ferrite formation sites in HAZ and contribute to the miniaturization of the HAZ structure.
  • the Ti content is 0.003% or more.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more.
  • Ti produces a nitride. When a large amount of Ti nitride is produced, the amount of B nitride produced is suppressed, and the desired effect cannot be obtained in the present embodiment. Furthermore, excess Ti forms TiC and deteriorates the toughness of steel and HAZ. Therefore, the Ti content is set to 0.024% or less.
  • the Ti content is preferably 0.020% or less.
  • Zr 0.0007-0.0050%
  • the Zr content contained in the steel material is described in Sol. Zr and Insol. It is the total content with Zr.
  • the Zr content is 0.0007% or more, preferably 0.0010% or more.
  • the Zr content is determined by Insol. Upper limit of Zr and Sol. The total with the upper limit of Zr, that is, 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less.
  • Sol. Zr 0.0010% or less
  • Zr represents acid-soluble Zr, that is, Zr dissolved in steel.
  • the content is set to 0.0010% or less.
  • Insol. Zr 0.0007-0.0040%
  • Zr is an acid-insoluble Zr, which is contained in inclusions such as (Zr, B) -containing oxide particles.
  • Zr is an important element that forms the oxide that is the core of intragranular transformation.
  • Insol. If Zr is less than 0.0007%, the oxide composition required for ensuring toughness is not obtained. Therefore, Insol.
  • the Zr content is 0.0007% or more.
  • Sol. Zr and Insol there is no particular limitation on the content of Zr, but if Zr is excessively added to the dissolved oxygen, even the steel material will be Sol. In addition to the large amount of Zr remaining, the dissolved oxygen concentration decreases and the number density of (Zr, B) -containing oxide particles decreases. Therefore, Sol.
  • the Zr content is preferably 0.0020% or less. In addition, in order not to cause nozzle blockage, Insol.
  • the Zr content is preferably 0.0020% or less.
  • the Zr content can be measured by electrolytic extraction residue analysis.
  • steel is dissolved by electrolysis in a non-aqueous solvent (acetylacetone-methanol solution, etc.), and the residue (precipitates and inclusions) is extracted with a filter having a pore size of 0.2 ⁇ m. It is a method of separation. After separation, the amount of Zr contained in the solution is Sol. It is the Zr content, and the amount of Zr contained in the residue is Insol. Zr content.
  • B 0.0003 to 0.0040%
  • B improves the hardenability of the steel material and precipitates as BN around the Zr-containing oxide to form (Zr, B) -containing oxide particles, and the inside of the (Zr, B) -containing oxide particles. It is an element that improves the transformation ability.
  • B In order to precipitate as BN around the Zr-containing oxide, B must be contained at least 0.0003%.
  • the B content is set to 0.0040% or less. Since the B content in the steel material is in the range shown on the left, it is desirable that the B content is in the range of 0.0003 to 0.0040% even in the molten steel stage.
  • the steel material according to the present embodiment contains each of the above elements, and the balance is composed of Fe and impurities.
  • Impurities are components that are mixed in from raw materials such as ores and scraps or due to other factors when steel materials are industrially manufactured, and are allowed as long as they do not adversely affect the characteristics.
  • the steel material according to the present embodiment has one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, Mo, Nb and V for the purpose of further increasing the strength instead of a part of Fe. May be contained in the range described later. Further, for the purpose of enhancing corrosion resistance, one or two kinds selected from the group consisting of W and Sn may be contained in the range described later. Since Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V, W and Sn are not essential elements, the lower limit of these elements is 0%. Hereinafter, preferable contents of these elements will be described.
  • the steel material according to the present embodiment is further mass%, Cu: 1.00% or less, Ni: 2.50% or less, Cr: 1.00% or less, Mo: 0.50% or less, Nb: 0.050. It may contain one or more selected from the group consisting of% or less and V: 0.150% or less.
  • the Cu content may be 0.10% or more.
  • the Cu content may be 0.10% or more or 0.20% or more in order to improve the strength and toughness of the steel material.
  • the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content may be 0.90% or less, 0.80% or less, 0.50% or less, or 0.30% or less, if necessary.
  • Ni may be contained because it is an element having an effect of improving the strength of steel. Further, Ni is an element having an effect of increasing the toughness of the steel matrix (fabric) in the solid solution state. In order to obtain these effects, the Ni content is preferably 0.10% or more. The Ni content may be 0.20% or more in order to improve the strength and toughness of the steel material. On the other hand, if the Ni content is too large, the HAZ toughness and weldability deteriorate. Therefore, the Ni content is set to 2.50% or less. The Ni content may be 2.00% or less, 1.00% or less, 0.50% or less, or 0.30% or less, if necessary.
  • the Cr content may be 0.10% or more or 0.20% or more.
  • the Cr content is set to 1.00% or less.
  • the Cr content may be 1.00% or less, 0.80% or less, 0.50% or less, or 0.30% or less, if necessary.
  • Mo 0 to 0.50%
  • the Mo content may be 0.01% or more or 0.02% or more.
  • the Mo content is set to 0.50% or less.
  • the Mo content may be 0.40% or less, 0.30% or less, 0.20% or less, or 0.10% or less, if necessary.
  • Nb 0 to 0.050%
  • Nb is an element that can improve the strength and toughness of steel materials. Further, Nb is an element effective for expanding the unrecrystallized temperature range when rolling in the unrecrystallized austenite region is required in order to form a predetermined grain boundary density and texture. In addition, Nb raises the rolling temperature and contributes to the improvement of productivity. Therefore, it may be contained. In order to obtain these effects, the Nb content is preferably 0.003% or more. The Nb content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.008% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.050%, the HAZ toughness and weldability deteriorate. Therefore, the Nb content is set to 0.050% or less. The Nb content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.018% or less.
  • V 0 to 0.150%
  • V is an element that can improve the strength and toughness of steel materials. Therefore, it may be contained.
  • the V content may be 0.010% or more or 0.020% or more.
  • the V content is set to 0.150% or less.
  • the V content may be 0.100% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less, if necessary.
  • the steel material according to the present embodiment may further contain one or two of W: 1.00% or less and Sn: 0.50% or less in mass%.
  • W 0 to 1.00%
  • W is dissolved oxygen acid ions WO 4 - adsorbed to rust in the form of, suppresses permeation of chloride ions rust layer, which is an element improving the corrosion resistance. Therefore, it may be contained.
  • the W content is preferably 0.01% or more.
  • the W content is set to 1.00% or less.
  • the W content is preferably 0.75% or less.
  • Sn 0 to 0.50%
  • Sn is an element that dissolves to become Sn 2+ and has an action of suppressing corrosion by an inhibitory action in an acidic chloride solution.
  • Sn has an effect of suppressing the anodic melting reaction of steel and improving corrosion resistance. Therefore, it may be contained.
  • the Sn content is preferably 0.03% or more.
  • Sn content exceeds 0.50%, not only the effect is saturated, but also rolling cracks of the steel material are likely to occur. Therefore, even when Sn is contained, the content thereof is set to 0.50% or less.
  • the content of each element is within the above range, and the carbon equivalent Ceq. Represented by the following formula (D). However, it is preferably 0.30% to 0.55%.
  • C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, and Ni in the formula (D) are the contents (mass%) of each element contained in the steel material, and 0 is substituted when the element is not contained. To do.
  • the BF derived from the following formulas (C1) and (C2) is 0.0030 after controlling the content of each element as described above. Must be less than or equal to%. Further, the HAZ toughness, in order to improve the arrestability is B F is preferably 0.0020%.
  • BF is the B content present as a solid solution B in the steel. The reason will be described below.
  • N, Ti, O and B in the formula (C1) and the formula (C2) are the contents of N, Ti, O and B contained in the steel in mass%, and Insol.
  • Zr is the content of acid-insoluble Zr in mass%.
  • the formation of intragranular ferrite during cooling after welding is more effective. It can be promoted and the tissue can be refined to improve HAZ toughness.
  • the B content existing as the solid solution B that is, the BF derived from the formulas (C1) and (C2) must be 0.0030% or less.
  • BF exceeds 0.0030%, the amount of B nitride precipitated on the surface layer of the (Zr, B) -containing oxide particles decreases, the formation of intragranular ferrite becomes insufficient, and the structure does not become fine.
  • HAZ toughness decreases.
  • the hardenability of the steel material becomes excessive, which causes low-temperature cracking in the welded portion. Therefore, a more preferable BF is 0.0020% or less.
  • BF is preferably 0.0020% or less, and more preferably 0.0010% or less.
  • the steel material according to the present embodiment contains (Zr, B) -containing oxide particles containing 5.0% by mass or more of Zr, 0.1% by mass or more of B, and 1.0% by mass or more of O. ..
  • the number density of (Zr, B) -containing oxide particles having a circle-equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more and an Al 2 O 3 composition of 50% by mass or less needs to be 5 to 300 particles / mm 2. There is.
  • (Zr, B) -containing oxide particles which are composite inclusions in which B nitride is precipitated, are formed with the Zr-containing oxide as the core.
  • This composite inclusion becomes an intragranular ferrite formation site during cooling after welding.
  • the Zr-containing oxide is mainly an oxide containing Zr and Ti, but when it is a precipitated nucleus of B nitride, the Zr concentration in mass% in the oxide is equal to the Ti concentration or the Ti concentration. Is preferably higher than.
  • the (Zr, B) -containing oxide particles are contained (Zr, B).
  • the (Zr, B) -containing oxide particles having such a composition can function as a production site for intragranular ferrite, and can form more intragranular ferrite. Oxide particles in which the concentration of Zr, B or O is out of the preferable range cannot sufficiently function as a site for producing intragranular ferrite.
  • the amount of Ti in the (Zr, B) -containing oxide particles is not particularly specified, but 1.0% by mass or more of Ti may be contained. Further, when the composition of Al 2 O 3 in the (Zr, B) -containing oxide particles among the (Zr, B) -containing oxide particles is 50% by mass or less, it is more effective as a site for producing intragranular ferrite. It is possible to form many intragranular ferrites.
  • the equivalent circle diameter of the (Zr, B) -containing oxide particles [the diameter of a circle having the same area as the observed cross-sectional area of the (Zr, B) -containing oxide particles] is 0.5 ⁇ m or more, The effect of precipitating a large amount of intragranular ferrite can be obtained.
  • the diameter corresponding to the circle is large, so the upper limit is not limited.
  • the equivalent circle diameter of the (Zr, B) -containing oxide particles is preferably 10.0 ⁇ m or less.
  • the (Zr, B) -containing oxide particles act as an intragranular ferrite formation site
  • one or more (Zr, B) -containing oxide particles are contained in the austenite particles when heated during welding. It is preferably present (dispersed). Therefore, the equivalent circle diameter is 0.5 ⁇ m or more, contains 5.0% by mass or more of Zr, 0.1% by mass or more of B, and 1.0% by mass or more of O, and Al 2 O.
  • (Zr, B) -containing oxide particles having a composition of 3 in an amount of 50% by mass or less are dispersed at a number density of 5 particles / mm 2 or more.
  • the number density of such (Zr, B) -containing oxide particles is desirable because the number of ferrite formation sites increases as the number density increases, but the effect is saturated even if the particles are dispersed in excess of 300 particles / mm 2 . Therefore, the upper limit is set to 300 pieces / mm 2 .
  • the (Zr, B) -containing oxide particles having a composition of Al 2 O 3 according to the present embodiment having a composition of 50% by mass or less have a high ability to form intragranular ferrite. Therefore, the number density of the (Zr, B) -containing oxide particles according to the present embodiment is smaller than that of the (Zr, B) -containing oxide particles having a composition of Al 2 O 3 exceeding 50% by mass. However, it can exert a sufficient effect.
  • the circle-equivalent diameter and number density of the (Zr, B) -containing oxide particles containing a predetermined element can be measured by observing the surface of the mirror-polished steel material with a scanning electron microscope (SEM). Specifically, the number of (Zr, B) -containing oxide particles having a circle-equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more is measured in a range of 10 mm ⁇ 10 mm (100 mm 2 ) by SEM, and is divided by the observed visual field area. And measure the number density. Pictures taken by SEM may be used.
  • the particles whose number density is to be measured have a circle-equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more, and Zr and 0 of 5.0% by mass or more are quantitatively analyzed by the energy dispersive X-ray analyzer (EDX) attached to the SEM. .
  • EDX energy dispersive X-ray analyzer
  • the steel material according to the present embodiment has a structure composed of ferrite and bainite, a structure composed of ferrite, bainite and pearlite, or a structure composed of a mixed structure of ferrite, bainite and martensite / austenite, or ferrite, bainite, pearlite and It is a structure composed of a mixed structure of martensite and austenite, and preferably has a microstructure having a ferrite area ratio of 5 to 70% and a bainite area ratio of 30% or more.
  • the ferrite area ratio in the microstructure exceeds 70%, it is difficult to obtain a steel material with a thick plate and high strength. Further, if the area ratio of ferrite is less than 5%, a sufficient grain boundary density cannot be secured.
  • the desired plate thickness can be obtained as a predetermined bainite, bainite and pearlite, or a mixed structure of bainite and martensite / austenite, or a mixed structure of bainite, pearlite and martensite / austenite. It is possible to obtain a steel material having high strength and grain boundary density.
  • the ferrite area ratio may be less than 50%, less than 30%, less than 20%, or less than 10%.
  • the bainite area ratio is less than 30%, it is difficult to obtain a steel material with a thick plate thickness and high strength.
  • the bainite area ratio is preferably 95% or less in order to secure the ferrite area ratio and increase the grain boundaries that hinder brittle crack propagation.
  • the bainite area ratio is more preferably 90% or less.
  • the bainite area ratio is preferably 50% or more, 60% or more, 70% or more, or 80% or more.
  • Pearlite may be contained as long as a steel material having a desired plate thickness and strength can be obtained. If the pearlite area ratio exceeds 15%, sufficient strength may not be obtained. Therefore, the pearlite area ratio may be 15% or less, 10% or less, 5% or less, or 3% or less. The lower limit of the pearlite area ratio is 0%.
  • a martensite / austenite mixed structure may be present in addition to ferrite, pearlite and bainite, but if it is present in excess, the martensite / austenite mixed structure significantly reduces the arrest property as an embrittlement phase. Therefore, the area ratio of the martensite-austenite mixed structure shall be 5% or less.
  • the area ratio of the martensite-austenite mixed structure may be limited to 3% or less, 2% or less or 1% or less, most preferably 0%.
  • the phase fraction (area ratio) of the microstructure is determined by using an optical microscope to measure 1/2 part of the plate thickness (the position of 1/2 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface of the steel material) at a magnification of 500 times.
  • the area of each of the ferrite, bainite, pearlite, and martensite / austenite mixed structures is determined by photographing and image analysis, and is obtained by dividing by the measured area.
  • the crystal grain boundary density at a position of 1 to 5 mm from the surface is 500 to 1100 mm / mm 2
  • the crystal grain boundary density at a quarter of the plate thickness is 400 to 1000 mm / mm 2.
  • the grain boundary density at 1/2 part of the plate thickness is 300 to 900 mm / mm 2.
  • the dominant factor in improving the arrest property is the large contribution of the crystal grain boundaries. This is because the grain boundaries hinder brittle crack propagation. That is, since the crystal orientations differ between adjacent crystal grains at the grain boundaries, the direction in which cracks propagate changes in this portion. Therefore, an unbroken region is generated, and the stress is dispersed by the unbroken region, resulting in a crack closing stress. Therefore, the driving force for crack propagation is reduced, and the arrest property is improved. In addition, since the unbroken region finally undergoes ductile fracture, the energy required for brittle fracture is absorbed. Therefore, the arrest property is improved.
  • the grain boundary density at a position 1 to 5 mm in the plate thickness direction from the plate surface is set to 500 to 1100 mm / mm 2 .
  • the grain boundary density at 1/4 of the plate thickness is set to 400 to 1000 mm / mm 2 .
  • the grain boundary density at 1/2 part of the plate thickness is 300 to 900 mm / mm 2 .
  • the "crystal grain boundary density” is the sum of the lengths of the crystal grain boundaries per measurement area where the crystal orientation is measured, when the boundary where the crystal orientation difference is 15 ° or more is the crystal grain boundary. It means “total length”.
  • the reason why the grain boundaries are defined as boundaries with a crystal orientation difference of 15 ° or more is that boundaries with a crystal orientation difference of less than 15 ° are unlikely to interfere with brittle crack propagation, and it is sufficient to increase boundaries with a crystal orientation difference of less than 15 °. This is because the effect of improving the arrest property cannot be obtained.
  • the grain boundary density should be 600, 500, 400 mm / mm 2 or more at a position of 1 to 5 mm from the surface, 1/4 part and 1/2 part of the plate thickness, respectively. It is preferable, or 700, 600, 500 mm / mm 2 or more, respectively, and more preferably.
  • the grain boundary densities are preferably 1100, 1000, 900 mm / mm 2 or less at positions 1 to 5 mm from the surface and at 1/4 part and 1/2 part of the plate thickness, respectively. It may be 1000, 900, 800 mm / mm 2 or less, respectively, or 900, 800, 700 mm / mm 2 or less, respectively.
  • the grain boundary density is defined at a position of 1 to 5 mm from the surface, 1/4 part and 1/2 part of the plate thickness is that the crystal grains of the entire plate thickness are used to improve the arrestability of the extra-thick material. It is necessary to increase the boundary density, and by controlling the position 1 to 5 mm from the surface, 1/4 part and 1/2 part of the plate thickness, it is possible to use it as a representative value of the grain boundary density of the average plate thickness. Because it can be done. According to the manufacturing method described later, which mainly controls the grain boundary density of 1/2 part of the plate thickness, the temperature is inevitably low, the cooling rate is high, and the crystal grain boundary density is high at other plate thickness positions. Since there is a tendency for the number to increase, it is considered unnecessary to limit the numerical value. However, depending on the heating method, a large temperature gradient may occur in the plate thickness direction, and the grain boundary densities of 1/4 and 1/2 parts of the plate thickness may be reversed. doing.
  • the grain boundary density is determined by the EBSD method at a position 1 to 5 mm from the surface, at 1/4 part and 1/2 part of the plate thickness, in a cross section perpendicular to the rolling direction of the steel material (so-called C cross section).
  • the region of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m is measured at a pitch of 1 ⁇ m, and the boundary where the crystal orientation difference from the adjacent grain is 15 ° or more is defined as the crystal grain boundary, and the total length which is the total length of the crystal grain boundaries at that time. Can be obtained by dividing by the measurement area (the area of the measurement region of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m described above).
  • the arrest property can be improved by having a predetermined texture instead of the above-mentioned grain boundary density.
  • a region where the ⁇ 110 ⁇ surface forms an angle within 15 ° with respect to the vertical surface.
  • the area ratio of the area is 30 to 60%, and the area ratio of the region where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane is 10 to 40% in 1/4 of the plate thickness of the vertical plane.
  • the arrest property is improved. be able to.
  • the arrest property is stably improved.
  • External stress is the stress applied externally to a steel structure. Brittle cracks often occur and propagate in the direction perpendicular to the highest external stress. Therefore, here, the highest stress applied externally to the steel structure is defined as the external stress. Generally, the external stress is applied substantially parallel to the main rolling direction of the steel material. Therefore, a surface perpendicular to the external stress can be treated as a surface perpendicular to the main rolling direction of the steel material.
  • the main rolling direction of the steel material can be specified, for example, by corroding the surface of the steel material with picric acid and measuring the aspect ratio (extension direction) of the former austenite. That is, the direction in which the aspect ratio of the old austenite is large can be specified as the main rolling direction of the steel material.
