JP4515430B2 - 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法 - Google Patents

Description

本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などに使用される鋼材を溶接するにあたり、熱影響を受ける部位（以下、「溶接熱影響部」または「ＨＡＺ」ということがある）の靭性と、母材の靭性を改善した鋼材およびその製法に関するものである。

橋梁や高層建造物、船舶などに使用される鋼材に要求される特性は、近年益々厳しくなっており、とりわけ良好な靭性が求められている。これらの鋼材は、一般的に溶接にて接合されることが多いが、特にＨＡＺは溶接時に熱影響を受けて靭性が劣化しやすいという問題がある。この靭性劣化は溶接時の入熱量が大きくなるほど顕著に現れ、その原因は溶接時の入熱量が大きくなるとＨＡＺの冷却速度が遅くなり、焼入性が低下して粗大な島状マルテンサイトが生成することにあると考えられている。従ってＨＡＺの靭性を改善するには、溶接時の入熱量を極力抑えればよいと考えられるが、溶接作業効率を高める上では、例えばエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接、サブマージ溶接などの溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接法の採用が望まれる。

大入熱溶接法を採用した場合のＨＡＺ靭性劣化を抑制する鋼材は、既にいくつか提案されている。例えば特許文献１には、鋼材中に微細なＴｉＮを分散再析出させることで、大入熱溶接を行なったときのＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えた鋼材が提案されている。しかし本発明者らが検討したところ、溶接金属が１４００℃以上の高温になると、ＨＡＺのうち特に溶接金属に近接した部位（ボンド部）において、溶接時に受ける熱により上記ＴｉＮが固溶消失してしまい、ＨＡＺ靭性の劣化を十分に抑えることができないことが分かった。

また特許文献２には、母材とＨＡＺの靭性を向上させる技術として、鋼材に含まれる酸化物と窒化物の存在形態を制御することが開示されている。この文献には、ＴｉとＺｒを組み合わせて使用することにより、微細な酸化物と窒化物を生成させて母材とＨＡＺの靭性を向上させること、また、こうした微細な酸化物と窒化物を生成させるには、製造工程においてＴｉ、Ｚｒの順に添加すればよいことが開示されている。しかし本発明者らが検討したところ、ＨＡＺの靭性を更に高めるには酸化物量を増やせばよいが、上記特許文献２の技術において、酸化物量を増加させるためにＴｉやＺｒを多量に添加すると、ＴｉやＺｒなどの炭化物が形成され、鋼材（母材）の靭性が却って低下することが分かった。

ところで本発明者らは、溶接時に高温の熱影響を受けた場合でもＨＡＺの靭性が劣化しない鋼材を特許文献３に先に提案している。この鋼材は、Ｌａ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂系酸化物やＣｅ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂系酸化物、Ｌａ₂Ｏ₃−Ｃｅ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂系酸化物などの複合酸化物を鋼材中に分散させたものであり、この複合酸化物は、溶鋼中では液状で存在するため鋼中に微細分散し、しかも溶接時には熱影響を受けても固溶消失しないため、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。上記特許文献３には、上記複合酸化物を生成させるため、溶存酸素量を調整した溶鋼へＬａやＣｅを添加し、次いでＳｉを添加すればよいことも開示している。また特許文献３には、鋼材にＴｉを含有させて鋼材組織中にＴｉＮを析出させることにより、ＨＡＺの靭性が更に高められること、またこうしたＴｉＮを生成させるには、上記複合酸化物が生成した溶鋼へＴｉを添加すればよいことも開示している。

ところで、鋼板自体の靭性として、特に低温（−４０℃）靭性がより優れていることも要求されるが、上記技術では、ＨＡＺ靭性の改善については取り組まれているものの、優れた母材靭性も併せて具備させることについては検討されていない。従って、溶接熱影響部の靭性と母材靭性に優れた鋼材の実現が切望されている。
特公昭５５−２６１６４号公報 特開２００３−２１３３６６号公報 特開２００５−４８２６５号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、特に入熱量が４０ｋＪ／ｍｍ以上の溶接を行った場合のＨＡＺ靭性に優れると共に、母材靭性にも優れた鋼材、およびその製法を提供することにある。