  • a plane perpendicular to the main rolling direction of the steel material may be referred to as a "vertical plane”
  • the area ratio of the region where the 110 ⁇ plane forms an angle of 15 ° or less is 40 to 70% in 1/2 part of the plate thickness
  • the brittle crack near 1/2 part becomes an external stress.
  • the driving force of crack propagation can be reduced by propagating the cracks at an angle instead of propagating straight in the vertical direction.
  • the present inventors develop a similar texture in a plate thickness portion other than 1/2 of the plate thickness, the crack propagates while being inclined, and the arrestability is sufficiently improved. We also found that it could not be effective.
  • the present inventors further examined.
  • the ⁇ 100 ⁇ plane is 15 with respect to the vertical surface in the 1/4 part of the plate thickness in order to propagate the crack straight in the direction perpendicular to the external stress.
  • the area ratio of the region forming an angle within ° to 10 to 40%, it is possible to suppress the propagation of the inclined crack propagation of 1/2 part to the plate thickness part other than 1/2 part. I found what I could do.
  • the present inventors did not propagate the cracks straight in the direction perpendicular to the external stress in the vicinity of the surface, but propagated the cracks at an angle, so that the ⁇ 110 ⁇ plane was located 1 to 5 mm from the surface. It was found that by setting the area ratio of the region forming an angle within 15 ° with respect to the vertical plane to 30 to 60%, it is possible to suppress the propagation of straight crack propagation in 1/4 part to the vicinity of the surface. It was.
  • the texture of the steel material according to the present embodiment satisfies the following conditions (E) to (G).
  • E The area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane at a position of 1 to 5 mm from the surface is 30 to 60%.
  • F The area ratio of the region where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane in 1/4 of the plate thickness is 10 to 40%.
  • G In 1/2 part of the plate thickness, the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane is 40 to 70%.
  • the reason why the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane at a position of 1 to 5 mm from the surface is 60% or less is 1/4 part when it exceeds 60%. This is because the arrest property is not sufficiently improved by propagating while tilting without receiving the resistance of.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane at a position of 1 to 5 mm from the surface is preferably 35 to 55%, more preferably 40 to 50%. is there.
  • the reason why the area ratio of the region where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane in 1/4 part of the plate thickness is 40% or less is from 1/2 part when it exceeds 40%. This is because the crack propagation of 1/4 part becomes dominant, and the arrest property is not sufficiently improved by the straight propagation of the crack.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane in 1/4 of the plate thickness is preferably 13 to 37%, more preferably 15 to 35%. is there.
  • the reason why the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane in 1/2 part of the plate thickness is 70% or less is 1/4 part when it exceeds 70%. This is because the arrest property is not sufficiently improved by propagating while tilting without receiving resistance.
  • the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane is preferably 45 to 65%, more preferably 50 to 60%. Is.
  • the texture is measured by the EBSD method. More specifically, according to the EBSD method, the ⁇ 110 ⁇ plane is an angle within 15 ° with respect to the vertical plane at 1 to 5 mm from the surface, and the ⁇ 100 ⁇ plane is the vertical plane at 1/4 of the plate thickness. On the other hand, create a map of the area that makes an angle within 15 ° and the area that the ⁇ 110 ⁇ plane makes an angle within 15 ° with respect to the vertical plane in 1/2 of the plate thickness, and measure the total area. By dividing by the area, the area ratio can be obtained.
  • the plate thickness of the steel material according to the present embodiment is not particularly limited, but is preferably in the range of 50 to 100 mm, assuming application to a large welded structure.
  • the tensile strength TS of the steel material according to the present embodiment is preferably in the range of 510 to 720 MPa, and the yield stress YP is preferably in the range of 390 to 650 MPa. Evaluation of tensile strength TS and yield stress YP (tensile test) is performed according to JIS Z 2241: 2011.
  • the test piece shall be No. 1B test piece.
  • the test method shall be the permanent elongation method.
  • the steel material according to the present embodiment has excellent toughness of the weld heat affected zone (HAZ) when welded by large heat input welding.
  • HAZ weld heat affected zone
  • the HAZ toughness of high heat input welding is evaluated by applying a reproducible heat cycle test simulating high heat heat welding to a sample collected from the steel material according to the present embodiment, assuming application to electrogas welding.
  • a reproducible heat cycle condition it is simulated that a steel material having a plate thickness of 50 mm is welded by electrogas welding with a welding heat input amount of about 35 kJ / mm in one pass, and after heating from room temperature to 1400 ° C. It is held at 1400 ° C.
  • the V-notch test piece may be prepared according to the V-notch test piece described in JIS Z 2242: 2005.
  • the Charpy impact test may be performed according to JIS Z 2242: 2005.
  • the above thermal cycle conditions simulate the heat history when a steel material with a plate thickness of 50 mm is welded with a welding heat input of about 35 kJ / mm, but for a steel material with a plate thickness of 50 to 100 mm, 35 to 50 kJ /
  • the HAZ toughness when welded with a welding heat input of about mm can be evaluated by the above-mentioned reproducible heat cycle test.
  • the steel material according to the present embodiment has a predetermined microstructure, and if the grain boundary density or the texture is within the above range, the arrest property is excellent.
  • the arrest toughness value Kca at ⁇ 10 ° C. can be increased.
  • the arrest toughness value Kca -10 ° C at ⁇ 10 ° C. is 6000 N / mm 1.5 or more
  • the non-ductile transition temperature (NDT temperature) is ⁇ 60 ° C. or less
  • the fracture surface transition temperature (vTrs) is ⁇ 60 ° C. It is assumed that the arrest property is excellent when all of the following are satisfied.
  • the evaluation of the arrest toughness value Kca -10 ° C is based on the NK Ship Classification Association Steel Ship Regulations Inspection Procedure K, Annex K3.12.2-1. It is advisable to carry out in accordance with the "Inspection Procedure for Brittle Crack Propagation Stop Toughness Value Kca Test Method" of (2016). The arrest toughness value Kca at ⁇ 10 ° C. is determined by the test.
  • NDT temperature Nil-Ductility-Transition Temperature
  • ASTM E208-06 NRL (Naval Research Laboratory) drop test method specified in ASTM E208-06.
  • the test piece shall be a P-3 type (T: 16 mm, L: 130 mm, W: 50 mm), and shall be sampled up to a position of 16 mm in the plate thickness direction so as to include the outermost surface of the steel material.
  • the test piece is collected in the rolling direction (L direction), a welding bead is provided on the outermost surface of the test piece in the L direction, and a notch is provided in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) as a crack starter.
  • vTrs fracture surface transition temperature
  • the molten steel is vacuum degassed, Zr is added after the dissolved oxygen concentration of the molten steel becomes 0.0050% or less, and 1.0 to 5 from the addition of Zr.
  • the average cooling rate from 1200 ° C to 900 ° C when the surface temperature of the slab becomes a slab during the smelting process in which B is added after 0 minutes and the continuous casting of the molten steel after the smelting process to form a slab. , 0.5 ° C./sec or less, a heating step of heating the slab after the continuous casting step, and a hot rolling step of hot rolling the slab after the heating step into a steel material. including.
  • the molten steel is discharged from the steelmaking furnace into a ladle and then depressurized by a vacuum degassing device.
  • the composition may be adjusted by adding an alloy or the like while the steel is discharged from the ladle and then transported to the vacuum degassing device.
  • degassing is performed in a vacuum degassing device, the molten steel components excluding Zr and B are adjusted, and then Zr is added to the molten steel. It is desirable to control the dissolved oxygen concentration in the molten steel to 0.0050% or less before adding Zr. If Zr is added before the dissolved oxygen concentration reaches 0.0050% or less, it becomes difficult to refine the (Zr, B) -containing oxide particles, the number density decreases, and the (Zr, B) -containing oxide particles decrease. There is a risk that the Al 2 O 3 composition of the particles cannot be controlled to 50% by mass or less.
  • B is added 1.0 to 5.0 minutes after the addition of Zr.
  • B is segregated around the Zr-containing oxide so that the Zr-containing oxide contains the B nitride, and the B nitride is precipitated on the surface layer of the (Zr, B) -containing oxide particles. be able to. If the timing of adding B is less than 1.0 minute or more than 5.0 minutes after the addition of Zr, the desired (Zr, B) -containing oxide particles cannot be obtained.
  • the molten steel after the refining process is made into slabs in the continuous casting process.
  • the average cooling rate from 1200 ° C. to 900 ° C. is set to 0.5 ° C./sec or less.
  • the slab obtained by the continuous casting process is heated by the heating process and hot-rolled in the hot rolling process to obtain a steel material.
  • the conditions of the heating step and the hot rolling step are not particularly limited, but it is preferable to set the rolling conditions so that the plate thickness of the steel material is in the range of 50 to 100 mm.
  • the heating step and the hot rolling step as follows.
  • the heating step is a step that contributes to the structure control of the austenite phase by heating the slab.
  • the maximum surface temperature of the slab after the continuous casting step in the heating furnace is 950 to 1150 ° C. Heat to the range of. If the maximum surface temperature of the slab in the furnace is less than 950 ° C., the austenitization becomes insufficient and the austenite grains become finer, so that the hardenability is lowered. In this case, it is difficult to make a steel material having a thick plate thickness and high strength.
  • the maximum temperature range of the surface temperature of the slabs in the furnace is preferably 1000 to 1100 ° C.
  • the maximum surface temperature of the slab in the furnace can be calculated by a heat transfer model from the measured ambient temperature in the heating furnace.
  • the rough rolling process In the hot rolling process, the rough rolling process, the finish rolling process, and the cooling process are sequentially performed.
  • the slab heated in the heating step is subjected to a cumulative rolling reduction (rough rolling) of 10 to 75% at a rolling temperature of the recrystallization temperature Trex (° C.) or higher and 1050 ° C. or lower represented by the following formula (H). It is a process of rolling as the range of.
  • the slab heated in the heating step is rolled at a rolling temperature of the recrystallization temperature Trex (° C.) or higher and 1050 ° C. or lower represented by the following formula (H)
  • the surface temperature of the slab heated in the heating step is determined.
  • the rough rolling is started at a recrystallization temperature of Trex (° C.) or higher and 1050 ° C.
  • rolling with the cumulative rolling reduction (rough rolling) in the range of 10 to 75% means that the thickness of the slab heated in the heating step minus the thickness after rough rolling is subtracted, and the casting is heated in the heating step. Rolling is performed so that the cumulative rolling reduction (rough rolling) divided by the plate thickness of one piece is in the range of 10 to 75%. If the rolling temperature of the rough rolling exceeds 1050 ° C., the recrystallized austenite grains cannot be made fine even in the subsequent finish rolling. Further, when the rough rolling temperature is lower than the recrystallization temperature Trex (° C.), the productivity is lowered.
  • the preferred rolling temperature is 900-1000 ° C.
  • the surface temperature of the steel material at the end of rough rolling may be higher than the surface temperature of the steel material at the start of rough rolling. This is considered to be due to the effect of processing heat generated on the steel material due to rough rolling and the effect of heat transfer in the plate thickness direction of the steel material due to the fact that the internal temperature of the steel material is higher than the surface temperature of the steel material.
  • [Nb *] in the formula (H) is represented by the formula (I) [Sol.
  • the relationship between [Nb] and the Nb content (mass%) in steel is Nb ⁇ [Sol.
  • [Nb *] [Sol. Nb] and Nb ⁇ [Sol.
  • [Nb *] Nb.
  • C and N in the formula (I) are the contents (mass%) of C and N contained in the steel.
  • T in the formula (I) is the maximum temperature (° C.) of the slab surface in the heating furnace in the heating step.
  • the cumulative rolling reduction during rough rolling is less than 10%, it is difficult to make the austenite finer by recrystallization, and porosity may remain, resulting in internal cracking, ductility, and deterioration of toughness. Further, when the cumulative reduction rate exceeds 75%, the number of passes increases and the productivity decreases.
  • the preferred cumulative reduction rate is 30-60%.
  • finish rolling is performed on the steel material after the rough rolling step (finish rolling step).
  • Finish rolling step the rolled steel in the rough rolling step, (Ar 3 -50) ° C. or higher (provided that, Ar 3 is represented by the following formula (J)), the recrystallization temperature Trex represented by the above formula (H)
  • This is a step of rolling at a rolling temperature of less than (° C.) with a cumulative rolling reduction (finish rolling) in the range of 45 to 75%.
  • the steel after rough rolling (Ar 3 -50) °C or higher, the rolling as below the recrystallization temperature Trex (° C.), the surface temperature of the steel material after the rough rolling, (Ar 3 -50) °C or higher , which starts the finish rolling as below the recrystallization temperature Trex (° C.), the surface temperature of the steel upon completion of the finish rolling, (Ar 3 -50) °C or higher, below the recrystallization temperature Trex (° C.), and to Is.
  • rolling with the cumulative rolling reduction (finish rolling) in the range of 45 to 75% means that the plate thickness of the steel material rolled by rough rolling minus the plate thickness after finish rolling is subtracted from the steel material rolled by rough rolling. Rolling is performed so that the cumulative rolling reduction (finish rolling) divided by the plate thickness is in the range of 45 to 75%.
  • the finish rolling temperature is higher than the recrystallization temperature Trex (° C.), the unrecrystallized region is not sufficiently entered, the increase in dislocations is suppressed, and a predetermined grain boundary density cannot be obtained.
  • the finish rolling temperature is (Ar 3 -50) below ° C., over the productivity is lowered, the grain boundary density becomes difficult to obtain a desired range include deformed ferrite part.
  • the preferred finish rolling temperature is 760 to 840 ° C.
  • the surface temperature of the steel material at the end of finish rolling may be higher than the surface temperature of the steel material at the start of finish rolling. This is thought to be due to the effect of processing heat generated on the steel material due to finish rolling and the effect of heat transfer in the plate thickness direction of the steel material due to the fact that the internal temperature of the steel material is higher than the surface temperature of the steel material.
  • Ar 3 (° C.) 910-310 x C + 65 x Si-80 x Mn-20 x Cu-55 x Ni-15 x Cr-80 x Mo ... (J)
  • the element symbol of the formula (J) is the content (mass%) of each element contained in the steel, and 0 is substituted when the element is not contained.
  • the cumulative rolling reduction during finish rolling is less than 45%, it is difficult to obtain the specified grain boundary density due to the accumulation of dislocations, and if it exceeds 75%, the productivity decreases. Therefore, the cumulative reduction rate is set to 45 to 75%.
  • the preferred cumulative reduction rate range is 50-70%.
  • the steel material after the finish rolling process is cooled (cooling process).
  • the cooling start temperature (Ar 3 -100) ° C. or higher (provided that, Ar 3 is represented by the above formula (J)
  • the cooling stop temperature is set to 0 ° C. or higher and 600 ° C. or lower
  • the average cooling rate from the start of cooling to the stop of cooling is set to 2 to 15 ° C./sec.
  • the cooling start temperature, cooling stop temperature, and average cooling rate shall be the temperature at 1/4 part of the plate thickness of the steel material.
  • the temperature at 1/4 part of the plate thickness of the steel material can be calculated from the measured surface temperature by a heat transfer model.
  • the heating step and the hot rolling step are within the above-mentioned ranges, it is preferable to control the heating step and the hot rolling step as follows.
  • the heating step is a step that contributes to the structure control of the austenite phase by heating the slab.
  • the average temperature of the total thickness of the slabs when the slabs after the continuous casting step are extracted from the heating furnace in the heating step is in the range of 950 to 1200 ° C. To heat. If the average temperature of the total thickness of the slabs when extracted from the heating furnace is less than 950 ° C., austenitization becomes insufficient and hardenability is lowered due to the miniaturization of austenite grains, so that the plate thickness is thick and the strength is high. It is difficult to make a high steel material.
  • the average temperature of the total thickness of the slabs extracted from the heating furnace exceeds 1200 ° C.
  • the austenite grains become coarse, the recrystallization of the austenite grains in the rough rolling process becomes insufficient, and the texture is within a desired range. It becomes difficult to do.
  • the preferred heating temperature range is 1000 to 1150 ° C.
  • the average temperature of the total thickness of the slab can be calculated by a heat transfer model from the measured ambient temperature in the heating furnace.
  • the hot rolling process In the hot rolling process, the rough rolling process, the primary cooling process, the finish rolling process, and the secondary cooling process are sequentially performed.
  • the slab heated in the heating step is subjected to a cumulative rolling reduction (rough rolling) of 10 to 75% at a rolling temperature of the recrystallization temperature Trex (° C.) or higher and 1050 ° C. or lower represented by the following formula (K). It is a process of rolling as the range of.
  • the surface temperature of the slab heated in the heating step is determined. This means that the rough rolling is started at a recrystallization temperature of Trex (° C.) or higher and 1050 ° C.
  • rolling with the cumulative rolling reduction (rough rolling) in the range of 10 to 75% means that the thickness of the slab heated in the heating step minus the thickness after rough rolling is subtracted, and the casting is heated in the heating step. It means rolling so that the cumulative rolling reduction (rough rolling) divided by the plate thickness of one piece is in the range of 10 to 75%. If the rolling temperature of the rough rolling exceeds 1050 ° C., the recrystallized austenite grains cannot be made fine even in the subsequent finish rolling. Further, when the rough rolling temperature is lower than the recrystallization temperature Trex (° C.), the productivity is lowered.
  • the preferred rolling temperature is 900-1000 ° C.
  • the surface temperature of the steel material at the end of rough rolling may be higher than the surface temperature of the steel material at the start of rough rolling. This is considered to be due to the effect of processing heat generated on the steel material due to rough rolling and the effect of heat transfer in the plate thickness direction of the steel material due to the fact that the internal temperature of the steel material is higher than the surface temperature of the steel material.
  • [Nb *] in the formula (K) is represented by the formula (L) [Sol.
  • the relationship between [Nb] and the Nb content (mass%) in steel is Nb ⁇ [Sol.
  • [Nb *] [Sol. Nb] and Nb ⁇ [Sol.
  • [Nb *] Nb.
  • C and N in the formula (L) are the contents (mass%) of C and N contained in the steel.
  • T in the formula (L) is the average temperature (° C.) of the total thickness of the slabs when extracted from the heating furnace in the heating step.
  • the cumulative rolling reduction during rough rolling is less than 10%, it is difficult to make the austenite finer by recrystallization, and porosity may remain, resulting in internal cracking, ductility, and deterioration of toughness. Further, when the cumulative reduction rate exceeds 75%, the number of passes increases and the productivity decreases.
  • the preferred cumulative reduction rate is 30-60%.
  • the steel material after rough rolling is first cooled.
  • the cooling start temperature the following formula (M) are shown Ar 3 ° C. or higher, in the range of 1050 ° C. or less, the cooling stop temperature, 500 ° C. or higher, (Ar 3 -30) ° C. or less (, Ar 3 is represented by the following formula (M)), and the average cooling rate from the start of cooling to the stop of cooling is cooled at 35 to 100 ° C./sec.
  • the area ratio of can be in the range of 30 to 60%.
  • the cooling start temperature, cooling stop temperature, and average cooling rate shall be the temperature at a depth of 1 mm from the surface of the steel material.
  • the temperature at a depth of 1 mm from the surface of the steel material can be calculated from the actually measured surface temperature by a heat transfer model.
  • Ar 3 (° C.) 910-310 x C + 65 x Si-80 x Mn-20 x Cu-55 x Ni-15 x Cr-80 x Mo ... (M)
  • the element symbol of the formula (M) is the content (mass%) of each element contained in the steel, and 0 is substituted when the element is not added.
  • finish rolling is performed on the steel material after the primary cooling process.