即ち、上記課題を解決することのできた本発明に係る鋼材とは、
Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１．４〜１．８％、および
Ｎ ：０．００３〜０．０１％を含み、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１％および／またはＣａ：０．０００３〜０．０２％と、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５％を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼材であって、
ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物若しくは複合酸化物として含有し、且つ
フェライト平均結晶粒径が１８．５μｍ以下である点に要旨を有する。

尚、上記フェライト平均結晶粒径は後述する実施例に示す方法で測定した値をいうものとする。

前記鋼材は、該鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯの合計が５％以上で、且つＺｒＯ₂が５％以上を満足することが好ましい。

前記鋼材は、更に他の元素として、Ｔｉ：０．０８％以下（０％を含まない）を含むと共に、前記Ｔｉを単独酸化物または複合酸化物として含有することが好ましい。Ｔｉを含むことによって溶接熱影響部の靭性を一層向上させることができるからである。上記の通り鋼材がＴｉを含む場合には、鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、０．３％以上であることが好ましい。

前記鋼材は、更に他の元素として、
Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）、および
Ｂ ：０．００５％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものが好ましく、こうした元素を含有することで母材の強度を高めることができる。

本発明に係る鋼材は、例えば溶存酸素量を０．００２０〜０．０１０％の範囲に調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とＺｒを添加すれば製造できる。上記鋼材が特にＴｉを含む場合には、溶存酸素量を０．００２０〜０．０１０％の範囲に調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、ＴｉとＺｒを添加することが好ましい。この場合には、上記溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とＺｒを添加するに先立って、Ｔｉを添加することが好ましい。

本発明によれば、大入熱溶接において１４００℃レベルの高温に達しても鋼材中に固溶消失しない組成の酸化物を、鋼材中に分散させるため、小〜中入熱溶接に限らず大入熱溶接においても、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性劣化を防止することができる。また、フェライト平均結晶粒径を制御した組織とすることで、上記ＨＡＺ靭性を損ねることなく、母材靭性にも優れた鋼材が得られる。

本発明者らは、まず、ＨＡＺの靭性を高めるべく、上記特許文献３とは異なる組成の酸化物を鋼材中に分散させることによってＨＡＺ靭性の向上を達成できないかについて検討を重ねた。その結果、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを鋼材に複合添加し、該鋼材にＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物若しくは複合酸化物として含有するように調整すれば、溶接熱影響部の靭性を高めることができること、またこうした成分系に更にＴｉを複合添加することによって、Ｔｉを単独酸化物または複合酸化物として含有するように調整すれば、溶接熱影響部の靭性が一層向上することを見出した。更に、上記酸化物によるＨＡＺ靭性の向上を阻害させることなく母材靭性を高めるには、フェライト平均結晶粒径を制御した組織とすればよいことを見出し、本発明を完成した。以下、上記本発明について詳述する。

まず、本発明の鋼材は、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物若しくは複合酸化物として含有するものである。この様な酸化物が含まれるようにすれば、溶接時に熱影響を受けて１４００℃レベルの高温になっても上記酸化物は固溶消失しないため、溶接時のＨＡＺにおいてオーステナイト粒の粗大化を防止することができ、その結果として、ＲＥＭやＣａ、Ｚｒを夫々単独添加して酸化物を形成する場合よりもＨＡＺの靭性をより改善することができる。

しかも上記酸化物あるいは複合酸化物を組み合わせて鋼材中に含有させれば、鋼材中に含まれる全酸化物の絶対量を増大させることができ、鋼材（母材）の靭性劣化の原因となるＲＥＭの硫化物やＣａの硫化物、或いはＺｒ炭化物の生成を防止でき、結果として母材の靭性劣化を抑えつつＨＡＺの靭性を向上させることができる。

本発明の鋼材は、（ａ）ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ₂を含有するか、あるいは（ｂ）ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを含む複合酸化物を含有するか、（ｃ）ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ₂を含有すると共に、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを含む複合酸化物を含有するものであればよい。ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを含む複合酸化物とは、例えばＲＥＭとＺｒを含む複合酸化物、ＣａとＺｒを含む複合酸化物、ＲＥＭとＣａとＺｒを含む複合酸化物などが挙げられる。

本発明の鋼材は、上述した酸化物の他に、更にＴｉ酸化物を含有することが好ましい。即ち、前記鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、Ｔｉ₂Ｏ₃やＴｉ₃Ｏ₅,ＴｉＯ₂含有するものであればよい。Ｔｉ酸化物を含有することで、鋼材中に分散する酸化物量を更に増大させることができるため、ＨＡＺの靭性を一層向上させることができる。

上記Ｔｉ酸化物は、鋼材中に単独酸化物（Ｔｉ₂Ｏ₃やＴｉ₃Ｏ₅,ＴｉＯ₂）として含有されていてもよいし、例えば上記複合酸化物（即ち、ＲＥＭとＺｒを含む複合酸化物、ＣａとＺｒを含む複合酸化物、ＲＥＭとＣａとＺｒを含む複合酸化物）に包含されて複合酸化物として含有していてもよい。

上記鋼材は、該鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯの合計が５％以上で、且つ全酸化物に占めるＺｒＯ₂が５％以上を満足することが好ましい。その理由は、ＨＡＺの靭性向上に寄与する酸化物量を確保するためである。ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯの合計は１０％以上であることが好ましく、より好ましくは１５％以上、更に好ましくは２０％以上である。一方、ＺｒＯ₂は１０％以上であることが好ましく、より好ましくは１５％以上、更に好ましくは２０％以上である。

上記鋼材がＴｉ酸化物を含有する場合は、該鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、Ｔｉの酸化物が０．３％以上を満足することが好ましい。より好ましくは１％以上、更に好ましくは３％以上、特に好ましくは５％以上、最も好ましくは１０％以上である。尚、Ｔｉ酸化物は鋼中でＴｉ₂Ｏ₃やＴｉ₃Ｏ₅,ＴｉＯ₂として存在するが、鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、全てのＴｉ酸化物をＴｉ₂Ｏ₃として換算した値が上記範囲を満足していればよい。

本発明の鋼材は、該鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ₂およびＴｉの酸化物（Ｔｉ₂Ｏ₃換算）の合計が５５％以上であることが好ましい。これらの酸化物の合計が５５％未満では、ＨＡＺの靭性向上に寄与する酸化物量が不足し、ＨＡＺの靭性を充分に改善できないからである。より好ましくは６０％以上、更に好ましくは６５％以上である。

尚、全酸化物の組成の残りの成分は特に限定されないが、単独酸化物として換算したときに、例えばＳｉＯ₂やＡｌ₂Ｏ₃、ＭｎＯであればよい。ＳｉＯ₂やＡｌ₂Ｏ₃、ＭｎＯ以外の「その他」の成分は５％未満に抑えることが好ましい。

鋼材に含まれる酸化物の組成は、鋼材の断面を例えばＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：電子線マイクロプローブＸ線分析計）で観察し、観察視野内に認められる介在物を定量分析すれば測定できる。ＥＰＭＡの観察は、例えば加速電圧を２０ｋＶ，試料電流を０．０１μＡ，観察視野面積を１〜５ｃｍ²とし、介在物の中央部での組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析する。

分析対象とする介在物の大きさは、最大径が０．２μｍ以上のものとし、分析個数は少なくとも１００個とする。

分析対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｌａ，ＣｅおよびＯとし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする介在物から得られたＸ線強度と前記検量線から分析対象とする介在物に含まれる元素濃度を定量し、酸素含量が５％以上の介在物を酸化物とする。但し、一つの介在物から複数の元素が観測された場合には、それらの元素の存在を示すＸ線強度の比から各元素の単独酸化物に換算して酸化物の組成を算出する。本発明の鋼材では、こうして個々の酸化物について得られた定量結果を平均したものを酸化物の平均組成とする。

次に、本発明の鋼材（母材）における成分組成について説明する。本発明の鋼材は、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％および／またはＣａ：０．０００３〜０．０２％と、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％を含有するところに特徴がある。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。

ＲＥＭ、ＣａおよびＺｒは、鋼材中にＲＥＭの単独酸化物やＣａの単独酸化物（ＣａＯ）、Ｚｒの単独酸化物（ＺｒＯ₂）、或いはＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとの複合酸化物を形成してＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。本発明の鋼材では、ＲＥＭとＣａは夫々単独で用いても併用してもよい。

ＲＥＭを含有させる場合は、０．００１％以上とすべきであり、好ましくは０．００６％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし過剰に添加すると、ＲＥＭの硫化物が生成して母材の靭性が劣化するため、０．１％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下とする。なお、本発明においてＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味であり、これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有させるのがよい。

Ｃａを含有させる場合は、０．０００３％以上とすべきであり、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上である。しかし過剰に添加すると、粗大なＣａの硫化物が生成して母材の靭性が劣化するため、０．０２％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下とする。