  • the condition is that the finish rolling temperature is 750 to 850 ° C.
  • the number of rolling passes is 4 to 15
  • the average value of the rolling shape ratio is 0.5 to 1.0
  • the cumulative rolling reduction rate is 45 to 75%.
  • rolling under the condition that the cumulative rolling reduction (finish rolling) is 45 to 75% means that the thickness of the steel rolled by rough rolling minus the thickness after finish rolling is subtracted from the thickness of the steel rolled by rough rolling. It means rolling so that the cumulative rolling reduction (finish rolling) divided by the plate thickness of is in the range of 45 to 75%.
  • the finish rolling temperature exceeds 850 ° C., the unrecrystallized region is not sufficiently entered, the increase in dislocations is suppressed, and a predetermined texture cannot be obtained.
  • the finish rolling temperature is less than 750 ° C., the productivity is lowered and the processed ferrite is contained. Therefore, the ⁇ 110 ⁇ surface is formed at a position 1 to 5 mm from the surface and is perpendicular to the main rolling direction of the steel material. It may be difficult to reduce the area ratio of the region forming an angle of 15 ° or less to 60% or less.
  • the preferred finish rolling temperature is 760 to 840 ° C.
  • the number of rolling passes for finish rolling is less than 4, it is difficult to reduce the rolling shape ratio mj to 1 or less, and if it exceeds 15 passes, the productivity decreases.
  • the preferred number of passes is 5 to 13 passes.
  • the rolled shape ratio mj is calculated by the following formula (N).
  • the average value of the rolling shape ratio m j is the mean value of the rolling shape ratio m j in all rolling passes.
  • j is the number of rolling passes
  • m j is the shape ratio of the j-th pass
  • R is the roll radius (mm)
  • H j is the plate thickness (mm) after the j-pass. ..
  • the rolled shape ratio mj is an index showing what kind of strain component is applied to the steel material by rolling.
  • a small shape ratio gives a large shear strain component, and a large shape ratio gives a large compressive strain component. Since the change in the strain component due to the change in the shape ratio has a great influence on the formation of the texture of 1/4 of the plate thickness, the range is set as described above.
  • the reason for setting the average value of the rolled shape ratio mj to 0.5 to 1.0 is as follows.
  • the average value of the rolled shape ratio m j is less than 0.5, the shear strain of rolling becomes dominant, and the resulting ⁇ 100 ⁇ texture develops, and in 1/4 of the plate thickness, in the main rolling direction of the steel material. This is because it is difficult to set the area ratio of the region where the ⁇ 100 ⁇ plane forms an angle of 15 ° or less with respect to the vertical plane to 40% or less.
  • the average value of the rolled shape ratio mj exceeds 1.0, the compressive strain of rolling becomes dominant and the ⁇ 110 ⁇ texture develops due to this, so that ⁇ 100 ⁇ is formed in 1/4 of the plate thickness. This is because it is difficult to set the area ratio of the region where the surface forms an angle of 15 ° or less with respect to the vertical surface to 10% or more.
  • the range of the average value of the preferable shape ratio mj is 0.6 to 0.9.
  • the cumulative reduction rate is set to 45 to 75%.
  • the preferred cumulative reduction rate range is 50-70%.
  • Secondary cooling step the cooling start temperature (Ar 3 -100) ° C. or higher (provided that, Ar 3 is represented by the formula (M)), below the recrystallization temperature Trex represented by the above formula (K) (° C.)
  • the cooling stop temperature is set to 0 ° C. or higher and 600 ° C. or lower, and the average cooling rate from the start of cooling to the stop of cooling is set to 2 to 15 ° C./sec for cooling.
  • the cooling start temperature, cooling stop temperature, and average cooling rate shall be the temperature at the 1/4 position in the thickness direction of the steel material.
  • the temperature at the 1/4 position in the thickness direction of the steel material can be calculated from the actually measured surface temperature by a heat transfer model.
  • the steel material after hot rolling may be allowed to cool or may be quenched by quenching.
  • tempering may be performed after quenching by quenching.
  • the tempering is heated to the range of 350 to 650 ° C. after the hot rolling step. It is preferable to carry out the return step. By performing the tempering step, it is possible to reduce the dislocation density that has become excessively high due to rolling.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is described in this one condition example. It is not limited.
  • the present invention may adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • Example 1 The hot metal discharged from the blast furnace was desulfurized by hot metal pretreatment, de-P and de-C treatment was performed in a converter type refining vessel, and then steel was received in a ladle. At the time of steel removal, alloying elements were added and cover slag for heat retention was added.
  • the molten steel in the ladle was decompressed with an RH vacuum degassing device.
  • molten steel samples were taken as appropriate and subjected to analysis to obtain molten steel components.
  • the molten steel temperature changed from 1560 ° C to 1610 ° C.
  • alloys other than Zr and B were added to adjust the components, and vacuum degassing was performed to adjust the dissolved oxygen concentration.
  • the dissolved oxygen concentration was measured using an oxygen concentration probe.
  • Zr was added, and after a further 0.7 to 5.4 minutes, B was added.
  • a reflux treatment was performed to mix them uniformly.
  • B was added 2.4 minutes before the addition of Zr. Therefore, in Table 2B, the time difference between the addition times of Zr and B of the steel AR is described as "-2.4".
  • a 250 mm thick slab was obtained as a semi-finished product by the continuous casting method.
  • the average cooling rate from 1200 ° C. to 900 ° C. was set to 0.1 to 0.7 ° C./sec. Then, it was processed to a thickness of 50 to 100 mm by a hot rolling process to produce a steel material.
  • Tables 1A to 1D show the chemical composition and carbon equivalent of the steel material.
  • Tables 2A and 2B show the dissolved oxygen concentration when Zr was added, the time from Zr addition to B addition, and the average cooling rate from 1200 ° C. to 900 ° C. for the surface temperature of the slab during continuous casting.
  • Table 3A and Table 3B show Insol. Zr content, Sol. Zr content, B F, the (Zr, B) number density and Charpy absorbed energy containing oxide particles shown. Underlines in Tables 1C, 1D, 2B and 3B indicate that the values are outside the scope of the present invention.
  • the circle-equivalent diameter and number density of the (Zr, B) -containing oxide particles were measured by observing the surface of the mirror-polished steel material with a scanning electron microscope (SEM). Specifically, the number of (Zr, B) -containing oxide particles having a circle-equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more is measured in a range of 10 mm ⁇ 10 mm (100 mm 2 ) by SEM, and is divided by the observed visual field area. The number density was measured.
  • the particles whose number density is to be measured have a circle-equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more, and Zr and 0 of 5.0% by mass or more are quantitatively analyzed by the energy dispersive X-ray analyzer (EDX) attached to the SEM. . These particles contain 1% by mass or more of B and 1.0% by mass or more of O, and the composition of Al 2 O 3 is confirmed to be 50% by mass or less.
  • the Zr content was measured by electrolytic extraction residue analysis.
  • steel was dissolved by electrolysis in a non-aqueous solvent (acetylacetone-methanol solution), and the residue (precipitates and inclusions) was extracted with a filter having a pore size of 0.2 ⁇ m and separated. .. After separation, the amount of Zr contained in the solution was determined by Sol.
  • the Zr content is defined as the amount of Zr contained in the residue. The Zr content was used.
  • a test piece for a thermal cycle test was taken from the steel material.
  • the test piece was subjected to a heat cycle.
  • As specific thermal cycle conditions after heating from room temperature to 1400 ° C., holding at 1400 ° C. for 5 seconds, and then setting the temperature range from 800 ° C. to 500 ° C., which is the temperature range related to intragranular transformation, to 1.0. It was cooled at a controlled rate of ° C./sec.
  • Three V-notch test pieces were taken from the steel material after the thermal cycle was applied, and a Charpy impact test was performed at ⁇ 40 ° C. to measure the absorbed energy (vE- 40 ).
  • the V-notch test piece was prepared according to the V-notch test piece described in JIS Z 2242: 2005.
  • the Charpy impact test was conducted in accordance with JIS Z 2242: 2005.
  • the steels A to V of the examples of the present invention all have an average of 100 J or more and the minimum absorbed energy of the three test pieces is 50 J or more. It showed absorbed energy and had excellent toughness.
  • the steels AG to AH and AO to AS satisfied the range of the chemical composition of the present invention, but the production conditions did not satisfy the conditions of the present invention. Therefore, the steel AG is Sol.
  • the Zr content did not satisfy the present invention, and the steel AH was described in Insol.
  • the Zr content and BF did not satisfy the present invention.
  • the number density of the (Zr, B) -containing oxide particles did not satisfy the range of the present invention. As a result, HAZ toughness deteriorated.
  • the hot metal ejected from the blast furnace was desulfurized by hot metal pretreatment, and after de-P and de-C treatment in a converter type refining vessel, it was received in a ladle. At the time of steel removal, alloying elements were added and cover slag for heat retention was added.
  • the molten steel in the ladle was decompressed with an RH vacuum degassing device.
  • molten steel samples were taken as appropriate and subjected to analysis to obtain molten steel components.
  • the molten steel temperature changed from 1560 ° C to 1610 ° C.
  • alloys other than Zr and B were added to adjust the components, and vacuum degassing was performed to adjust the dissolved oxygen concentration.
  • the dissolved oxygen concentration was measured using an oxygen concentration probe.
  • Zr was added, and after a lapse of 0.8 to 5.3 minutes, B was added.
  • a reflux treatment was performed to mix them uniformly.
  • B was added 2.2 minutes before the addition of Zr. Therefore, in Table 2C, No.
  • the time difference between the addition of Zr and B in 151 was described as "-2.2".
  • the average cooling rate from 1200 ° C to 900 ° C is set to 0.1 to 0.7 ° C / sec in continuous casting by the continuous casting method. And said. Then, a slab having a thickness of 251 to 372 mm was obtained as a semi-finished product. Then, it was processed to a thickness of 50 to 100 mm by a hot rolling process to produce a steel material.
  • Tables 4A to 4D show the chemical composition and carbon equivalent of the steel material.
  • Tables 5A to 5C show the dissolved oxygen concentration when Zr is added, the time from Zr addition to B addition, and the average cooling rate from 1200 ° C. to 900 ° C. for the surface temperature of the slab during continuous casting.
  • Tables 5A to 5C show the conditions of the heating process and the hot rolling process.
  • Tables 6A to 6C show Insol. Zr content, Sol. Zr content, BF , number density of (Zr, B) -containing oxide particles, microstructure evaluation results, grain boundary density, tensile strength TS, yield stress YP, Charpy absorption energy and arrest toughness at -10 ° C. The values Kca, NDT temperature and vTrs are shown.
  • Table 4C, Table 4D, Table 5B, Table 5C, Table 6B, and Table 6C indicate that they are outside the scope of the present invention.
  • Example 2 a test piece for a thermal cycle test was taken from the steel material, and a Charpy impact test was performed at ⁇ 40 ° C. in the same manner as in Example 1 to measure the absorbed energy (vE- 40 ).
  • NDT temperature Nil-Ductility-Transition Temperature
  • the NDT temperature was determined by conducting a test in accordance with the NRL (Naval Research Laboratory) drop test method specified in ASTM E208-06.
  • the test piece was a P-3 type (T: 16 mm, L: 130 mm, W: 50 mm), and was sampled up to a position of 16 mm in the plate thickness direction so as to include the outermost surface of the steel material.
  • the test piece was collected in the rolling direction (L direction), a welding bead was provided in the L direction on the outermost surface of the test piece, and a notch was provided in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) as a crack starter.
  • vTrs fracture surface transition temperature
  • the arrest toughness value Kca at -10 ° C is 6000 N / mm 1.5 or more
  • the non-ductile transition temperature (NDT temperature) is -60 ° C or less
  • the fracture surface transition temperature (vTrs) is -60 ° C or less.
  • the tensile strength TS and the yield stress YP were evaluated according to JIS Z 2241: 2011.
  • the test piece was a No. 1B test piece.
  • the test method was the permanent elongation method. It was judged that preferable strength was obtained when the tensile strength TS was 510 to 720 MPa and the yield stress YP was 390 to 650 MPa.
  • Tables 5A and 6A, No. 1 which is an example of the present invention. All of 101 to 125 had excellent HAZ toughness and arrest property, and were also excellent in mechanical properties.
  • No. 138, 139, 148 to 152 the chemical composition satisfied the component range of the present invention, but the production conditions did not satisfy the conditions of the present invention. Therefore, No. 138 is Sol. The Zr content did not satisfy the present invention, and No. 139 is Insol. The Zr content and BF did not satisfy the present invention. No. In 148 to 152, the number density of (Zr, B) -containing oxide particles did not satisfy the range of the present invention. No. 137, No. Although the chemical composition of 143 satisfied the component range of the present invention, it was out of the preferable range, so that the HAZ toughness was excellent, but the arrest property was not sufficient. No.
  • a steel material was produced by processing to a thickness of 50 to 100 mm by a hot rolling process. That is, the chemical composition and carbon equivalent of the steel material are as shown in Tables 4A to 4D.
  • Tables 7A to 7C show the conditions of the heating step, the rough rolling step, the primary cooling step, the finish rolling step, the secondary cooling step, and the tempering step. Further, Tables 8A to 8C show Insol. Zr content, Sol.
  • the circle-equivalent diameter and number density of the (Zr, B) -containing oxide particles were measured by the same method as in Examples 1 and 2.
  • the tensile strength TS and the yield stress YP were evaluated by the same method as in Example 2.
  • No. 1 which is an example of the present invention. All of 201 to 225 had excellent HAZ toughness and arrest property, and were also excellent in mechanical properties.
  • the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle within 15 ° with respect to the vertical plane, which is the plane perpendicular to the main rolling direction at 1/2 part of the plate thickness.
  • the area ratio of the area was out of the preferable range.
  • No. In 255 to 264 and 271, the area ratio of the region where the ⁇ 110 ⁇ plane forms an angle of 15 ° or less with respect to the vertical plane which is the plane perpendicular to the main rolling direction at the position of 1 to 5 mm from the surface is preferable. It came off. No.
  • the average cooling rate in the secondary cooling was too high, so that the microstructure was out of the preferable range.
  • No. In 275 the cooling start temperature in the secondary cooling was too high, so that the microstructure was out of the preferable range. Therefore, although the HAZ toughness was excellent in these examples, the arrest property and mechanical properties were not in the preferable range.
  • the present invention it is possible to provide a steel material having excellent HAZ toughness, particularly a steel material having excellent toughness in HAZ of large heat input welding of 35 kJ / mm or more, and a method for producing the same.