Ｚｒは、０．００１％以上含有させるべきであり、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上である。しかし過剰に添加すると、粗大なＺｒの炭化物が生成して母材の靭性が劣化するため、０．０５％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下とする。

本発明の鋼材は、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを含む他、基本元素として、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．４〜１．８％、およびＮ：０．００３〜０．０１％を含むものである。このような範囲を定めた理由は以下の通りである。

Ｃは、鋼材（母材）の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、こうした効果を発揮させるには、０．０３％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかし０．２％を超えると、溶接時にＨＡＺに島状マルテンサイトが多く生成してＨＡＺの靭性劣化を招くばかりでなく、溶接性にも悪影響を及ぼす。従ってＣは０．１２％以下、好ましくは０．１１％以下、より好ましくは０．１０％以下に抑える必要がある。

Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に鋼材（母材）の強度向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上含有させるのがよい。しかし０．５％を超えると、鋼材（母材）の溶接性や母材靭性が劣化するため、０．５％以下に抑える必要がある。好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４％以下に抑える。尚、ＨＡＺの更なる高靭性が求められる場合、Ｓｉは０．３％以下に抑えるのがよい。より好ましくは０．０５％以下であり、更に好ましくは０．０１％以下である。但し、このようにＳｉ含有量を抑えるとＨＡＺの靭性は向上するが、強度は低下する傾向にある。

Ｍｎは、鋼材（母材）の強度向上に寄与する元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、１．４％以上含有させる必要がある。好ましくは１．４５％以上、より好ましくは１．５０％以である。しかし、１．８％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｍｎ量は１．８％以下とする。好ましくは１．７５％以下であり、より好ましくは１．７０％以下である。

Ｎは、窒化物（例えば、ＺｒＮやＴｉＮなど）を析出する元素であり、該窒化物は溶接時にＨＡＺに生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進するため、ＨＡＺの靭性を向上させるのに寄与する。こうした効果を有効に発揮させるため、０．００３％以上含有させる。好ましくは０．００４％以上である。Ｎは多いほどオーステナイト粒の微細化が促進されるため、ＨＡＺの靭性向上に有効に作用する。しかし０．０１％を超えると、固溶Ｎ量が増大して母材の靭性が劣化する。従ってＮは０．０１％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。

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

Ｐは、偏析し易い元素であり、特に鋼材中の結晶粒界に偏析して靭性を劣化させる。従ってＰは０．０２％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。

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

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

本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、ＭｇやＡｓ，Ｓｅなど）の混入が許容され得る。また、更に下記元素を積極的に含有させることも可能である。

〈Ｔｉ：０．０８％以下（０％を含まない）〉
Ｔｉは、鋼材中にＴｉ酸化物を生成してＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００７％以上、更に好ましくは０．０１％以上とする。しかし過剰に添加すると、酸化物が多量に生成し過ぎて鋼材（母材）の靭性を劣化させるため、０．０８％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０６％以下とする。

本発明の鋼材には、強度を高めるために、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有させることも有効である。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。

〈Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）〉
Ｃｕは、鋼材を固溶強化させる元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。特に０．６％以上含有させると、固溶強化のほか、時効析出強化も発揮し、大幅な強度向上が可能となる。しかし２％を超えて含有させると、鋼材（母材）の靭性が低下するため、Ｃｕは２％以下に抑えるのがよい。好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下とする。

〈Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）〉
Ｎｉは、鋼材の強度を高めると共に、鋼材の靭性を向上させるのに有効に作用する元素であり、こうした作用を発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上とする。Ｎｉは多いほど好ましいが、高価な元素であるため経済的観点から３．５％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは３．３％以下であり、更に好ましくは３％以下とする。

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

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

〈Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）〉
Ｎｂを添加して強度を高めるには、０．００５％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし０．２５％を超えると炭化物（ＮｂＣ）が析出して母材靭性が劣化するので、Ｎｂは０．２５％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは０．２３％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下とする。

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

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

本発明において、優れた母材靭性を確保するには、金属組織におけるフェライト（α）の平均結晶粒径を１８．５μｍ以下と微細化する必要がある。図１は、フェライト平均結晶粒径とｖＴｒｓ（破面遷移温度）の関係を示すグラフであり、後述する実施例の実験結果を整理したものであるが（化学成分Ｎｏ．４、７）、この図１より、ｖＴｒｓ：−４０℃以下と優れた母材靭性を示す鋼材を得るには、フェライト平均結晶粒径を１８．５μｍ以下に微細化する必要があることがわかる。より好ましくは、上記フェライトの平均結晶粒径を１６μｍ以下とするのがよい。

尚、本発明の鋼材は、全組織に占めるフェライトの占積率が７０％以上（特には７５％以上）であり、パーライトが上記フェライトの次に多い組織を有するものである。

次に、本発明の鋼材を製造するに当たり、好適に採用できる製法について説明する。上述の通り、鋼材中に、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物若しくは複合酸化物として適量含有させるには、後記の実施例から明らかなように、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを添加する直前の溶存酸素量を適切に制御する、即ち、溶存酸素量を適切に制御した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加することが大変有効である。該方法で製造すれば、ＲＥＭやＣａ、Ｚｒの添加量をある程度多くしても上記酸化物を確実に形成させることができ、結果としてＲＥＭの硫化物やＣａの硫化物、或いはＺｒの炭化物の生成を防止することができるからである。

このとき上記溶存酸素量が０．００２０％未満では、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加しても、酸素量不足になるため、ＨＡＺの靭性向上に寄与する酸化物量を確保することができず、しかも酸化物を形成できなかったＲＥＭやＣａが硫化物を形成したり、Ｚｒが炭化物を形成して母材の靭性を劣化する。上記元素を複合添加する前の溶存酸素量は、０．００２５％以上に調整することが好ましく、より好ましくは０．００３０％以上である。しかし溶存酸素量が０．０１０％を超えていると、溶鋼中の酸素量が多すぎるため、溶鋼中の酸素と上記元素の反応が激しくなり溶製作業上好ましくないばかりか、粗大なＲＥＭの酸化物、Ｃａの酸化物やＺｒＯ₂が生成する。従って溶存酸素量は０．０１０％以下に抑えるべきであり、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００７％以下とする。

上記ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加した後は、合金元素を添加して鋼材の成分を調整すればよい。

尚、上記溶存酸素量を調整した溶鋼へ上記元素を添加するに当たっては、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加すればよく、例えばＲＥＭとＣａを複合添加する場合には、（ａ）溶存酸素量を調整した溶鋼へＲＥＭとＣａとＺｒを添加した後、合金元素を添加して鋼材の成分を調整してもよいし、（ｂ）溶存酸素量を調整した溶鋼へＲＥＭ（あるいはＣａ）とＺｒを添加した後、Ｃａ（あるいはＲＥＭ）以外の合金元素を添加して鋼材の成分を調整し、次いでＣａ（あるいはＲＥＭ）を添加してもよい。

上記溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくと１種の元素と、Ｚｒを複合添加する手順は特に限定されず、例えば（ａ）ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加した後に、Ｚｒを添加してもよいし、（ｂ）Ｚｒを添加した後に、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加してもよいし、（ｃ）ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを同時に複合添加してもよい。ＲＥＭとＣａを複合添加する場合には、（ｄ）ＲＥＭ（あるいはＣａ）を添加した後に、Ｚｒを添加し、次いでＣａ（あるいはＲＥＭ）を添加してもよいし、（ｅ）ＲＥＭとＣａとＺｒを同時に複合添加してもよい。

本発明の鋼材がＴｉを含む場合、溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加した後に、（ａ）鋼材の成分調整する際に併せてＴｉを添加してもよいし、（ｂ）鋼材の成分調整した後に、Ｔｉを添加してもよい。好ましくは溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、ＴｉとＺｒを添加するのが好ましい。

この場合、溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とＺｒを添加するに先立って、Ｔｉを添加することが推奨される。溶存酸素量を調整した溶鋼へ、Ｔｉを添加すれば、まずＴｉ_２Ｏ_３が形成されるが、Ｔｉ₂Ｏ₃は溶鋼との界面エネルギーが小さいため、形成されたＴｉ₂Ｏ₃のサイズは微細になる。次いでＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加することによってＲＥＭの酸化物やＣａＯ、ＺｒＯ₂が、上記Ｔｉ₂Ｏ₃を生成核として成長するため、結果的に粒子の個数が増大し、溶接時のＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粗大化抑制効果が大きくなる。