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Abstract

この鋼材は、所定の化学組成を有し、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下であり、所定の下記式（１）及び（２）で表されるＢＦが０．００３０％以下であり、５．０質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１．０質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、円相当直径が０．５μｍ以上である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子であって、Ａｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である。

Description

鋼材及びその製造方法
　本発明は、鋼材及びその製造方法に関する。
　本願は、２０１９年０６月２７日に、日本に出願された特願２０１９－１１９７８９号、２０１９年１０月０７日に、日本に出願された特願２０１９－１８４５２８号、２０２０年０４月０１日、日本に出願された特願２０２０－０６５６４８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　鋼材の用途として、船舶、高層建築物その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンク、その他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物が挙げられる。近年、コンテナ船の積載重量増大等のため、溶接構造物の大型化が進められている。これに伴い、鋼材には板厚の厚肉化や高強度化が求められている。また、上記のような溶接構造物では、溶接部についてもより一層の安全性、信頼性の確保が必要とされ、溶接熱影響部の靱性（以下、「ＨＡＺ靱性」と称する場合がある。）の向上が課題になっている。
　また、溶接構造物の建造費全体に占める溶接施工費用は大きく、この費用を削減するためには高能率の溶接を行うことが求められる。具体的には、溶接を大入熱で行い、溶接パス数を減らすことが有効である。しかしながら、大入熱の溶接を行った場合、一般に、鋼材のＨＡＺの組織が粗大化し、靱性（ＨＡＺ靱性）の劣化が避けられない。
　従来、高張力鋼板のＨＡＺ靱性に対して、オーステナイト（γ）の結晶粒径、変態組織、ＨＡＺの硬さ、粗大硬質相等が大きな影響を及ぼすことが知られており、ＨＡＺ靱性向上のための種々の対策が提案されている。このうち、ＨＡＺ靱性の向上には、ＨＡＺ組織の微細化が最も有効であり、介在物を活用してＨＡＺ組織を微細化する方法が数多く提案されている。
　介在物を活用したＨＡＺ組織の微細化には、介在物のピン止め効果によって結晶粒の成長を抑制する方法と、溶接時の熱影響によって粗大化したオーステナイト粒内に、介在物を核としてフェライトを生成（粒内変態）させて組織を微細化する方法とがある。粒内変態による組織微細化に関して、これまでに、ＴｉＮなどの窒化物、ＭｎＳなどの硫化物、または高温でも化学的に安定な酸化物などをフェライト生成サイト（核）として利用する技術が提案されている。
　特許文献１には、ＲＥＭとＺｒとを含む介在物によってＨＡＺ靱性を向上させる方法が提案されている。
　特許文献２には、鋼中に含有される幅が１μｍ以上の介在物の組成において、介在物中のＺｒ量が５～６０％、ＲＥＭ量が５～５０％、Ａｌ量が５～３０％、Ｓ量が０％超２０％未満である鋼板が記載されている。
　特許文献３には、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌ、ＣａおよびＳを含有する複合酸化物を含み、鋼材中の複合酸化物について、円相当直径で３μｍ超の酸化物が１ｍｍ２あたり５．０個以下であり、かつ円相当直径が０．１～３μｍの複合酸化物について、所定の式を満たす複合酸化物個数が１００個／ｍｍ２以上であって、さらに、所定の式を満たす０．１～３μｍの複合酸化物の平均組成が、Ａｌ２Ｏ３：２０％以下、ＴｉＯ２：３～２０％、ＺｒＯ２：５～５０％、ＲＥＭ酸化物：５～５０％、ＣａＯ：５～５０％、Ｓ：１～１５％である鋼材が記載されている。
　特許文献４には、Ｚｒ、ＲＥＭ、およびＣａを含有する酸化物を含み、鋼材に含まれる全介在物のうち、円相当直径で０．１～２μｍの介在物が観察視野面積１ｍｍ２あたり１２０個以上、円相当直径で３μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ２あたり５．０個以下であり、且つ鋼材に含まれる介在物の成分組成が、下記式（１）の関係を満足する鋼材が記載されている。
　（Insol.Ｔｉ－３．４×Insol.Ｎ）／Insol.Ａｌ＝１．０～８　…（１）
　特許文献５には、平均組成で、ＺｒＯ２：５～５０％、ＲＥＭの酸化物：５～５０％、ＣａＯ：５０％以下を満足する介在物であって、円相当直径で０．１～２μｍの介在物が観察視野面積１ｍｍ２あたり１２０個以上、円相当直径で３μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ２あたり５．０個以下、円相当直径で５μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ２あたり５．０個以下であり、全介在物の個数に対して、ＲＥＭとＺｒのモル比（ＲＥＭ／Ｚｒ）が０．６～１．４を満足するＲＥＭおよびＺｒ含有介在物Ｉの個数割合が３０％以上であるか、および／または、全介在物の個数に対して、ＲＥＭとＺｒの合計モル数と、ＡｌとＣａとＴｉの合計モル数との比［（ＲＥＭ＋Ｚｒ）／（Ａｌ＋Ｃａ＋Ｔｉ）］が０．５～１．２を満足するＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｃａ、およびＴｉ含有介在物ＩＩの個数割合が４０％以上である鋼材が記載されている。
　しかしながら、これらの技術では一定のＨＡＺ靱性向上効果は得られるものの、大入熱溶接のＨＡＺにおいては必ずしも十分な靱性が得られるとは言えなかった。
　また、船舶、高層建築物、その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンク、その他の大型タンク、ラインパイプ等の構造物に使用される鋼材には、構造物の脆性破壊を抑制するために、脆性破壊が伝搬することを抑制する能力であるアレスト性（脆性破壊伝搬停止機能）が求められる場合もある。特に高強度厚鋼板では、アレスト性を向上させることが望まれている。
　しかしながら、特許文献１～５では、アレスト性については考慮されていなかった。
日本国特開２００８－２９１３４７号公報 日本国特開２０１４－２１４３７１号公報 日本国特開２０１４－１８５３６４号公報 日本国特開２０１４－１４３２号公報 日本国特開２０１２－１６２７９７号公報
　本発明は、優れたＨＡＺ靱性、特に、入熱３５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接のＨＡＺにおいて優れた靱性を有する鋼材及びその製造方法の提供を課題とする。
　また、本発明は、優れたＨＡＺ靱性、特に、入熱３５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接のＨＡＺにおいて優れた靱性を有し、更に優れたアレスト性を有し、高強度である鋼材及びその製造方法の提供を好ましい課題とする。
　本発明者らは、ＨＡＺにおける組織微細化のための粒内フェライト生成サイトとしてＺｒ含有酸化物及びＢ窒化物に着目して鋭意検討を行った。その結果、主として下記の（Ａ）～（Ｅ）の新知見を得た。
（Ａ）鋼中におけるＳｏｌ．Ｚｒが少ないほどＨＡＺ靱性は改善される傾向にあり、鋼中におけるＳｏｌ．Ｚｒは０．００１０質量％以下にすることが好ましい。ここで、Ｓｏｌ．Ｚｒは酸可溶性Ｚｒであって、電解抽出残渣分析法などで測定可能な、鋼中に固溶しているＺｒに相当する。
（Ｂ）Ｚｒ及びＢの含有により、鋼中ではＺｒ含有酸化物を核としてＢ窒化物が析出する。このようなＢ窒化物が析出した（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子は、Ｚｒ含有酸化物に比べて、粒内フェライト生成サイトとしてより有効に機能する。このような（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を得る場合、精錬工程において溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、次いで、Ｂを添加することで、鋼に固溶するＢ量であるＢＦを０．００３０質量％以下にすることが好ましい。
（Ｃ）（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子に含まれるＡｌ２Ｏ３が介在物粒子の組成において５０質量％以下であると、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能する。Ａｌ２Ｏ３を５０質量％以下とする場合、精錬工程において溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、その後、連続鋳造することが好ましい。
（Ｄ）（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、円相当直径が０．５μｍ以上であり、かつ、Ａｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である場合、ＨＡＺに粒内フェライトが微細かつ多量に生成し、ＨＡＺ靱性が向上する。
（Ｅ）強脱酸元素として作用するＡｌを鋼中に過剰に含有すると、Ｚｒ含有酸化物の生成が阻害される。溶鋼中の溶存酸素量を確保し、Ｚｒ含有酸化物を鋼中に生成させるため、Ａｌ含有量は０．０１０質量％以下にすることが好ましい。また、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのように、Ａｌよりも更に脱酸力の強い元素は合計で０．０００５質量％以下に制限することが好ましい。
　更に、本発明者らは、上記（Ａ）～（Ｅ）に加えて、ミクロ組織及び、板厚方向の結晶粒界密度または板厚方向の集合組織を制御することにより、鋼材表面に平行な方向、例えば、圧延方向と垂直又は平行な方向のアレスト性が向上することを見いだした。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ　：０．０４０～０．１６０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．７０～２．５０％、Ｐ　：０．０３０％以下、Ｓ　：０．００８％以下、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量の合計：０．０００５％以下、Ｎ　：０．００１０～０．００８０％、Ｏ　：０．０００５～０．００４０％、Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、Ｂ　：０．０００３～０．００４０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～２．５０％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｖ　：０～０．１５０％、Ｗ　：０～１．００％、Ｓｎ：０～０．５０％、残部：Ｆｅ及び不純物元素、からなり、　Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下であり、下記式（１）及び（２）で表されるＢＦが０．００３０％以下であり、５．０質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１．０質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、円相当直径が０．５μｍ以上である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子であって、Ａｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である。
　ＢＦ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４）　…（１）
　ＢＦ’＞Ｂの場合ＢＦ＝Ｂ、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合ＢＦ＝ＢＦ’、ＢＦ’＜０の場合ＢＦ＝０　…（２）
　ただし、式（１）及び式（２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
［２］上記［１］に記載の鋼材は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．１０～１．００％、Ｎｉ：０．１０～２．５０％、Ｃｒ：０．１０～１．００％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、Ｖ　：０．０１０～０．１５０％、Ｗ　：０．０１～１．００％、およびＳｎ：０．０３～０．５０％からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の鋼材は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、を含有し、前記ＢＦが０．００２０％以下であり、下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑが、０．３０％～０．５５％であり、面積率で５～７０％のフェライトと、面積率で３０％以上のベイナイトと、面積率で０～１５％のパーライトと、面積率で０～５％のマルテンサイト・オーステナイト混合組織とを含有するミクロ組織を有し、表面から１～５ｍｍの位置における結晶粒界密度が、５００～１１００ｍｍ／ｍｍ２であり、板厚の１／４部の位置における結晶粒界密度が、４００～１０００ｍｍ／ｍｍ２であり、板厚の１／２部の位置における結晶粒界密度が、３００～９００ｍｍ／ｍｍ２であってもよい。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　…（３）
　式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［４］上記［１］または［２］に記載の鋼材は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、を含有し、前記ＢＦが０．００２０％以下であり、下記式（４）で表される炭素当量Ｃｅｑが、０．３０％～０．５５％であり、面積率で５～７０％のフェライトと、面積率で３０％以上のベイナイトと、面積率で０～１５％のパーライトと、面積率で０～５％のマルテンサイト・オーステナイト混合組織とを含有するミクロ組織を有し、主圧延方向に対して垂直な面である垂直面の、表面から１～５ｍｍの位置において、｛１１０｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が３０～６０％であり、前記垂直面の板厚の１／４部において、｛１００｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が１０～４０％であり、前記垂直面の板厚の１／２部において、｛１１０｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が４０～７０％であってもよい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　…（４）
式（４）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［５］本発明の別の態様に係る鋼材の製造方法は、［１］または［２］に記載の鋼材の製造方法であって、溶鋼に対して真空脱ガスを行い、前記溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、Ｚｒ添加から１．０～５．０分経過後にＢを添加する精錬工程と、前記精錬工程後の前記溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．５℃／秒以下とする連続鋳造工程と、前記連続鋳造工程後の前記鋳片を加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱間圧延工程と、を備える。
［６］上記［５］に記載の鋼材の製造方法は、［３］に記載の鋼材の製造方法であって、前記加熱工程では、加熱炉内に在炉中の前記鋳片の表面温度の最高温度が、９５０～１１５０℃の範囲になるように加熱し、前記熱間圧延工程は、粗圧延工程と、仕上圧延工程と、冷却工程とを順次行う工程であり、前記粗圧延工程では、前記加熱工程で加熱した前記鋳片を、下記式（５）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下の圧延温度で、累積圧下率１０～７５％で圧延し、Ａｒ３が下記式（６）で表されるとき、前記仕上圧延工程では、仕上圧延温度を（Ａｒ３－５０）℃以上、前記再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満とし、累積圧下率４５～７５％の条件で圧延し、前記冷却工程では、冷却開始温度を（Ａｒ３－１００）℃以上、前記再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満の範囲とし、冷却停止温度を０℃以上、６００℃以下の範囲とし、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を２～１５℃／秒とする条件で冷却してもよい。
Ｔｒｅｘ（℃）＝－９１９００×［Ｎｂ＊］２＋９４００×［Ｎｂ＊］＋７７０　…（５）
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　…（６）
［Ｓｏｌ．Ｎｂ］＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　…（７）
　ただし、式（５）中の［Ｎｂ＊］は、式（７）で表される［Ｓｏｌ．Ｎｂ］と、鋼中のＮｂ含有量（質量％）との関係が、Ｎｂ≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］とし、Ｎｂ＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝Ｎｂとし、
　式（６）～式（７）の元素記号は鋼中に含まれる各元素の質量％での含有量であり、当該元素を含有しない場合は０を代入し、
　式（７）中のＴは前記加熱工程における前記鋳片の抽出時の前記鋳片の単位℃での温度である。
［７］上記［５］に記載の鋼材の製造方法は、［４］に記載の鋼材の製造方法であって、前記加熱工程では、加熱炉から抽出する際の前記鋳片の全厚平均温度が、９５０～１２００℃の範囲になるように加熱し、前記熱間圧延工程は、粗圧延工程と、一次冷却工程と、仕上圧延工程と、二次冷却工程とを順次行う工程であり、前記粗圧延工程では、前記加熱工程で加熱した前記鋳片を、下記式（８）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下の圧延温度で、累積圧下率１０～７５％で圧延し、Ａｒ３が下記式（９）で表されるとき、前記一次冷却工程では、冷却開始温度を、Ａｒ３℃以上、１０５０℃以下の範囲とし、冷却停止温度を、５００℃以上、（Ａｒ３－３０）℃以下の範囲とし、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を、３５～１００℃／秒とする条件で冷却し、前記仕上圧延工程では、仕上圧延温度が７５０～８５０℃、圧延パス数が４～１５パス、圧延形状比の平均値が０．５～１．０、累積圧下率が４５～７５％となる条件で圧延し、前記二次冷却工程では、冷却開始温度を（Ａｒ３－１００）℃以上とし、下記式（８）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満の範囲とし、冷却停止温度を０℃以上、６００℃以下の範囲とし、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を２～１５℃／秒とする条件で冷却してもよい。
Ｔｒｅｘ＝－９１９００×［Ｎｂ＊］２＋９４００×［Ｎｂ＊］＋７７０　…（８）
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　…（９）
［Ｓｏｌ．Ｎｂ］＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　…（１０）
　ただし、式（８）中の［Ｎｂ＊］は、式（１０）で表される［Ｓｏｌ．Ｎｂ］と、鋼中のＮｂ含有量（質量％）との関係が、Ｎｂ≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］とし、Ｎｂ＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝Ｎｂとし、
　式（９）～式（１０）の元素記号は鋼中に含まれる各元素の質量％での含有量であり、当該元素を含有しない場合は０を代入し、
　式（１０）中のＴは前記加熱工程における前記鋳片の抽出時の前記鋳片の単位℃での温度である。
［８］上記［６］または［７］に記載の鋼材の製造方法は、前記熱間圧延工程後に、前記鋼材を３５０～６５０℃の範囲に加熱する焼き戻しを行う焼き戻し工程を備えてもよい。
　本発明の上記態様によれば、優れたＨＡＺ靱性、特に、入熱３５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接のＨＡＺにおいて優れた靱性を有する鋼材及びその製造方法を提供できる。また、本発明の好ましい態様によれば、優れたＨＡＺ靱性、特に、入熱３５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接のＨＡＺにおいて優れた靱性を有し、優れたアレスト性を有し、高強度である鋼材及びその製造方法を提供できる。
　Ｔｉ酸化物やＢ窒化物は溶接金属やＨＡＺに分散し、その組織を微細化する効果を有することが知られている。これに対し、Ｚｒは一般的に鋼材に添加される元素ではなく、Ｚｒ含有による効果に関して、過去に行われた研究は非常に限られていた。
　特に、これまでに、Ｚｒ含有酸化物に更に複合析出したＢ窒化物が、鋼材のＨＡＺ組織の微細化及びそれによるＨＡＺ靱性向上にどのように影響するかについて検討されたことは無い。また、Ｚｒ含有酸化物の組成とＢ窒化物との関係についても、検討されたことは無い。
　本発明者らは、ＨＡＺ組織微細化のための粒内フェライト生成サイトとしてＺｒ含有酸化物及びＢ窒化物に着目し、鋭意検討を行った。その結果、主として下記の（ａ）～（ｅ）の新知見を得た。
（ａ）ＨＡＺ組織の微細化に寄与するＺｒ含有酸化物を所定の個数密度以上得るためには、Ｚｒ含有量を一定量以上にする必要がある。一方で、鋼中のＺｒの全てが酸化物を形成するわけではなく、一部のＺｒは酸化物を形成せず鋼中に残存する。この酸化物を形成しないＺｒ（Ｓｏｌ．Ｚｒ）は、ＨＡＺのみならず鋼材自体の靱性を著しく劣化させる。そのため、ＨＡＺ靱性及び鋼材自体の靱性を確保するには、鋼中におけるＳｏｌ．Ｚｒを低減する必要がある。Ｓｏｌ．Ｚｒが少ないほど靱性は改善する傾向にある。ＨＡＺ靱性に優れる鋼材を得るためにはＳｏｌ．Ｚｒ含有量を０．００１０質量％以下に制限することが好ましい。より一層のＨＡＺ靱性改善のためにはＳｏｌ．Ｚｒ含有量を０．０００３質量％以下に制限することが望ましい。
（ｂ）Ｚｒ含有酸化物を分散させた鋼では、介在物の個数が増加しても、全ての介在物がフェライトの生成サイトとして機能するわけではなく、フェライト生成サイトとして機能する介在物と、生成サイトとして機能しない介在物とが存在することがわかった。
　本発明者らは、より有効にフェライト生成を促進させるために種々の元素について検討した。その結果、Ｂを一定量以上含有させることで、鋳造、熱間圧延または溶接時に、Ｚｒ含有酸化物を核としてＢ窒化物が析出し、この複合析出物である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が、粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能することを見出した。
　即ち、Ｂ窒化物によって、単独では粒内フェライト生成サイトとして機能し難かったＺｒ含有酸化物も、フェライト生成サイトになり、より効率的にＨＡＺ組織の微細化に寄与する。本発明者らが検討した結果、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を得るためには、精錬工程において溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、次いで、Ｂを添加することで、鋼に固溶するＢ量であるＢＦを０．００３０質量％以下にすることが好ましいことが分かった。
（ｃ）鋼中では、Ｂ以外にもＴｉが窒化物形成元素として作用する。そのため、Ｂ窒化物を効率的に析出させるためには、Ｔｉ窒化物の生成を抑制する必要がある。本発明者らは、酸化物、窒化物を含めた介在物の生成機構を明らかにし、Ｂ窒化物を生成させるための条件を明らかにすべく検討を行った。
　Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂを含む溶鋼中では、まずＴｉよりも脱酸力が強いＺｒが優先的に酸化物となり、余った酸素（Ｏ）とＴｉとが結合して、ＺｒとＴｉとの複合酸化物となる。次に、酸化物を形成せずに余ったＴｉは、窒素（Ｎ）と結合して窒化物を形成する。次に、Ｔｉと結合せずに余った窒素がＢ窒化物を形成すると考えられる。
　ＺｒはＺｒＯ２、ＴｉはＴｉ２Ｏ３及びＴｉＮ、ＢはＢＮをそれぞれ形成すると考えられるので、これらの原子量又は分子量を基に、下記式（Ａ１）を用いて、Ｂ窒化物となるＢ（ＢａｓＢＮ）の含有量（質量％）を求めることができる。そして、下記式（Ａ２）に示すように、鋼に含有させるＢからＢ窒化物となるＢを差し引いた差分を、鋼に固溶するＢの計算値（ＢＦ’）とする。そして、下記式（Ａ２）で求めた計算値ＢＦ’と鋼中のＢ量との関係がＢＦ’＞Ｂの場合は、鋼中のＢ量を、鋼に固溶するＢ量（ＢＦ）とする（ＢＦ＝Ｂ）。また、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合は、下記式（Ａ２）で求めた計算値ＢＦ’を、鋼に固溶するＢ量（ＢＦ）とする（ＢＦ＝ＢＦ’）。更に、ＢＦ’＜０の場合は、鋼に固溶するＢ量（ＢＦ）を０質量％とする（ＢＦ＝０）。このようにして求められるＢＦを０．００３０質量％以下とすることにより、Ｂ窒化物によるＨＡＺ靱性改善効果が得られると考えられる。
　ＢａｓＢＮ＝（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４）　…（Ａ１）