ところで、転炉や電気炉で一次精錬された溶鋼中の溶存酸素量は、通常０．０１０％を超えている。そこで本発明の製法では、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加する前、或いはＴｉを添加する前に、溶鋼中の溶存酸素量を上記範囲に調整する必要がある。溶存酸素量を調整する方法としては、例えばＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて真空Ｃ脱酸する方法や、ＳｉやＭｎ，Ｔｉ，Ａｌなどの脱酸性元素を添加する方法などが挙げられ、勿論これらの方法を適宜組み合わせて溶存酸素量を調整しても良い。また、ＲＨ式脱ガス精錬装置の代わりに、取鍋加熱式精錬装置や簡易式溶鋼処理設備などを用いて溶存酸素量を調整しても良い。この場合、真空Ｃ脱酸による溶存酸素量の調整はできないため、溶存酸素量の調整にはＳｉ等の脱酸性元素を添加する方法を採用すれば良い。Ｓｉ等の脱酸性元素を添加する方法を採用するときは、転炉から取鍋へ出鋼する際に脱酸性元素を添加しても構わない。

溶鋼へ添加するＲＥＭやＣａ，Ｚｒ，Ｔｉの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａや純Ｃｅ，純Ｙなど、或いは純Ｃａ，純Ｚｒ，純Ｔｉ、更にはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金等のＲＥＭ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金，Ｆｅ−Ｃａ合金，Ｎｉ−Ｃａ合金等のＣａ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金等のＲＥＭ−Ｃａ合金等を添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、セリウム族希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０〜５０％程度，Ｌａを２０〜４０％程度含有している。但し、ミッシュメタルには不純物としてＣａを含むことが多いので、ミッシュメタルがＣａを含む場合は本発明で規定する範囲を満足する必要がある。

本発明の鋼材は、フェライトの平均結晶粒半径を１８．５μｍ以下に制御するものであるが、このような組織を得るには、次のように行えば良い。即ち、上記成分組成を満たす鋼材を用い、製造過程において、熱間圧延時の仕上圧延温度を８３０℃以下に制御して、オーステナイト粒径の微細およびオーステナイト粒内への変形帯導入によりフェライト核生成サイトを増加させることが推奨される。図２は、熱間圧延時の仕上圧延終了温度とフェライト平均結晶粒径の関係を示すグラフであり、後述する実施例の実験結果を整理したものであるが（化学成分Ｎｏ．４、７）、この図２より、上記フェライト平均結晶粒径を１８．５μｍ以下と微細化させるには、仕上圧延終了温度を８３０℃以下とすればよいことがわかる。より好ましくは８１０℃以下である。尚、上記仕上圧延終了温度とは、後述する実施例に示す要領で求める仕上圧延終了時のｔ（板厚）／４部位の温度をいうものとする。

また、フェライト結晶粒を微細化させるには、ベイナイト変態が起こらない範囲で熱間圧延後の冷却速度を増加させることが有効である。好ましくは、仕上圧延終了後５００℃までの温度域を５℃／ｓ以下の速度で冷却するのがよく、冷却方法として、空冷の他、必要に応じて水冷等の加速冷却を適用してもよい。

厚物の高強度鋼材を製造する場合には、一般的にＡｒ₃変態点以上の温度（オーステナイト領域）から理論的限界冷却速度が得られる直接焼入れを採用することがある。しかしながら、こうした熱処理によって得られる組織は旧オーステナイト粒径が大きなベイナイトを主体としたものとなり、それと同時に硬質相の島状マルテンサイト（Ｍ―Ａ）が生成し、これが破壊の起点となって鋼材の破壊靭性を低下させることがある。これに対して、本発明の鋼材では、微細なフェライトを生成させることによって高強度・高靭性が実現できるのである。

こうして得られる本発明の鋼材は、例えば橋梁や高層建造物、船舶などの構造物の材料として使用でき、小〜中入熱溶接はもとより大入熱溶接においても、溶接熱影響部の靭性劣化を防ぐことができると共に、優れた母材靭性を確保することができる。

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

溶銑を２４０トン転炉で一次精錬した後、該転炉から取鍋へ出鋼し、成分調整および温度調整しながら二次精錬を行った。ここで、取鍋では、下記表１に示す脱酸方法で、下記表１に示す溶存酸素量に調整した。その後、下記表１に示す順序で元素を添加した。次いで必要に応じて残りの合金元素を添加して最終的に下記表２に示す組成に調整した。尚、二次精錬にはＲＨ式脱ガス精錬装置等を用いて脱Ｈや脱Ｓなどを行なった。また、表１における化学成分Ｎｏ．１６の溶存酸素量「−」は、定量限界未満であることを示す。

尚、表１において、ＬａはＦｅ−Ｌａ合金の形態で、ＣｅはＦｅ−Ｃｅ合金の形態で、ＲＥＭはＬａを５０％程度とＣｅを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で、ＣａはＮｉ−Ｃａ合金、またはＣａ−Ｓｉ合金、またはＦｅ−Ｃａ圧粉体の形態で、ＺｒはＺｒ単体で、ＴｉはＦｅ−Ｔｉ合金の形態で、夫々添加した。

表２中「−」は元素を添加していないことを示しており、「未満」は元素を添加していないが不可避的に含まれていたため、定量限界未満の範囲で検出されたことを意味している。

成分調整後の溶鋼を、連続鋳造機でスラブに鋳造し、その後熱間圧延を施して、表３に示す板厚の鋼板を製作した。
熱間圧延の仕上圧延終了温度（圧延終了時のｔ／４部位の温度）、圧延終了後の冷却速度等を下記表３に示す。

上記仕上圧延終了時のｔ／４部位の温度は、下記（１）〜（６）の要領で求めたものである。
（１）プロセスコンピュータにおいて、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度、在炉時間に基づき、鋼片の表面から裏面までの板厚方向の任意の位置の加熱温度を算出する。
（２）上記算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置の圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて算出しつつ、圧延を実施する。
（３）鋼板表面温度は、圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する（ただし、プロセスコンピュータ上においても計算を実施する）。
（４）粗圧延開始時、粗圧延終了時および仕上圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板表面温度を、プロセスコンピュータ上の計算温度と照合する。
（５）粗圧延開始時、粗圧延終了時および仕上圧延開始時の計算温度と上記実測温度の差が±３０℃以上の場合は、実測表面温度と計算表面温度が一致する様に再計算し、プロセスコンピュータ上の計算温度とする。
（６）上記計算温度の補正を行って、ｔ／４部位の仕上圧延終了温度を求める。

上記の様にして得られた鋼板を用いて、引張試験、金属組織の観察、ＥＰＭＡによる介在物組成の調査、ＨＡＺ靭性および母材靭性の評価を、それぞれ下記の要領で実施した。

〈引張試験〉
各鋼板のｔ（板厚）／４部位から、圧延方向に対して直角の方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、ＴＳが４４０ＭＰａ以上でＹＰが３１５ＭＰａ以上のものを、引張特性に優れていると評価した。

〈金属組織の観察〉
フェライト平均結晶粒径は下記の様にして測定した。
（ｉ）圧延方向に並行で且つ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取する。
（ii）湿式エメリー研磨紙（＃１５０〜＃１０００）での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法（ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等）により、観察面の鏡面仕上を行う。
（iii）研磨されたサンプルを、３％ナイタール溶液を用いて腐食し、フェライト組織の結晶粒界を現出させる。
（iv）ｔ（板厚）／４部位において、現出された組織を１００倍あるいは４００倍の倍率で写真撮影し（本実施例では６ｃｍ×８ｃｍの写真として撮影）、画像解析装置に取り込む。前記写真の領域は、１００倍の場合は６００μｍ×８００μｍ、４００倍の場合は１５０μｍ×２００μｍに相当し、画像解析装置への取り込みは、いずれの倍率の場合も、領域の合計が１ｍｍ×１ｍｍ以上となるよう取り込む（即ち、１００倍の場合は上記写真を少なくとも６枚、４００倍の場合は上記写真を少なくとも３５枚取り込む）。
（ｖ）画像解析装置において、一つの粒界に囲まれた領域と同等の面積を有する円に換算し、換算された円の直径をフェライト円相当粒径と定義する。
（vi）画像解析装置に取り込んだ全領域において上記フェライト円相当粒径を求め、その平均値をフェライト（α）平均結晶粒径とする。