　ＢＦ’＝Ｂ－ＢａｓＢＮ　…（Ａ２）
　ここで、式（Ａ１）中のＮ、Ｔｉ及びＯは、鋼中に含まれる各元素（Ｎ、Ｔｉ、Ｏ）の含有量（質量％）であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの含有量（質量％）である。
　また、式中（Ａ２）のＢは、鋼中に含まれるＢ含有量（質量％）であり、ＢａｓＢＮは式（Ａ１）より求まる値である。
　ＢＦが０．００３０質量％以下となる成分を有する鋼片を熱間圧延して得られた鋼材には、微細なＺｒ含有酸化物（主にＺｒとＴｉとを含有する複合酸化物）が分散する。また、一部のＺｒ含有酸化物には、更にＢ窒化物が複合析出する。
　Ｂ窒化物は溶接時に１２００℃超の温度域に加熱されると再固溶するが、Ｚｒ含有酸化物は１４００℃に加熱されても安定に存在する。したがって、溶接の加熱時にＢ窒化物は固溶し、固溶ＢがＺｒ含有酸化物の周囲に偏在する。この固溶Ｂは溶接後の冷却過程において酸化物を核とするＢ窒化物として再析出すると考えられる。
（ｄ）更に、Ｚｒ含有酸化物にＢ窒化物を効率的に析出させやすくするには、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の組成を制御する必要がある。具体的には、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子に含まれるＡｌ２Ｏ３組成を５０質量％以下にすると、Ｂ窒化物がより効率よく析出し、粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能するようになる。
（ｅ）また、Ａｌは、鋼中において強脱酸元素として作用するので、多量に鋼中に含有されると、ＺｒやＴｉの酸化物生成を阻害する。溶鋼中の溶存酸素量を確保し、Ｚｒ含有酸化物を鋼中に生成させるため、Ａｌ含有量は０．０１０質量％以下とすることが好ましい。より望ましくはＡｌ含有量を０．００５質量％以下とする。Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのように、Ａｌよりも強力な脱酸元素は合計で０．０００５質量％以下とすることが好ましい。
　これらの条件を満たす鋼材では、所定のサイズの（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が、所定の個数を満たすように生成する。また、この（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の多くは、ＺｒとＴｉとを含有する複合酸化物であり、酸化物を核としてＢ窒化物が析出し、更に、Ａｌ２Ｏ３組成（組成におけるＡｌ２Ｏ３の割合）が５０質量％以下となっている。そして、この鋼材に対して実際に大入熱溶接を行ってみると、酸化物の粒子は、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成サイトとして有効に機能し、ＨＡＺ組織の微細化を通じてＨＡＺ靱性を改善させることが明らかになった。
　また、本発明者らは、上述した、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を生成させた鋼材において、鋼材のアレスト性を向上させるべく鋭意検討を行った。その結果、主として下記の（ｆ）～（ｇ）の新知見を得た。
（ｆ）ＢＦを０．００２０質量％以下とすると、鋼材の組織が微細化することによりアレスト性を向上させることができる。
（ｇ）鋼材の化学組成及びＺｒ含有酸化物に加えて、ミクロ組織及び、板厚方向の結晶粒界密度または板厚方向の集合組織を制御することにより、鋼材表面に平行な方向、例えば、圧延方向と垂直又は平行な方向のアレスト性を向上できる。
　以下、本発明の一実施形態に係る鋼材（本実施形態に係る鋼材）について詳細に説明する。
　本実施形態に係る鋼材は、質量％で、Ｃ　：０．０４０～０．１６０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．７０～２．５０％、Ｐ　：０．０３０％以下、Ｓ　：０．００８％以下、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｎ　：０．００１０～０．００８０％、Ｏ　：０．０００５～０．００４０％、Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、Ｂ　：０．０００３～０．００４０％、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量の合計：０．０００５％以下を含有し、必要に応じて、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：２．５０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ　：０．１５０％以下、Ｗ　：１．００％以下、及びＳｎ：０．５０％以下からなる群から選択される１種以上を含有し、残部：Ｆｅ及び不純物元素、からなり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下であり、下記式（Ｂ１）及び（Ｂ２）で表されるＢＦが０．００３０％以下であり、５．０質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１．０質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、円相当直径が０．５μｍ以上である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子であって、Ａｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である。
　ＢＦ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４）　…（Ｂ１）
　ＢＦ’＞Ｂの場合ＢＦ＝Ｂ、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合ＢＦ＝ＢＦ’、ＢＦ’＜０の場合ＢＦ＝０　…（Ｂ２）
　ただし、式（Ｂ１）及び式（Ｂ２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
　まず、本実施形態に係る鋼材の化学組成について説明する。以下の化学組成の説明では、各元素の含有量に関する「質量％」を「％」と表記する。
Ｃ：０．０４０～０．１６０％
　Ｃは、鋼材の強度と靱性とを向上させるために有効な元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量を０．０４０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０６０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１６０％を超えると、良好なＨＡＺ靱性を確保することが困難になるので、Ｃ含有量は、０．１６０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１４０％以下、より好ましくは０．１２０％以下である。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸元素、及び強化元素として有効な元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺ靱性が大きく劣化するので、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下又は０．３０％以下である。
Ｍｎ：０．７０～２．５０％
　Ｍｎは、鋼材の強度と靱性とを経済的に向上させるために有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．７０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．２０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の鋼材とＨＡＺの靱性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は、２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下又は１．６０％以下である。
Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素である。ＨＡＺ靱性を安定的に確保するために、Ｐ含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。下限は０％であるが、Ｐ含有量を低減させるためのコストを考慮し、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．００８％以下
　Ｓは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｓ含有量が０．００８％を超えると中心偏析部において延伸したＭｎＳが多量に生成し、鋼材及びＨＡＺの靱性や延性が劣化する。このためＳ含有量を０．００８％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定せず０％でもよいが、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
Ａｌ：０．０１０％以下
　Ａｌは、一般的には、脱酸元素として、積極的に添加される元素である。しかしながら、Ａｌは優先的に酸素と反応しやすいので、その含有量が過剰な場合には、所望する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の形成が不十分となる。この場合、ＨＡＺにおける有効なフェライト生成サイトが減少する。更に、Ａｌ含有量が過剰になると、粗大なクラスター状のアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）系介在物の形成が助長され、鋼材及びＨＡＺの靱性が劣化する。よって、Ａｌ含有量はできる限り低減することが好ましい。許容できるＡｌ含有量は０．０１０％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以下とする。Ａｌ含有量の下限は特に限定する必要はないが、０．０００５％以上または０．００１％以上としてもよい。
Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計：０．０００５％以下
　Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、Ａｌよりも更に優先的に酸素と反応しやすい元素である。所望する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物を形成させるために、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量の合計を０．０００５％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量が０．０００３％未満、Ｍｇ含有量が０．０００３％未満、かつＲＥＭ含有量が０．０００３％未満で、その含有量の合計が０．０００５％以下とする。
Ｎ：０．００１０～０．００８０％
　Ｎは、本実施形態に係る鋼材において重要な元素である。本実施形態に係る鋼材では、その製造工程において、鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制するために、Ｔｉ窒化物を形成させる。本実施形態に係る鋼材では、このＴｉ窒化物を形成させるため、Ｎ含有量を０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。
　一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、鋼材が脆化する。そのため、Ｎ含有量は、０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６５％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
Ｏ：０．０００５～０．００４０％
　Ｏは鋼中に含有される元素であり、溶存、もしくは酸化物として存在する。両者を明確に分離することは困難であることから、本発明でのＯ含有量は両者を合わせた全酸素含有量（Ｔ．Ｏとも記載する。）とする。鋼材中のＯ含有量が０．０００５％未満になると、靱性確保に必要な酸化物分散数が得られない。そのため、Ｏ含有量を０．０００５％以上とする。
　一方、Ｏ含有量が０．００４０％を超えると溶鋼の清浄性が悪化するとともに、溶鋼段階にてノズル閉塞といった生産性が低下する要因となり得る。このため、鋼材中のＯ含有量を、０．００４０％以下とする。
　また、鋼の精錬工程においてＺｒを添加する前の溶鋼に、溶存酸素が０．００５０％を超えて含有されていた場合、Ｚｒ添加により生成するＺｒＯ２量が多くなり、溶鋼を連続鋳造する際のタンディッシュへの注入ノズルの閉塞のリスクが高くなる。また、Ｚｒを添加する前の溶鋼の溶存酸素が高いと、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子中のＡｌ２Ｏ３の割合が増大する場合がある。そのため、溶鋼段階でＺｒ添加前に溶存酸素を０．００５０％以下に低減しておくことが望ましい。
Ｔｉ：０．００３～０．０２４％
　Ｔｉは、Ｚｒとともに（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を形成する元素である。この（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子はＨＡＺにおける粒内フェライト生成サイトとして機能し、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。この効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００３％以上とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．００５％以上である。
　一方で、Ｔｉは窒化物を生成する。Ｔｉ窒化物が多量に生成するとＢ窒化物の生成量が抑制され、本実施形態で所望する効果が得られなくなる。更に、過剰なＴｉはＴｉＣを形成し、鋼材及びＨＡＺの靱性を劣化させる。よって、Ｔｉ含有量は０．０２４％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２０％以下である。
Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％
　鋼材に含まれるＺｒ含有量は、後ほど説明するＳｏｌ．ＺｒとＩｎｓｏｌ．Ｚｒとの含有量の合計である。Ｚｒ含有量は、０．０００７％以上であり、好ましくは０．００１０％以上である。Ｚｒ含有量は、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒの上限とＳｏｌ．Ｚｒの上限との合計、すなわち、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００４０％以下である。
Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下
　Ｓｏｌ．Ｚｒは、酸可溶性Ｚｒ、すなわち、鋼中に固溶しているＺｒを表わす。Ｓｏｌ．Ｚｒ含有量が増えると、ＨＡＺ靱性が著しく劣化する。そのため、その含有量を０．００１０％以下とする。Ｓｏｌ．Ｚｒ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定せず、０％でもよい。
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％
　Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒであり、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子等の介在物中に含まれるＺｒである。Ｚｒは粒内変態の核となる酸化物を形成する重要な元素である。しかしながら、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒが０．０００７％よりも少ないと、靱性確保に必要な酸化物組成とならない。そのため、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量を０．０００７％以上とする。
　一方で、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量が０．００４０％を超える場合、その多くが溶鋼段階で生成したＺｒＯ２であり、ノズル閉塞が生じる頻度が高くなる。このため、鋼材中のＩｎｓｏｌ．Ｚｒは０．００４０％以下とする。
　溶鋼段階ではＳｏｌ．ＺｒおよびＩｎｓｏｌ．Ｚｒの含有量についての制限は特に無いが、溶存酸素に対してＺｒが過剰に添加されると、鋼材までＳｏｌ．Ｚｒが多く残存することに加え、溶存酸素濃度が低下して（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が低下してしまう。このため、溶鋼段階でのＳｏｌ．Ｚｒ含有量は０．００２０％以下であることが望ましい。また、ノズル閉塞を生じさせないためにも、溶鋼段階でのＩｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量は０．００２０％以下であることが望ましい。
　上述のＩｎｓｏｌ．Ｚｒ及びＳｏｌ．Ｚｒの含有量は、電解抽出残渣分析法によって測定することができる。電解抽出残渣分析法は、鋼を非水溶媒（アセチルアセトン－メタノール溶液など）中での電解によって母相を溶解させて、残渣（析出物や介在物）を孔径０．２μｍのフィルターで抽出し、分離する方法である。分離後、溶液に含まれるＺｒの量がＳｏｌ．Ｚｒ含有量であり、残渣に含まれるＺｒの量がＩｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量である。
Ｂ：０．０００３～０．００４０％
　Ｂは、鋼材の焼き入れ性を向上させるとともに、Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢＮとして析出して（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を形成し、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の粒内変態能を向上させる元素である。Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢＮとして析出させるには、Ｂが少なくとも０．０００３％以上含まれている必要がある。
　一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超えても効果が飽和するため、Ｂ含有量は０．００４０％以下とする。
　鋼材中のＢ含有量を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＢ含有量は０．０００３～０．００４０％の範囲であることが望ましい。
　本実施形態に係る鋼材は、上記の各元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることを基本とする。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料から、又はその他の要因により混入する成分であって、特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　しかしながら、本実施形態に係る鋼材には、Ｆｅの一部に代えて、強度を更に高める目的で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＶからなる群から選択される１種または２種以上を後述の範囲で含有させてもよい。また、耐食性を高める目的で、Ｗ及びＳｎからなる群から選択される１種または２種を後述の範囲で含有させてもよい。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ及びＳｎは必須元素ではないので、これらの元素の下限は０％である。以下、これらの元素の好ましい含有量について説明する。
　本実施形態に係る鋼材は、更に質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：２．５０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．１５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
Ｃｕ：０～１．００％
　Ｃｕを含有することにより、鋼材の強度、及び靱性を向上することができるので含有させてもよい。Ｃｕの含有効果を安定して得るために、Ｃｕ含有量を０．１０％以上としてもよい。鋼材の強度及び靱性の向上のために、Ｃｕ含有量を０．１０％以上又は０．２０％以上としてもよい。
　一方、Ｃｕ含有量が多すぎると、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られず、むしろ鋼材表面割れの原因となる場合がある。そのため、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。また、ＨＡＺ靱性や溶接性の向上のため、Ｃｕ含有量は、必要に応じて、０．９０％以下、０．８０％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
Ｎｉ：０～２．５０％
　Ｎｉは、鋼の強度を向上させる効果を有する元素であるので含有させてもよい。また、Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靱性を高める効果を有する元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。鋼材の強度及び靱性の向上のために、Ｎｉ含有量を０．２０％以上としてもよい。
　一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や溶接性が悪化する。そのため、Ｎｉ含有量を２．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、必要に応じて、２．００％以下、１．００％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
Ｃｒ：０～１．００％
　Ｃｒを含有することにより、鋼材の強度、及び靱性を向上することができるので含有させてもよい。Ｃｒの含有効果を安定して得るために、Ｃｒ含有量を０．１０％以上又は０．２０％以上としてもよい。
　一方、Ｃｒ含有量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や溶接性が悪化する。そのため、Ｃｒ含有量を１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、必要に応じて、１．００％以下、０．８０％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｍｏを含有することにより、鋼材の強度、及び靱性を向上することができるので含有させてもよい。Ｍｏの含有効果を安定して得るために、Ｍｏ含有量を０．０１％以上又は０．０２％以上としてもよい。
　一方、Ｍｏ含有量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や溶接性が悪化する。そのため、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、必要に応じて、０．４０％以下、０．３０％以下、０．２０％以下、又は０．１０％以下としてもよい。
Ｎｂ：０～０．０５０％
　Ｎｂは、鋼材の強度、及び靱性を向上させることができる元素である。また、Ｎｂは、所定の結晶粒界密度や集合組織を形成させるため、未再結晶オーステナイト域での圧延が必要となる場合に、未再結晶温度域を拡大させるために有効な元素である。また、Ｎｂは、圧延温度を上昇させ、生産性向上にも寄与する。そのため、含有させてもよい。これらの効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００３％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えるとＨＡＺ靱性や溶接性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は、０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。
Ｖ：０～０．１５０％
　Ｖは、鋼材の強度、及び靱性を向上させることができる元素である。そのため、含有させてもよい。Ｖの含有効果を安定して得るために、Ｖ含有量を０．０１０％以上又は０．０２０％以上としてもよい。
　一方、Ｖ含有量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や溶接性が悪化する。そのため、Ｖ含有量を０．１５０％以下とする。Ｖ含有量は、必要に応じて、０．１００％以下、０．０７０％以下、又は０．０５０％以下としてもよい。
　本実施形態に係る鋼材は、更に質量％で、Ｗ：１．００％以下、Ｓｎ：０．５０％以下のうちの１種または２種を含有してもよい。
Ｗ：０～１．００％
　Ｗは、溶解して酸素酸イオンＷＯ４ －の形でさびに吸着し、さび層中の塩化物イオンの透過を抑制し、耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。この効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、鋼材およびＨＡＺの靱性が低下する場合がある。そのため、含有させる場合でも、Ｗ含有量を１．００％以下とする。好ましくはＷ含有量を０．７５％以下とする。
Ｓｎ：０～０．５０％
　Ｓｎは、溶解してＳｎ２＋となり、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する元素である。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。そのため、含有させてもよい。これらの効果を得るためにはＳｎ含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｓｎ含有量が０．５０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、鋼材の圧延割れが発生しやすくなる。このため、Ｓｎを含有させる場合でも、その含有量を０．５０％以下とする。
　また、本実施形態に係る鋼材は、各元素の含有量を上記範囲とした上で、下記式（Ｄ）で表される炭素当量Ｃｅｑ．が、０．３０％～０．５５％であることが好ましい。
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　…（Ｄ）
　ただし、式（Ｄ）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼材に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
　炭素当量Ｃｅｑ．が０．３０％以上であれば、鋼材に要求される強度とアレスト性とを向上させることができる。そのため、炭素当量Ｃｅｑ．は０．３０％以上が好ましい。炭素当量Ｃｅｑ．は、より好ましくは０．３２％以上、さらに好ましくは０．３４％以上、一層好ましくは０．３６％以上である。
　また、炭素当量Ｃｅｑ．が０．５５％以下であれば、より優れたＨＡＺ靱性を確保することができる。そのため、炭素当量Ｃｅｑ．は０．５５％以下が好ましい。炭素当量Ｃｅｑ．は、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．４５％以下、一層好ましくは０．４０％以下である。
　本実施形態に係る鋼材は、ＨＡＺ靱性を向上させる場合、上述のように各元素の含有量を制御した上で、下記式（Ｃ１）及び（Ｃ２）から導出されるＢＦが、０．００３０％以下であることが必要である。また、ＨＡＺ靱性とともに、アレスト性を向上させる場合には、ＢＦは、０．００２０％以下であることが好ましい。ここで、ＢＦは、鋼中に固溶Ｂとして存在するＢ含有量である。以下、理由について説明する。
　ＢＦ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４）　…（Ｃ１）
　ＢＦ’＞Ｂの場合ＢＦ＝Ｂ、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合ＢＦ＝ＢＦ’、ＢＦ’＜０の場合ＢＦ＝０　…（Ｃ２）
　ただし、式（Ｃ１）及び式（Ｃ２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
　前述のように、本実施形態に係る鋼材では、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表層にＢ窒化物を析出させることで、溶接後の冷却中の粒内フェライトの生成をより効果的に促進することができ、組織を微細化してＨＡＺ靱性を改善できる。この効果を得るためには、固溶Ｂとして存在するＢ含有量、即ち、前記式（Ｃ１）及び（Ｃ２）から導出されるＢＦを０．００３０％以下とする必要がある。ＢＦが０．００３０％を超えると、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表層に析出するＢ窒化物が減少し、粒内フェライトの生成が不十分になって組織が微細化せずにＨＡＺ靱性が低下する。また、鋼材の焼入れ性が過剰となり、溶接部における低温割れ発生の原因となる。そのため、より好ましいＢＦは０．００２０％以下である。
　また、ＢＦが０．００２０％を超えると、鋼材の焼入れ性が過剰となり、ベイナイトの粗大化や過度な硬さ増加が生じることで、十分なアレスト性が得られない場合がある。そのため、アレスト性の観点からは、ＢＦは、好ましくは０．００２０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
　次に、本実施形態に係る鋼材が有する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子について説明する。
　本実施形態に係る鋼材には、５．０質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１．０質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が含まれる。このうち、円相当直径が０．５μｍ以上であって、Ａｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である必要がある。
　本実施形態に係る鋼材では、Ｚｒ含有酸化物を核として、Ｂ窒化物が析出した複合介在物である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が形成される。この複合介在物は、溶接後の冷却時に粒内フェライト生成サイトとなる。Ｚｒ含有酸化物は、ＺｒとＴｉとを含む酸化物が主体であるが、Ｂ窒化物の析出核とする場合、酸化物中の質量％でのＺｒ濃度が、Ｔｉ濃度と等しいか、Ｔｉ濃度よりも高いことが好ましい。
　本実施形態では、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、５．０質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１．０質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子であって、Ａｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下のものを対象としてその個数密度を規定する。
　このような組成を有する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子は、粒内フェライトの生成サイトとして機能することができ、より多くの粒内フェライトを形成させることができる。Ｚｒ、ＢまたはＯの濃度が好ましい範囲から外れる酸化物粒子は、粒内フェライトの生成サイトとしての機能を十分に果たせなくなる。本実施形態では、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子中のＴｉ量は特に規定する必要はないが、１．０質量％以上のＴｉが含まれていてもよい。
　また、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子中のＡｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下であると、粒内フェライトの生成サイトとしてより効果的に機能することができ、多くの粒内フェライトを形成させることができる。
　また、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当直径［（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の観察された断面積と同じ面積を有する円の直径］が０．５μｍ以上の場合に、より多くの粒内フェライトを析出させる効果が得られる。（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が粒内フェライト生成サイトとして機能するには、円相当直径は大きい方が好ましいので上限は制限しない。ただし、円相当直径が大きくなると、相対的に（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が少なくなるのに加え、粗大な酸化物粒子自体が破壊の起点として作用するおそれが高まる。そのため、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当直径は１０．０μｍ以下が好ましい。
　また、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が粒内フェライトの生成サイトとして作用する条件として、溶接時に加熱された際のオーステナイト粒内に、１つ以上の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が存在（分散）していることが好ましい。このため、円相当直径が０．５μｍ以上であって、５．０質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１．０質量％以上のＯとを含み、かつ、Ａｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を、５個／ｍｍ２以上の個数密度で分散させる。このような（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度は、多いほどフェライト生成サイトが増加するので望ましいが、３００個／ｍｍ２を超えて分散させてもその効果は飽和する。そのため、上限を３００個／ｍｍ２とする。特に、本実施形態に係るＡｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子は、粒内フェライトの形成能が高いものとなる。このため、本実施形態に係る（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度は、Ａｌ２Ｏ３の組成が５０質量％を超える（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子に比べて、少ない個数密度でも十分な効果を発揮させることができる。
　所定の元素を含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当直径及び個数密度は、鏡面研磨した鋼材表面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察することで、測定することができる。具体的には、ＳＥＭによって、１０ｍｍ×１０ｍｍ（１００ｍｍ２）の範囲について、円相当直径が０．５μｍ以上の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数を測定し、観察した視野の面積で除して個数密度を測定する。ＳＥＭによって撮影された写真を用いてもよい。個数密度の測定対象となる粒子は、円相当直径が０．５μｍ以上であり、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）による定量分析によって、５．０質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１．０質量％以上のＯとを含み、かつ、組成におけるＡｌ２Ｏ３の割合が５０質量％以下である粒子とする。
　次に、本実施形態に係る鋼材のミクロ組織について説明する。
　本実施形態に係る鋼材は、フェライト及びベイナイトからなる組織、又は、フェライト、ベイナイト及びパーライトからなる組織、又は、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイト・オーステナイト混合組織からなる組織、又は、フェライト、ベイナイト、パーライト及びマルテンサイト・オーステナイト混合組織からなる組織であり、フェライト面積率が５～７０％、ベイナイト面積率が３０％以上であるミクロ組織を有することが好ましい。
　ミクロ組織におけるフェライト面積率が７０％超では、板厚が厚く強度が高い鋼材とすることが困難である。また、フェライトの面積率が５％未満では、十分な結晶粒界密度を確保することができない。フェライト以外の組織については、所定のベイナイト、又は、ベイナイト及びパーライト、又は、ベイナイト及びマルテンサイト・オーステナイト混合組織、又は、ベイナイト、パーライト及びマルテンサイト・オーステナイト混合組織とすることができれば、所望の板厚、強度、結晶粒界密度の鋼材を得ることが可能である。厚肉高強度鋼を対象とする場合、フェライト面積率を５０％未満、３０％未満、２０％未満又は１０％未満としてもよい。
　ベイナイト面積率が３０％未満では、板厚が厚く強度が高い鋼材を得ることが困難である。フェライト面積率を確保し、脆性き裂伝播の障害となる結晶粒界を増加させるために、ベイナイト面積率は９５％以下とすることが好ましい。ベイナイト面積率は９０％以下がより好ましい。また、厚肉高強度鋼を対象とする場合、ベイナイト面積率を５０％以上、６０％以上、７０％以上又は８０％以上とすることが好ましい。
　パーライトは、所望の板厚、強度の鋼材を得ることができれば含有してもよい。パーライト面積率が１５％超になると、十分な強度が得られない場合がある。従って、パーライト面積率を、１５％以下、１０％以下、５％以下、又は３％以下としてもよい。パーライト面積率の下限は０％である。
　フェライト、パーライト及びベイナイト以外に、マルテンサイト・オーステナイト混合組織（ＭＡ）が存在していてもよいが、マルテンサイト・オーステナイト混合組織は、過剰に存在すると脆化相としてアレスト性を顕著に低下させる。そのため、マルテンサイト・オーステナイト混合組織の面積率は５％以下とする。マルテンサイト・オーステナイト混合組織の面積率を３％以下、２％以下又は１％以下に制限してもよく、０％が最も望ましい。
　ミクロ組織の相分率（面積率）は、光学顕微鏡により板厚の１／２部（鋼材の表面から板厚方向に板厚の１／２の位置）を、５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、画像解析により、フェライト、ベイナイト、パーライト及びマルテンサイト・オーステナイト混合組織のそれぞれの面積を求め、測定面積で除することによって求める。
　また、本実施形態に係る鋼材では、表面から１～５ｍｍの位置における結晶粒界密度を５００～１１００ｍｍ／ｍｍ２とし、板厚の１／４部における結晶粒界密度を４００～１０００ｍｍ／ｍｍ２とし、板厚の１／２部における結晶粒界密度を３００～９００ｍｍ／ｍｍ２とする、ことが好ましい
　アレスト性向上における支配因子は、結晶粒界の寄与が大きい。結晶粒界が脆性き裂伝播の障害となるからである。すなわち、結晶粒界においては隣接結晶粒間で結晶方位が異なるため、この部分においてき裂が伝播する方向が変化する。このため未破断領域が生じ、未破断領域によって応力が分散され、き裂閉口応力となる。従って、き裂伝播の駆動力が低下し、アレスト性が向上する。また、未破断領域が最終的に延性破壊するため、脆性破壊に要するエネルギーが吸収される。このため、アレスト性が向上する。
　従来は、結晶粒界を増加させるために結晶粒径を細かくすることが必要であると考えられていた。フェライトが主体の組織では、その通りであるが、板厚が厚く高強度の鋼では、ベイナイトの利用が不可欠である。このベイナイトはフェライトと異なり、下部組織の形状が複雑であるため、結晶粒の定義が極めて難しい。このため、円相当直径に換算して結晶粒径とアレスト性との関係を求めてもばらつきが大きく、アレスト性向上に必要な結晶粒径を決定することが困難であった。そこで、結晶粒界がき裂伝播の障害になるという基本原理に立ち返り、単位面積当たりの結晶粒界の総長さ（以下、結晶粒界密度という）を定義し、それを用いてアレスト性との関係を整理すると最も相関が良いことを知見した。
　そこで、本実施形態に係る鋼材においては、アレスト性を向上させる場合、
（Ａ）板表面から板厚方向に１～５ｍｍの位置（表面から１～５ｍｍの位置）における結晶粒界密度を５００～１１００ｍｍ／ｍｍ２とし、
（Ｂ）板厚の１／４部における結晶粒界密度を４００～１０００ｍｍ／ｍｍ２とし、
（Ｃ）板厚の１／２部における結晶粒界密度を３００～９００ｍｍ／ｍｍ２とする、ことが好ましい。
　ここで、「結晶粒界密度」とは、「結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界としたときに、結晶方位を測定した測定面積当たりの、結晶粒界の長さを合計した総長さ」を意味する。結晶粒界を結晶方位差が１５°以上の境界とした理由は、１５°未満の境界では脆性き裂伝播の障害とはなり難く、結晶方位差が１５°未満の境界を増やしても十分なアレスト性向上効果が得られないからである。
　結晶粒界密度が、表面から１～５ｍｍの位置、板厚の１／４部、１／２部でそれぞれ５００、４００、３００ｍｍ／ｍｍ２以上とする要件を満足したときに、－１０℃におけるアレスト靱性値（Ｋｃａ－１０℃）が６０００Ｎ・ｍｍ１．５以上の高アレスト性を示す。さらに安定的にアレスト性を向上させるためには、結晶粒界密度を、表面から１～５ｍｍの位置、板厚の１／４部、１／２部でそれぞれ６００、５００、４００ｍｍ／ｍｍ２以上とすることが好ましく、またはそれぞれ７００、６００、５００ｍｍ／ｍｍ２以上とするとさらに好ましい。
　結晶粒界密度は増加するほどアレスト性は向上するが、過度に増加させることは圧延の負荷が大きくなり生産性を低下させてしまう。そのため、結晶粒界密度は、表面から１～５ｍｍの位置、板厚の１／４部、１／２部でそれぞれ、１１００、１０００、９００ｍｍ／ｍｍ２以下とすることが好ましい。それぞれ、１０００、９００、８００ｍｍ／ｍｍ２以下、又はそれぞれ、９００、８００、７００ｍｍ／ｍｍ２以下としてもよい。
　結晶粒界密度を、表面から１～５ｍｍの位置、板厚の１／４部、及び１／２部で規定する理由は、極厚材のアレスト性向上のためには板厚全体の結晶粒界密度を増加させる必要があり、表面から１～５ｍｍの位置、板厚の１／４部、１／２部を制御することで、板厚平均の結晶粒界密度の代表値とすることができるからである。板厚の１／２部の結晶粒界密度を主に制御する後述の製造方法によれば、それ以外の板厚位置は、必然的に温度は低く、冷却速度は大きくなり、結晶粒界密度は増加する傾向になるので、特段数値を限定する必要はないと考えられる。しかしながら、加熱の方法によっては、板厚方向に大きな温度勾配が発生して、板厚の１／４部と１／２部との結晶粒界密度が逆転する場合もあるので、敢えて数値を規定している。
　結晶粒界密度の測定には、結晶方位の情報を広い視野で精度良く測定できるＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　ｐａｔｔｅｒｎ）法を用いることが好ましい。ＥＢＳＤ法を用いれば、ベイナイトのような複雑な組織の結晶粒界の同定も可能である。
　より詳細には、結晶粒界密度は、ＥＢＳＤ法により、表面から１～５ｍｍの位置、板厚の１／４部、及び１／２部における、鋼材の圧延方向と垂直な断面（いわゆるＣ断面）の５００μｍ×５００μｍの領域を、１μｍピッチで測定し、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、そのときの結晶粒界の長さの合計である総長さを、測定面積（上述した５００μｍ×５００μｍの測定領域の面積）で除することによって、求めることができる。
　また、本実施形態に係る鋼材では、上述した粒界密度の代わりに、所定の集合組織を有することでも、アレスト性を向上させることができる。具体的には、垂直面の、板表面から板厚方向に１～５ｍｍの位置（表面から１～５ｍｍの位置）において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が３０～６０％、垂直面の板厚の１／４部において、｛１００｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が１０～４０％、垂直面の板厚の１／２部において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が４０～７０％である集合組織を有することで、アレスト性を向上させることができる。
　アレスト性を安定的に向上させるためには、集合組織を活用したき裂伝播方向の制御が重要である。鋼材が外部応力を受けた際に該鋼材に発生する脆性き裂は｛１００｝面のへき開面に沿って伝播する。このため、外部応力と垂直な面に発達した｛１００｝面集合組織が鋼材の全厚に亘って形成されると、全厚のき裂が同一方向に容易に伝播するため、より一層アレスト性が低下する。
　そこで、本実施形態では、以下に説明するように、表面から１～５ｍｍの位置及び板厚の１／２部のそれぞれにおける、主圧延方向に対して垂直な面である垂直面に対して、｛１１０｝面が１５°以内の角度をなす領域の面積率と、板厚の１／４部における、主圧延方向に対して垂直な面である垂直面に対して、｛１００｝面が１５°以内の角度をなす領域の面積率と、を限定することで、アレスト性を安定的に向上させる。
　外部応力は、鋼構造物に外的に付与される応力のことである。脆性き裂は、最も高い外部応力に垂直な方向に発生、伝播する場合が多い。従って、ここでは、鋼構造物に外的に付与される最も高い応力のことを外部応力と定義する。一般的に外部応力は、鋼材の主圧延方向とほぼ平行に付与される。このため、外部応力に対して垂直な面を、鋼材の主圧延方向に対して垂直な面として取り扱うことができる。
　鋼材の主圧延方向については、例えば、鋼材表面をピクリン酸により腐食させ、旧オーステナイトのアスペクト比（展伸方向）を測定することで特定可能である。すなわち、旧オーステナイトのアスペクト比が大きい方向を鋼材の主圧延方向として特定することができる。
　本発明者らの検討の結果、鋼材の主圧延方向に対し垂直な面（以下、「鋼材の主圧延方向に対し垂直な面」を「垂直面」という場合がある。）に対して、｛１１０｝面が１５°以内の角度をなす領域の面積率が、板厚の１／２部において４０～７０％になるようにすれば、１／２部近傍の脆性き裂が、外部応力に対して垂直な方向に真っ直ぐ伝播せずにき裂が傾斜して伝播することにより、き裂伝播の駆動力を低減できることが判明した。しかしながら、同時に、本発明者らは、板厚の１／２部以外の板厚部位にも同様な集合組織を発達させると、き裂は傾斜したまま伝播することになり、十分なアレスト性向上効果を発揮できないことも見出した。
　そこで、本発明者らは、さらに検討を行った。その結果、板厚の１／４部では、外部応力に対して垂直な方向にき裂を真っ直ぐ伝播させるために、板厚の１／４部において、｛１００｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を、１０～４０％にすることにより、１／２部の傾斜したき裂伝播を、１／２部以外の板厚部位にまで伝播することが、抑制できることを見いだした。
　更に、本発明者らは、き裂を表面近傍では、外部応力に対して垂直な方向に真っ直ぐ伝播させず、傾斜して伝播させるために、表面から１～５ｍｍの位置において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を、３０～６０％にすることにより、１／４部の真っ直ぐなき裂伝播が、表面近傍まで伝播することを抑制できることを見いだした。
　上述の知見に基づき、本実施形態に係る鋼材においては、集合組織が下記（Ｅ）～（Ｇ）の条件を満すことが好ましい。
（Ｅ）表面から１～５ｍｍの位置において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を３０～６０％とする。
（Ｆ）板厚の１／４部において、｛１００｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を１０～４０％とする。
（Ｇ）板厚の１／２部において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を４０～７０％とする。
　上述の（Ｅ）～（Ｇ）を満たすことで、１／２部のき裂は傾斜して伝播し、且つ、１／４部のき裂は真っ直ぐに伝播し、表面から１～５ｍｍのき裂は傾斜して伝播することになり、き裂の伝播抵抗が増加する。これにより、アレスト性は十分な値を示すことができる。
　表面から１～５ｍｍの位置において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を３０％以上とする理由は、３０％未満ではき裂を傾斜させて伝播させる効果が得られないためである。
　また、表面から１～５ｍｍの位置において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を６０％以下とする理由は、６０％超では、１／４部の抵抗を受けずに傾斜したまま伝播することによってアレスト性が十分に向上しないからである。
　表面から１～５ｍｍの位置において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率は、好ましくは３５～５５％であり、さらに好ましくは、４０～５０％である。
　板厚の１／４部において、｛１００｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を１０％以上とする理由は、１０％未満では、き裂を真っ直ぐ伝播させる効果が得られないためである。
　また、板厚の１／４部において、｛１００｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を４０％以下とする理由は、４０％超では１／２部よりも１／４部のき裂伝播が支配的となり、き裂が真っ直ぐ伝播することによってアレスト性が十分に向上しないからである。
　板厚の１／４部における、｛１００｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率は、好ましくは１３～３７％であり、さらに好ましくは、１５～３５％である。
　板厚の１／２部において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を４０％以上とする理由は、４０％未満では、き裂を傾斜させて伝播させる効果が得られないためである。
　また、板厚の１／２部において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を７０％以下とする理由は、７０％超では１／４部の抵抗を受けずに傾斜したまま伝播することによってアレスト性が十分に向上しないからである。
　板厚の１／２部において、｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率は、好ましくは、４５～６５％であり、さらに好ましくは、５０～６０％である。
　集合組織はＥＢＳＤ法により測定する。
　より詳細には、ＥＢＳＤ法により、表面から１～５ｍｍでは｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域、板厚の１／４部では｛１００｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域、及び板厚の１／２部では｛１１０｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域のマップをそれぞれ作成し、その総面積を測定面積で除することによって、それらの面積率を求めることができる。
　本実施形態に係る鋼材の板厚は特に制限はないが、大型の溶接構造物への適用を想定した場合、５０～１００ｍｍの範囲が好ましい。
　また、本実施形態に係る鋼材の引張強さＴＳは５１０～７２０ＭＰａの範囲が好ましく、降伏応力ＹＰは３９０～６５０ＭＰａの範囲が好ましい。
　引張強さＴＳ及び降伏応力ＹＰの評価（引張試験）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準じて行う。試験片は１Ｂ号試験片とする。試験方法は永久伸び法とする。
　本実施形態に係る鋼材は、大入熱溶接で溶接した場合の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性が優れたものとなる。特に、－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーを向上させることができる。
　大入熱溶接のＨＡＺ靱性は、本実施形態に係る鋼材から採取したサンプルに対し、エレクトロガス溶接適用を想定し、大入熱溶接を模擬した再現熱サイクル試験を適用して評価する。具体的な再現熱サイクル条件としては、５０ｍｍの板厚を有する鋼材をエレクトロガス溶接により溶接入熱量が３５ｋＪ／ｍｍ程度で、１パスで溶接することを模擬し、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を１．０℃／秒の速度に制御して冷却する。
　鋼材に熱サイクルを付与した後、Ｖノッチ試験片へと加工し、各鋼材３片ずつ－４０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーを測定する。３つの試験片の吸収エネルギーの平均が１００Ｊ以上であり、かつ、３つの試験片のうち最小の吸収エネルギーが５０Ｊ以上の場合に、溶接熱影響部の靱性が優れるということができる。Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作成すればよい。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準じて行うとよい。
　上記の熱サイクル条件は、５０ｍｍの板厚の鋼材を３５ｋＪ／ｍｍ程度の溶接入熱量で溶接した際の熱履歴を模擬しているが、５０～１００ｍｍの板厚の鋼材に、３５～５０ｋＪ／ｍｍ程度の溶接入熱量で溶接した際のＨＡＺ靱性であれば、上記の再現熱サイクル試験で評価できる。
　また、本実施形態に係る鋼材は、所定のミクロ組織を有し、粒界密度または集合組織が上記の範囲にあれば、アレスト性が優れたものとなる。特に、－１０℃におけるアレスト靱性値Ｋｃａを高めることができる。本実施形態では、－１０℃におけるアレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃が６０００Ｎ／ｍｍ１．５以上、無延性遷移温度（ＮＤＴ温度）が－６０℃以下、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－６０℃以下をすべて満たす場合に、アレスト性に優れるとする。
　アレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃の評価は、ＮＫ船級協会　鋼船規則検査要領　Ｋ編　付属書　Ｋ３．１２．２－１．（２０１８年）の「脆性亀裂伝播停止靱性値Ｋｃａ試験方法に関する検査要領」に準拠して行うとよい。試験により、－１０℃におけるアレスト靱性値Ｋｃａを求める。
　また、無延性遷移温度（ＮＤＴ温度；Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ－Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）の評価は、ＡＳＴＭ　Ｅ２０８－０６で規定された、ＮＲＬ（Ｎａｖａｌ　Ｒｅｓｅａｒｃｈ　Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ）落重試験法に準拠して試験を行うことで求める。試験片は、Ｐ－３タイプ（Ｔ：１６ｍｍ，Ｌ：１３０ｍｍ，Ｗ：５０ｍｍ）とし、鋼材の最表面を含むようにして、板厚方向に１６ｍｍの位置までを採取する。試験片は、圧延方向（Ｌ方向）に採取し、試験片の最表面にＬ方向に溶接ビードを設け、クラックスターターとして圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に切り欠きを設ける。
　更に、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠し、試験片はＶノッチ試験片とし、試験片採取位置は鋼材の表面から板厚ｔの１／４の位置（ｔ／４部）を含むように採取する。
　次に、本実施形態に係る鋼材の製造方法を説明する。
　本実施形態に係る鋼材の製造方法は、溶鋼に対して真空脱ガスを行い、溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、Ｚｒ添加から１．０～５．０分経過後にＢを添加する精錬工程と、精錬工程後の溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．５℃／秒以下とする連続鋳造工程と、連続鋳造工程後の鋳片を加熱する加熱工程と、加熱工程後の鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱間圧延工程と、を含む。
　本実施形態において、溶鋼は、製鋼炉から取鍋に出鋼された後、真空脱ガス装置にて減圧処理される。取鍋に出鋼された後、真空脱ガス装置まで搬送される間に、合金等を添加して成分調整してもよい。
　精錬工程では、真空脱ガス装置において脱ガスを行い、Ｚｒ及びＢを除く溶鋼成分を調整した後、溶鋼にＺｒを添加する。Ｚｒを添加する前段階で、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．００５０％以下に制御しておくことが望ましい。溶存酸素濃度が０．００５０％以下に到達する前にＺｒを添加すると、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の微細化が困難になり個数密度が低下するとともに、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のＡｌ２Ｏ３組成を５０質量％以下に制御できなくなるおそれがある。
　次に、Ｚｒの添加から１．０～５．０分後に、Ｂを添加する。これにより、Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢが偏析されて、Ｚｒ含有酸化物にＢ窒化物が含有されるようになり、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の表層にＢ窒化物を析出させることができる。Ｂの添加タイミングが、Ｚｒの添加から１．０分未満または５．０分超になると、所望の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が得られなくなる。
　精錬工程後の溶鋼は、連続鋳造工程において鋳片とする。連続鋳造工程では、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．５℃／秒以下とする。これにより、Ｚｒ含有酸化物においてＺｒＯ２とＡｌ２Ｏ３との分離が進み、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のＡｌ２Ｏ３の割合を５０質量％以下にできる。
　連続鋳造工程によって得られた鋳片は、加熱工程によって加熱され、熱間圧延工程において熱間圧延されて鋼材とされる。加熱工程及び熱間圧延工程の条件は特に制限はないが、鋼材の板厚が５０～１００ｍｍの範囲になるように圧延条件を設定することが好ましい。
　ただし、ミクロ組織及び結晶粒界密度を上述した範囲とする場合、加熱工程及び熱間圧延工程を以下のように制御することが好ましい。
　加熱工程は、鋳片の加熱により、オーステナイト相の組織制御に寄与する工程である。ミクロ組織及び結晶粒界密度を所定の範囲とする場合、加熱工程において、連続鋳造工程後の鋳片を、加熱炉内に在炉中の鋳片の表面温度の最高温度が、９５０～１１５０℃の範囲になるように加熱する。在炉中の鋳片の表面温度の最高温度が９５０℃未満では、オーステナイト化が不十分になるとともに、オーステナイト粒が微細化することにより焼入れ性が低下する。この場合、板厚が厚く、強度が高い鋼材にすることが困難である。また、在炉中の鋳片の表面温度の最高温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化することで、焼入れによる変態後のミクロ組織の結晶粒界密度が低減する。また、圧延開始までの温度の低下を待つ時間が生じるので、生産性が低くなる。好ましい在炉中の鋳片の表面温度の最高温度の範囲は、１０００～１１００℃である。在炉中の鋳片の表面温度の最高温度は、実測した加熱炉内の雰囲気温度から、熱伝達モデルで計算することができる。
　熱間圧延工程では、粗圧延工程と、仕上圧延工程と、冷却工程とを順次行う。
　粗圧延工程は、加熱工程で加熱した鋳片を、下記式（Ｈ）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下の圧延温度で、累積圧下率（粗圧延）を１０～７５％の範囲として圧延する工程である。ここで、加熱工程で加熱した鋳片を、下記式（Ｈ）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下の圧延温度で圧延するとは、加熱工程で加熱した鋳片の表面温度を、再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下として粗圧延を開始し、粗圧延を終了した時の鋼材の表面温度をＴｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下とするものである。そして、累積圧下率（粗圧延）を１０～７５％の範囲として圧延するとは、加熱工程で加熱した鋳片の板厚から粗圧延後の板厚を引いたものを、加熱工程で加熱した鋳片の板厚で除算した累積圧下率（粗圧延）が、１０～７５％の範囲となるように圧延することである。粗圧延の圧延温度が１０５０℃を超えると、その後の仕上圧延でも再結晶オーステナイト粒を微細にすることができない。また、粗圧延の温度が再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満となると、生産性が低下する。好ましい圧延温度は９００～１０００℃である。
　粗圧延の終了時の鋼材の表面温度が、粗圧延の開始時の鋼材の表面温度よりも高い場合がある。これは、粗圧延によって鋼材に加工発熱が発生した影響や、鋼材の表面温度よりも鋼材の内部温度の方が高温であることによる、鋼材の板厚方向の伝熱影響が考えられる。
　Ｔｒｅｘ（℃）＝－９１９００×［Ｎｂ＊］２＋９４００×［Ｎｂ＊］＋７７０　…（Ｈ）
　［Ｓｏｌ．Ｎｂ］＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　…（Ｉ）
　ただし、式（Ｈ）中の［Ｎｂ＊］は、式（Ｉ）で表される［Ｓｏｌ．Ｎｂ］と、鋼中のＮｂ含有量（質量％）との関係が、Ｎｂ≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］とし、Ｎｂ＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝Ｎｂとする。式（Ｉ）中のＣ、Ｎは鋼中に含まれるＣ、Ｎの含有量（質量％）である。式（Ｉ）中のＴは加熱工程における加熱炉内に在炉中の鋳片表面の最高温度（℃）である。
　また、粗圧延時の累積圧下率が１０％未満では、オーステナイトの再結晶による微細化が困難であるとともに、ポロシティが残存し、内部割れや延性、及び靱性の劣化が発生する可能性がある。また、累積圧下率が７５％を超えると、パス数が増加して生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、３０～６０％である。
　次に、粗圧延工程後の鋼材に対して仕上圧延を行う（仕上圧延工程）。仕上圧延工程は、粗圧延工程で圧延した鋼材を、（Ａｒ３－５０）℃以上（ただし、Ａｒ３は下記式（Ｊ）で表される）、上記式（Ｈ）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満の圧延温度で、累積圧下率（仕上圧延）を４５～７５％の範囲として圧延する工程である。ここで、粗圧延後の鋼材を、（Ａｒ３－５０）℃以上、再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満として圧延するとは、粗圧延後の鋼材の表面温度を、（Ａｒ３－５０）℃以上、再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満として仕上圧延を開始し、仕上圧延を終了した時の鋼材の表面温度を、（Ａｒ３－５０）℃以上、再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満、とするものである。また、累積圧下率（仕上圧延）を４５～７５％の範囲として圧延するとは、粗圧延で圧延した鋼材の板厚から仕上圧延後の板厚を引いたものを、粗圧延で圧延した鋼材の板厚で除算した累積圧下率（仕上圧延）が、４５～７５％の範囲となるように圧延することである。
　仕上圧延温度が再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上では、未再結晶領域に十分入らず、転位の増加が抑制され、所定の結晶粒界密度を得ることができなくなる。仕上圧延温度が（Ａｒ３－５０）℃未満となると、生産性が低下する上に、加工フェライトを一部含むことから結晶粒界密度を所望の範囲にすることが困難になる。好ましい仕上圧延温度は７６０～８４０℃である。
　仕上圧延の終了時の鋼材の表面温度が、仕上圧延の開始時の鋼材の表面温度よりも高い場合がある。これは、仕上圧延によって鋼材に加工発熱が発生した影響や、鋼材の表面温度よりも鋼材の内部温度の方が高温であることによる、鋼材の板厚方向の伝熱影響が考えられる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　…（Ｊ）
　式（Ｊ）の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
　仕上圧延時の累積圧下率が４５％未満では、転位の蓄積による規定の結晶粒界密度を得ることが困難であり、７５％超では生産性が低下する。そのため、累積圧下率を４５～７５％とする。好ましい累積圧下率の範囲は、５０～７０％である。
　次に、仕上圧延工程後の鋼材に対して冷却を行う（冷却工程）。冷却工程では、冷却開始温度を（Ａｒ３－１００）℃以上（ただし、Ａｒ３は上記式（Ｊ）で表される）、上記式（Ｈ）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満の範囲とし、冷却停止温度を、０℃以上、６００℃以下の範囲とし、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を、２～１５℃／秒とする条件で冷却する。冷却開始温度、冷却停止温度及び平均冷却速度は、鋼材の板厚の１／４部での温度とする。鋼材の板厚の１／４部での温度は、実測した表面温度から、熱伝達モデルで計算して算出することができる。
　冷却工程の条件を上記の範囲とすることにより、焼入れによるミクロ組織の変態が促進され、所望のミクロ組織が得られることで、引張強さＴＳ及び降伏応力ＹＰが高まるとともに、アレスト性が向上する。
　また、ミクロ組織及び集合組織を上述した範囲とする場合、加熱工程及び熱間圧延工程を以下のように制御することが好ましい。
　加熱工程は、鋳片の加熱により、オーステナイト相の組織制御に寄与する工程である。ミクロ組織及び集合組織を上述した範囲とする場合、加熱工程において、連続鋳造工程後の鋳片を、加熱炉から抽出する際の鋳片の全厚平均温度が、９５０～１２００℃の範囲になるように加熱する。加熱炉から抽出する際の鋳片の全厚平均温度が９５０℃未満では、オーステナイト化が不十分になるとともに、オーステナイト粒が微細化することにより焼入れ性が低下するため、板厚が厚く、強度が高い鋼材にすることが困難である。また、加熱炉から抽出する際の鋳片の全厚平均温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化して、粗圧延工程におけるオーステナイト粒の再結晶が不十分となり、集合組織を所望の範囲にすることが困難になる。また、圧延開始までの温度の低下を待つ時間が生じるので、生産性が低くなる。好ましい加熱温度の範囲は、１０００～１１５０℃である。鋳片の全厚平均温度は、実測した加熱炉内の雰囲気温度から、熱伝達モデルで算出することができる。
　熱間圧延工程では、粗圧延工程と、一次冷却工程と、仕上圧延工程と、二次冷却工程とを順次行う。
　粗圧延工程は、加熱工程で加熱した鋳片を、下記式（Ｋ）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下の圧延温度で、累積圧下率（粗圧延）を１０～７５％の範囲として圧延する工程である。ここで、加熱工程で加熱した鋳片を、下記式（Ｋ）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下の圧延温度で圧延するとは、加熱工程で加熱した鋳片の表面温度を、再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下として粗圧延を開始し、粗圧延を終了した時の鋼材の表面温度をＴｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下とすることを意味する。そして、累積圧下率（粗圧延）を１０～７５％の範囲として圧延するとは、加熱工程で加熱した鋳片の板厚から粗圧延後の板厚を引いたものを、加熱工程で加熱した鋳片の板厚で除算した累積圧下率（粗圧延）が、１０～７５％の範囲となるように圧延することを意味する。粗圧延の圧延温度が１０５０℃を超えると、その後の仕上圧延でも再結晶オーステナイト粒を微細にすることができない。また、粗圧延の温度が再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満となると、生産性が低下する。好ましい圧延温度は９００～１０００℃である。
　粗圧延の終了時の鋼材の表面温度が、粗圧延の開始時の鋼材の表面温度よりも高い場合がある。これは、粗圧延によって鋼材に加工発熱が発生した影響や、鋼材の表面温度よりも鋼材の内部温度の方が高温であることによる、鋼材の板厚方向の伝熱影響が考えられる。
　Ｔｒｅｘ＝－９１９００×［Ｎｂ＊］２＋９４００×［Ｎｂ＊］＋７７０　…（Ｋ）
　［Ｓｏｌ．Ｎｂ］＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　…（Ｌ）
　ただし、式（Ｋ）中の［Ｎｂ＊］は、式（Ｌ）で表される［Ｓｏｌ．Ｎｂ］と、鋼中のＮｂ含有量（質量％）との関係が、Ｎｂ≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］とし、Ｎｂ＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝Ｎｂとする。式（Ｌ）中のＣ、Ｎは鋼中に含まれるＣ、Ｎの含有量（質量％）である。式（Ｌ）中のＴは加熱工程における加熱炉から抽出する際の鋳片の全厚平均温度（℃）である。
　また、粗圧延時の累積圧下率が１０％未満では、オーステナイトの再結晶による微細化が困難であるとともに、ポロシティが残存し、内部割れや延性、及び靱性の劣化が発生する可能性がある。また、累積圧下率が７５％を超えると、パス数が増加して生産性が低下する。好ましい累積圧下率は、３０～６０％である。
　次に、粗圧延後の鋼材に対して一次冷却を行う。一次冷却工程では、冷却開始温度を、下記式（Ｍ）に示すＡｒ３℃以上、１０５０℃以下の範囲とし、冷却停止温度を、５００℃以上、（Ａｒ３－３０）℃以下（ただし、Ａｒ３は下記式（Ｍ）で表される）の範囲とし、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を、３５～１００℃／秒の条件で冷却する。この条件で一次冷却を行うことにより、鋼材の表面から１～５ｍｍの位置において、主圧延方向に対して垂直な面である垂直面に対して｛１１０｝面が１５°以内の角度をなす領域の面積率を、３０～６０％の範囲にすることができる。冷却開始温度、冷却停止温度及び平均冷却速度は、鋼材の表面から１ｍｍの深さ位置における温度とする。鋼材の表面から１ｍｍの深さ位置における温度は、実測した表面温度から、熱伝達モデルで計算して算出することができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　…（Ｍ）
　式（Ｍ）の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素が添加されない場合は０を代入する。
　次に、一次冷却工程後の鋼材に対して仕上圧延を行う。仕上圧延工程では、仕上圧延温度が７５０～８５０℃、圧延パス数が４～１５パス、圧延形状比の平均値が０．５～１．０、累積圧下率が４５～７５％である条件で圧延する。ここで、鋼材を、仕上圧延温度が７５０～８５０℃である条件で圧延するとは、鋼材の表面温度を、７５０～８５０℃として仕上圧延を開始し、仕上圧延を終了した時の鋼材の表面温度を、７５０～８５０℃、とすることを意味する。また、累積圧下率（仕上圧延）が４５～７５％である条件で圧延するとは、粗圧延で圧延した鋼材の板厚から仕上圧延後の板厚を引いたものを、粗圧延で圧延した鋼材の板厚で除算した累積圧下率（仕上圧延）が、４５～７５％の範囲となるように圧延することを意味する。
　仕上圧延温度が８５０℃を超えると、未再結晶領域に十分入らず、転位の増加が抑制され、所定の集合組織を得ることができなくなる。仕上圧延温度が７５０℃未満となると、生産性が低下する上に、加工フェライトを含むことから、表面から１～５ｍｍの位置の鋼材の主圧延方向に垂直な面に対し、｛１１０｝面が１５°以内の角度をなす領域の面積率を６０％以下とすることが困難になる場合がある。好ましい仕上圧延温度は７６０～８４０℃である。
　仕上げ圧延の圧延パス数が４パス未満では、圧延形状比ｍｊを１以下にすることが困難であり、１５パスを超えると、生産性が低下する。好ましいパス数は、５～１３パスである。
　圧延形状比ｍｊは、下記式（Ｎ）によって求められる。また、圧延形状比ｍｊの平均値は、全て圧延パスにおける圧延形状比ｍｊの平均値である。
　ｍｊ＝２｛Ｒ（Ｈｊ－１－Ｈｊ）｝１／２／（Ｈｊ－１＋Ｈｊ）・・・（Ｎ）
　式（Ｎ）において、ｊは圧延パス数であり、ｍｊはｊパス目の形状比であり、Ｒはロール半径（ｍｍ）であり、Ｈｊはｊパス後の板厚（ｍｍ）を表す。
　圧延形状比ｍｊは、圧延によって鋼材にどのようなひずみ成分が付与されるかを表す指標である。形状比が小さいとせん断ひずみ成分、大きいと圧縮ひずみ成分が多く付与される。この形状比変化によるひずみ成分の変化は、特に板厚の１／４部の集合組織の形成に大きな影響を及ぼすことから、その範囲を上記のように設定している。
　圧延形状比ｍｊの平均値を０．５～１．０とする理由は次の通りである。圧延形状比ｍｊの平均値が０．５未満では、圧延のせん断ひずみが支配的となり、それによる｛１００｝集合組織が発達し、板厚の１／４部において、鋼材の主圧延方向に垂直な面に対し、｛１００｝面が１５°以内の角度をなす領域の面積率を４０％以下とすることが困難であるからである。また、圧延形状比ｍｊの平均値が１．０超では、圧延の圧縮ひずみが支配的となり、それによる｛１１０｝集合組織が発達するため、板厚の１／４部において、｛１００｝面が垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率を１０％以上とすることが困難であるからである。好ましい形状比ｍｊの平均値の範囲は、０．６～０．９である。
　累積圧下率は、４５％未満ではひずみの蓄積によって規定の集合組織を発達させることが困難であり、７５％超では生産性が低下する。そのため、累積圧下率を４５～７５％とする。好ましい累積圧下率の範囲は、５０～７０％である。
　次に、仕上圧延工程後の鋼材に対して二次冷却を行う（二次冷却工程）。二次冷却工程は、冷却開始温度を（Ａｒ３－１００）℃以上（ただし、Ａｒ３は上記式（Ｍ）で表される）、上記式（Ｋ）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満の範囲とし、冷却停止温度を０℃以上、６００℃以下の範囲とし、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を２～１５℃／秒として、冷却する。冷却開始温度、冷却停止温度及び平均冷却速度は、鋼材の厚さ方向の１／４位置での温度とする。鋼材の厚さ方向の１／４位置での温度は、実測した表面温度から、熱伝達モデルで計算して算出することができる。
　二次冷却工程の条件を上記の範囲とすることにより、焼入れによるミクロ組織の変態が促進され、所望のミクロ組織が得られることで、引張強さＴＳ及び降伏応力ＹＰが高まるとともに、アレスト性が向上する。
　本実施形態に係る鋼材の製造方法では、熱間圧延後の鋼材は、放冷してもよく、急冷することによって焼入れしてもよい。また、急冷による焼入れ後に、焼き戻し処理を行ってもよい。
　ただし、所定の粒界密度または、集合組織を得るための、加熱工程及び熱間圧延工程を上記のように制御した場合には、熱間圧延工程後に、３５０～６５０℃の範囲に加熱する焼き戻し工程を行うことが好ましい。焼き戻し工程を行うことで、圧延によって過剰に高くなった転位密度を低減させることができる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
（実施例１）
　高炉から出銑された溶銑を、溶銑予備処理で脱硫処理し、転炉型精錬容器にて脱Ｐおよび脱Ｃ処理した後、取鍋に受鋼した。出鋼の際、合金元素を添加し、保温用のカバースラグを添加した。
　精錬工程では、取鍋内の溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて減圧処理を行った。溶製中は適宜溶鋼サンプルを採取し、分析に供して溶鋼成分を得た。溶鋼温度は１５６０℃から１６１０℃で推移した。ＲＨ処理前半でＺｒ及びＢを除く合金を添加して成分調整を実施するとともに真空脱ガスを行い、溶存酸素濃度を調整した。溶存酸素濃度は、酸素濃度プローブを用いて測定した。その後、Ｚｒを添加し、更に０．７～５．４分の経過後に、Ｂを添加した。そして、均一に混合するために環流処理を行った。ただし、鋼ＡＲは、Ｚｒ添加の２．４分前にＢを添加した。このため、表２Ｂでは鋼ＡＲのＺｒとＢの添加時間差を「－２．４」と記載した。
　ＲＨ真空脱ガス装置で処理した後は、連続鋳造法によって、半製品として２５０ｍｍ厚のスラブを得た。連続鋳造では、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．１～０．７℃／秒とした。その後、熱間圧延工程により５０～１００ｍｍ厚まで加工し、鋼材を製造した。
　表１Ａ～表１Ｄに鋼材の化学組成及び炭素当量を示す。表２Ａ及び表２ＢにＺｒ添加時の溶存酸素濃度、Ｚｒ添加からＢ添加までの時間および連続鋳造時の鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を示す。表３Ａ及び表３Ｂに、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量、Ｓｏｌ．Ｚｒ含有量、ＢＦ、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度およびシャルピー吸収エネルギーを示す。表１Ｃ、表１Ｄ、表２Ｂ及び表３Ｂの下線は、その値が本発明の範囲外であることを示す。
　（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当直径及び個数密度は、鏡面研磨した鋼材表面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察することで、測定した。具体的には、ＳＥＭによって、１０ｍｍ×１０ｍｍ（１００ｍｍ２）の範囲について、円相当直径が０．５μｍ以上の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数を測定し、観察した視野の面積で除して個数密度を測定した。個数密度の測定対象となる粒子は、円相当直径が０．５μｍ以上であり、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）による定量分析によって、５．０質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１．０質量％以上のＯとを含み、かつ、Ａｌ２Ｏ３の組成が５０質量％以下であると確認した粒子である。
　Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ及びＳｏｌ．Ｚｒの含有量は、電解抽出残渣分析法によって測定した。電解抽出残渣分析法は、鋼を非水溶媒（アセチルアセトン－メタノール溶液）中での電解によって母相を溶解させ、残渣（析出物や介在物）を孔径０．２μｍのフィルターで抽出し、分離した。分離後、溶液に含まれるＺｒの量をＳｏｌ．Ｚｒ含有量とし、残渣に含まれるＺｒの量をＩｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量とした。
　ＢＦは、上記式（Ｃ１）及び式（Ｃ２）により求めた。
　次に、鋼材から熱サイクル試験用の試験片を採取した。この試験片に熱サイクルを付与した。具体的な熱サイクル条件としては、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を１．０℃／秒の速度に制御して冷却した。
　熱サイクルを付与した後の鋼材から、三個ずつＶノッチ試験片を採取し、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－４０）を測定した。Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作成した。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠して行った。
　表１Ａ、表１Ｂ、表２Ａ及び表３Ａに示すように、本発明例である鋼Ａ～Ｖは、いずれも、平均で１００Ｊ以上かつ、３つの試験片のうち最小の吸収エネルギーが５０Ｊ以上の吸収エネルギーを示し、優れた靱性を有していた。
　一方、表１Ｃ、表１Ｄ、表２Ｂ及び表３Ｂに示すように、比較例である鋼Ｗ～Ｚ、ＡＡ～ＡＦ、ＡＩ～ＡＮは、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、いずれも靱性が劣化していた。
　また、鋼ＡＧ～ＡＨ、ＡＯ～ＡＳは、本発明の化学組成の範囲を満たしていたが、製造条件が本発明の条件を満足しなかった。そのため、鋼ＡＧはＳｏｌ．Ｚｒ含有量が本発明を満足せず、鋼ＡＨはＩｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量及びＢＦが本発明を満足しなかった。鋼ＡＯ～ＡＳは、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が本発明の範囲を満足しなかった。その結果、ＨＡＺ靱性が劣化した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
 （実施例２）
　高炉から出銑された溶銑を、溶銑予備処理で脱硫処理し、転炉型精錬容器にて脱Ｐおよび脱Ｃ処理した後、取鍋に受鋼した。出鋼の際、合金元素を添加し、保温用のカバースラグを添加した。
　精錬工程では、取鍋内の溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて減圧処理を行った。溶製中は適宜溶鋼サンプルを採取し、分析に供して溶鋼成分を得た。溶鋼温度は１５６０℃から１６１０℃で推移した。ＲＨ処理前半でＺｒ及びＢを除く合金を添加して成分調整を実施するとともに真空脱ガスを行い、溶存酸素濃度を調整した。溶存酸素濃度は、酸素濃度プローブを用いて測定した。その後、Ｚｒを添加し、更に０．８～５．３分の経過後に、Ｂを添加した。そして、均一に混合するために環流処理を行った。ただし、番号１５１は、Ｚｒ添加の２．２分前にＢを添加した。このため、表２ＣではＮｏ．１５１のＺｒとＢの添加時間差を「－２．２」と記載した。
　ＲＨ真空脱ガス装置で処理した後は、連続鋳造法によって、連続鋳造では、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．１～０．７℃／秒とした。そして、半製品として２５１～３７２ｍｍ厚のスラブを得た。その後、熱間圧延工程により５０～１００ｍｍ厚まで加工し鋼材を製造した。
　表４Ａ～表４Ｄに鋼材の化学組成及び炭素当量を示す。表５Ａ～表５ＣにＺｒ添加時の溶存酸素濃度、Ｚｒ添加からＢ添加までの時間および連続鋳造時の鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を示す。表５Ａ～表５Ｃに、加熱工程及び熱間圧延工程の条件を示す。表６Ａ～表６Ｃに、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量、Ｓｏｌ．Ｚｒ含有量、ＢＦ、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度、ミクロ組織の評価結果、結晶粒界密度、引張強さＴＳ、降伏応力ＹＰ、シャルピー吸収エネルギー及び－１０℃におけるアレスト靱性値Ｋｃａ、ＮＤＴ温度およびｖＴｒｓを示す。表４Ｃ、表４Ｄ、表５Ｂ、表５Ｃ、表６Ｂ、表６Ｃの下線部は、本発明の範囲外であることを示す。
　（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当直径及び個数密度は、実施例１と同じ方法で測定した。
　Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ及びＳｏｌ．Ｚｒの含有量は、実施例１と同じ方法で測定した。ＢＦは、上記式（Ｃ１）及び式（Ｃ２）により求めた。
　次に、鋼材から熱サイクル試験用の試験片を採取し、実施例１と同じ方法で、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－４０）を測定した。
　アレスト性の評価は、ＮＫ船級協会　鋼船規則検査要領　Ｋ編　付属書　Ｋ３．１２．２－１．（２０１８年）の「脆性亀裂伝播停止靱性値Ｋｃａ試験方法に関する検査要領」に準拠して行った。試験により、－１０℃におけるアレスト靱性値Ｋｃａを求めた。
　また、アレスト性の評価として、無延性遷移温度（ＮＤＴ温度；Ｎｉｌ－Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ－Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を求めた。ＮＤＴ温度は、ＡＳＴＭ　Ｅ２０８－０６で規定された、ＮＲＬ（Ｎａｖａｌ　Ｒｅｓｅａｒｃｈ　Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ）落重試験法に準拠して試験を行うことで求めた。試験片は、Ｐ－３タイプ（Ｔ：１６ｍｍ、Ｌ：１３０ｍｍ、Ｗ：５０ｍｍ）とし、鋼材の最表面を含むようにして、板厚方向に１６ｍｍの位置までを採取した。試験片は、圧延方向（Ｌ方向）に採取し、試験片の最表面にＬ方向に溶接ビードを設け、クラックスターターとして圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）に切り欠きを設けた。
　更に、アレスト性の評価として、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。ｖＴｒｓの評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠し、試験片はＶノッチ試験片とし、試験片採取位置は鋼材の板厚の１／４部を含むように採取した。
　－１０℃におけるアレスト靱性値Ｋｃａ－１０℃が６０００Ｎ／ｍｍ１．５以上、無延性遷移温度（ＮＤＴ温度）が－６０℃以下、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－６０℃以下をすべて満たす場合をアレスト性に優れると判断とした。
　引張強さＴＳ及び降伏応力ＹＰの評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準じて行った。試験片は１Ｂ号試験片とした。試験方法は永久伸び法とした。引張強さＴＳが５１０～７２０ＭＰａ、降伏応力ＹＰが３９０～６５０ＭＰａのものを好ましい強度が得られていると判断した。
　表４Ａ～表４Ｄ、表５Ａ及び表６Ａに示すように、本発明例であるＮｏ．１０１～１２５は、いずれも、優れたＨＡＺ靱性及びアレスト性を有しており、また、機械的性質にも優れていた。
　一方、表４Ｃ、表４Ｄ及び表５Ｂ、表５Ｃ、表６Ｂ、表６Ｃに示すように、比較例であるＮｏ．１２６～１３６、１４０～１４２、１４４～１４６は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、ＨＡＺ靱性が低かった。
　また、Ｎｏ．１３８、１３９、１４８～１５２は、化学組成が本発明の成分範囲を満たしていたが、製造条件が本発明の条件を満足しなかった。そのため、Ｎｏ．１３８はＳｏｌ．Ｚｒ含有量が本発明を満足せず、Ｎｏ．１３９はＩｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量及びＢＦが本発明を満足しなかった。Ｎｏ．１４８～１５２は、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が本発明の範囲を満足しなかった。
　Ｎｏ．１３７、Ｎｏ．１４３は、化学組成が本発明の成分範囲を満たしていたが、好ましい範囲を外れていたので、ＨＡＺ靱性には優れていたが、アレスト性は十分ではなかった。Ｎｏ．１５３、１５５～１５９、１６２、１６３、１６６は、結晶粒界密度が好ましい範囲を満足しなかった。Ｎｏ．１５４、１６０、１６１、１６４、１６５、１６７は、ミクロ組織が好ましい範囲を満足しなかった。その結果、ＨＡＺ靱性は優れていたが、アレスト性または機械的性質のいずれかが好ましい範囲ではなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
（実施例３）
　実施例２と同じスラブを用いて、熱間圧延工程により５０～１００ｍｍ厚まで加工し鋼材を製造した。すなわち、鋼材の化学組成及び炭素当量は、表４Ａ～表４Ｄに示す通りである。
　表７Ａ～表７Ｃに、加熱工程、粗圧延工程、一次冷却工程、仕上圧延工程、二次冷却工程及び焼き戻し工程の条件を示す。更に、表８Ａ～表８Ｃに、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ含有量、Ｓｏｌ．Ｚｒ含有量、ＢＦ、ミクロ組織の評価結果、集合組織の評価結果、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度、シャルピー吸収エネルギー、引張強さＴＳ、降伏応力ＹＰ、－１０℃におけるアレスト靱性値Ｋｃａ、ＮＤＴ温度およびｖＴｒｓを示す。表７Ａ～表８Ｃの下線部は、本発明の範囲外であることを示す。
　（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当直径及び個数密度は、実施例１及び２と同じ方法で測定した。
　Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ及びＳｏｌ．Ｚｒの含有量は、実施例１及び２と同じ方法で測定した。
　ＢＦは、上記式（Ｃ１）及び式（Ｃ２）により求めた。
　次に、鋼材から熱サイクル試験用の試験片を採取し、実施例１及び２と同じ方法で、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ－４０）を測定した。
　アレスト性の評価は、実施例２と同じ方法で行った。
　引張強さＴＳ及び降伏応力ＹＰの評価は、実施例２と同じ方法で行った。
　表４Ａ～表４Ｄ、及び表７Ａ～表８Ｃに示すように、本発明例であるＮｏ．２０１～２２５は、いずれも、優れたＨＡＺ靱性及びアレスト性を有しており、また、機械的性質にも優れていた。
　一方、比較例であるＮｏ．２２６～２３６、２４０～２４２、２４４～２４６は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、ＨＡＺ靱性が低かった。
　また、Ｎｏ．２３８、２３９、２４８～２５２は、化学組成が本発明の成分範囲を満たしていたが、製造条件が本発明の条件を満足しなかった。そのため、Ｎｏ．２３８はＳｏｌ．Ｚｒ含有量が本発明の範囲を満足せず、Ｎｏ．２３９はＢＦが本発明の範囲を満足しなかった。Ｎｏ．２４８～２５２は、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が本発明の範囲を満足しなかった。
　Ｎｏ．２３７、２４３、２４７は、化学組成が本発明範囲内であったものの、好ましい範囲を外れた。Ｎｏ．２５３、２６５～２７０、２７２、２７４、２７７は、板厚の１／２部での主圧延方向に対して垂直な面である垂直面に対して｛１１０｝面が１５°以内の角度をなす領域の面積率が好ましい範囲を外れた。Ｎｏ．２５４、２７６は、ミクロ組織が好ましい範囲を外れた。Ｎｏ．２５５～２６４、２７１は、表面から１～５ｍｍの位置における主圧延方向に対して垂直な面である垂直面に対して｛１１０｝面が１５°以内の角度をなす領域の面積率が好ましい範囲を外れた。Ｎｏ．２７３は、二次冷却における平均冷却速度が高すぎたため、ミクロ組織が好ましい範囲を外れた。また、Ｎｏ．２７５は、二次冷却における冷却開始温度が高すぎたため、ミクロ組織が好ましい範囲を外れた。
　そのため、これらの例ではＨＡＺ靱性には優れていたものの、アレスト性や機械的特性が好ましい範囲ではなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
　本発明によれば、優れたＨＡＺ靱性、特に、入熱３５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接のＨＡＺにおいて優れた靱性を有する鋼材及びその製造方法を提供できる。

Claims (8)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０４０～０．１６０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
    Ｐ　：０．０３０％以下、
    Ｓ　：０．００８％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以下、
    Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量の合計：０．０００５％以下、
    Ｎ　：０．００１０～０．００８０％、
    Ｏ　：０．０００５～０．００４０％、
    Ｔｉ：０．００３～０．０２４％、
    Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％、
    Ｂ　：０．０００３～０．００４０％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～２．５０％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｍｏ：０～０．５０％、
    Ｎｂ：０～０．０５０％、
    Ｖ　：０～０．１５０％、
    Ｗ　：０～１．００％、
    Ｓｎ：０～０．５０％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物元素、からなり、
    　Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、
    　Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下であり、
    　下記式（１）及び（２）で表されるＢＦが０．００３０％以下であり、
    　５．０質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１．０質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、円相当直径が０．５μｍ以上である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子であって、Ａｌ２Ｏ３組成が５０質量％以下である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が、５～３００個／ｍｍ２である鋼材。
    　ＢＦ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４）　…（１）
    　ＢＦ’＞Ｂの場合ＢＦ＝Ｂ、０≦ＢＦ’≦Ｂの場合ＢＦ＝ＢＦ’、ＢＦ’＜０の場合ＢＦ＝０　…（２）
    　ただし、式（１）及び式（２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．１０～１．００％、
    Ｎｉ：０．１０～２．５０％、
    Ｃｒ：０．１０～１．００％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
    Ｖ　：０．０１０～０．１５０％、
    Ｗ　：０．０１～１．００％、および
    Ｓｎ：０．０３～０．５０％
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼材。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、を含有し、
    　前記ＢＦが０．００２０％以下であり、
    　下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑが、０．３０％～０．５５％であり、
    　面積率で５～７０％のフェライトと、面積率で３０％以上のベイナイトと、面積率で０～１５％のパーライトと、面積率で０～５％のマルテンサイト・オーステナイト混合組織とを含有するミクロ組織を有し、
    　表面から１～５ｍｍの位置における結晶粒界密度が、５００～１１００ｍｍ／ｍｍ２であり、
    　板厚の１／４部の位置における結晶粒界密度が、４００～１０００ｍｍ／ｍｍ２であり、
    　板厚の１／２部の位置における結晶粒界密度が、３００～９００ｍｍ／ｍｍ２である、
    　請求項１または２に記載の鋼材。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　…（３）
    　式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、を含有し、
    　前記ＢＦが０．００２０％以下であり、
    　下記式（４）で表される炭素当量Ｃｅｑが、０．３０％～０．５５％であり、
    　面積率で５～７０％のフェライトと、面積率で３０％以上のベイナイトと、面積率で０～１５％のパーライトと、面積率で０～５％のマルテンサイト・オーステナイト混合組織とを含有するミクロ組織を有し、
    　主圧延方向に対して垂直な面である垂直面の、表面から１～５ｍｍの位置において、｛１１０｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が３０～６０％であり、
    　前記垂直面の板厚の１／４部において、｛１００｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が１０～４０％であり、
    　前記垂直面の板厚の１／２部において、｛１１０｝面が前記垂直面に対して１５°以内の角度をなす領域の面積率が４０～７０％である、
    　請求項１または２に記載の鋼材。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　…（４）
    式（４）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
  5. 　請求項１または２に記載の鋼材の製造方法であって、
    　溶鋼に対して真空脱ガスを行い、前記溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、Ｚｒ添加から１．０～５．０分経過後にＢを添加する精錬工程と、
    　前記精錬工程後の前記溶鋼に対して連続鋳造を行い鋳片とする際に、鋳片の表面温度が１２００℃から９００℃になるまでの平均冷却速度を、０．５℃／秒以下とする連続鋳造工程と、
    　前記連続鋳造工程後の前記鋳片を加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱間圧延工程と、
    を備える
    ことを特徴とする鋼材の製造方法。
  6. 　請求項３に記載の鋼材の製造方法であって、
    　前記加熱工程では、加熱炉内に在炉中の前記鋳片の表面温度の最高温度が、９５０～１１５０℃の範囲になるように加熱し、
    　前記熱間圧延工程は、粗圧延工程と、仕上圧延工程と、冷却工程とを順次行う工程であり、
    　前記粗圧延工程では、前記加熱工程で加熱した前記鋳片を、下記式（５）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下の圧延温度で、累積圧下率１０～７５％で圧延し、
    　Ａｒ３が下記式（６）で表されるとき、前記仕上圧延工程では、仕上圧延温度を（Ａｒ３－５０）℃以上、前記再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満とし、累積圧下率４５～７５％の条件で圧延し、
    　前記冷却工程では、冷却開始温度を（Ａｒ３－１００）℃以上、前記再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満の範囲とし、冷却停止温度を０℃以上、６００℃以下の範囲とし、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を２～１５℃／秒とする条件で冷却する
    ことを特徴とする、請求項５に記載の鋼材の製造方法。
    Ｔｒｅｘ（℃）＝－９１９００×［Ｎｂ＊］２＋９４００×［Ｎｂ＊］＋７７０　…（５）
    Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　…（６）
    ［Ｓｏｌ．Ｎｂ］＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　…（７）
    　ただし、式（５）中の［Ｎｂ＊］は、式（７）で表される［Ｓｏｌ．Ｎｂ］と、鋼中のＮｂ含有量（質量％）との関係が、Ｎｂ≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］とし、Ｎｂ＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝Ｎｂとし、
    　式（６）～式（７）の元素記号は鋼中に含まれる各元素の質量％での含有量であり、当該元素を含有しない場合は０を代入し、
    　式（７）中のＴは前記加熱工程における前記鋳片の抽出時の前記鋳片の単位℃での温度である。
  7. 　請求項４に記載の鋼材の製造方法であって、
    　前記加熱工程では、加熱炉から抽出する際の前記鋳片の全厚平均温度が、９５０～１２００℃の範囲になるように加熱し、
    　前記熱間圧延工程は、粗圧延工程と、一次冷却工程と、仕上圧延工程と、二次冷却工程とを順次行う工程であり、
    　前記粗圧延工程では、前記加熱工程で加熱した前記鋳片を、下記式（８）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）以上、１０５０℃以下の圧延温度で、累積圧下率１０～７５％で圧延し、
    　Ａｒ３が下記式（９）で表されるとき、前記一次冷却工程では、冷却開始温度を、Ａｒ３℃以上、１０５０℃以下の範囲とし、冷却停止温度を、５００℃以上、（Ａｒ３－３０）℃以下の範囲とし、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を、３５～１００℃／秒とする条件で冷却し、
    　前記仕上圧延工程では、仕上圧延温度が７５０～８５０℃、圧延パス数が４～１５パス、圧延形状比の平均値が０．５～１．０、累積圧下率が４５～７５％となる条件で圧延し、
    　前記二次冷却工程では、冷却開始温度を（Ａｒ３－１００）℃以上とし、下記式（８）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満の範囲とし、冷却停止温度を０℃以上、６００℃以下の範囲とし、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を２～１５℃／秒とする条件で冷却する
    ことを特徴とする、請求項５に記載の鋼材の製造方法。
    Ｔｒｅｘ＝－９１９００×［Ｎｂ＊］２＋９４００×［Ｎｂ＊］＋７７０　…（８）
    Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×Ｃ＋６５×Ｓｉ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ　…（９）
    ［Ｓｏｌ．Ｎｂ］＝（１０（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６））／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ）　…（１０）
    　ただし、式（８）中の［Ｎｂ＊］は、式（１０）で表される［Ｓｏｌ．Ｎｂ］と、鋼中のＮｂ含有量（質量％）との関係が、Ｎｂ≧［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝［Ｓｏｌ．Ｎｂ］とし、Ｎｂ＜［Ｓｏｌ．Ｎｂ］の場合に［Ｎｂ＊］＝Ｎｂとし、
    　式（９）～式（１０）の元素記号は鋼中に含まれる各元素の質量％での含有量であり、当該元素を含有しない場合は０を代入し、
    　式（１０）中のＴは前記加熱工程における前記鋳片の抽出時の前記鋳片の単位℃での温度である。
  8. 　前記熱間圧延工程後に、前記鋼材を３５０～６５０℃の範囲に加熱する焼き戻しを行う焼き戻し工程を備えることを特徴とする、請求項６または７に記載の鋼材の製造方法。
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