尚、いずれの鋼板についても、組織はフェライト＋パーライトにより構成されており、全組織に占めるフェライトの占積率は７０％以上であった。

〈介在物組成の調査〉
各鋼板のｔ（板厚）／４位置における横断面からサンプルを切り出した。切り出されたサンプル表面を島津製作所製「ＥＰＭＡ−８７０５（装置名）」を用いて６００倍で観察し、最大径が０．２μｍ以上の析出物について成分組成を定量分析した。観察条件は、加速電圧を２０ｋＶ，試料電流を０．０１μＡ，観察視野面積を１〜５ｃｍ²，分析個数を１００個とし、特性Ｘ線の波長分散分光により析出物中央部での成分組成を定量分析した。分析対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｌａ，ＣｅおよびＯとし、既知物質を用いて各元素の電子線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、次いで、前記析出物から得られた電子線強度と前記検量線からその析出物の元素濃度を定量した。

得られた定量結果のうち酸素含量が５％以上の析出物を酸化物とし、平均したものを酸化物の平均組成とした。全酸化物の平均組成を下記表４に示す。尚、Ｔｉの酸化物およびＲＥＭの酸化物は、金属元素をＭで表すと、鋼材中にＭ₂Ｏ₃やＭ₃Ｏ₅、ＭＯ₂の形態で存在するが、これらの酸化物をＭ₂Ｏ₃に換算して酸化物組成を算出した。また、一つの介在物から複数の元素が観測された場合には、それらの元素の存在を示すＸ線強度の比から各元素の単独酸化物に換算して酸化物の組成を算出した。尚、下記表４中の「その他」とは、分析対象としていない元素の酸化物（例えば、ＭｇＯ等）の総量である。

上記サンプル表面をＥＰＭＡで観察した結果、観察された酸化物は、ＲＥＭおよび／またはＣａとＺｒを含む複合酸化物、或いは更にＴｉを含む複合酸化物が大半であったが、単独酸化物としてＲＥＭの酸化物、ＣａＯ、ＺｒＯ₂、Ｔｉ₂Ｏ₃も生成していた。

〈ＨＡＺ靭性の評価〉
ＨＡＺ再現試験を行った。鋼板から採取した試験片（１２．５ｍｍ×３２ｍｍ×５５ｍｍの試験片を５本採取）を下記表３に示す条件（入熱量４０〜６０ｋＪ／ｍｍ以上に相当）で熱サイクル試験を行った。その後、各試験片から２本のシャルピー試験片（ＪＩＳＺ２２０２ Ｖノッチシャルピー試験片）を採取し、各鋼板について１０本づつで、−４０℃における平均吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を求めた。そして、ｖＥ_-40の平均値１５０Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。

〈母材靭性の評価〉
各鋼板のｔ／４部位からＪＩＳ Ｚ ２２０２（２００６）で規定のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００６）に規定の方法でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。そして、ｖＴｒｓが−４０℃以下のものを、母材靭性に優れる［船級Ｅグレード鋼材規格値（−２０℃で５５Ｊ以上）を安定して確保できる］と評価した。

これらの測定結果を下記表３、全酸化物の平均組成の調査結果を下記表４に、夫々示す。

表１〜４から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表３、４の鋼板Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜３、５、６、８〜１１、１３〜１９は、本発明で規定する要件を満足する例であり、鋼材にＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ₂を含有しているため、溶接熱影響部の靭性が良好な鋼材が得られている。また、フェライトの平均粒径も本発明で規定する要件を満足しており、母材靭性にも優れている。

一方、Ｎｏ．４、７、１２、２０〜２８は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。特に、Ｎｏ．２０〜２７は、鋼材にＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ₂の何れか一方を含有していないため、溶接熱影響部の靭性が劣っている。

Ｎｏ．４は、推奨される冷却速度で冷却せず、ベイナイト変態が起こったため、母材靭性が劣っている。

Ｎｏ．７、１２は、推奨される圧延終了温度がよりも高くなっているため、フェライト粒径の微細化が不十分であり、母材靭性が劣っている。

Ｎｏ．２８は、ＭｎおよびＡｌが過剰であり、溶存酸素量も少ないため、規定の酸化物を十分確保できず、ＨＡＺ靭性に劣っている。

フェライト平均結晶粒径とｖＴｒｓ（破面遷移温度）の関係を示すグラフである。 熱間圧延時の仕上終了温度とフェライト平均結晶粒径の関係を示すグラフである。

Claims (8)

1. Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味。以下同じ）、
   Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：１．４〜１．８％、および
   Ｎ ：０．００３〜０．０１％を含み、
   Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
   Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、
   ＲＥＭ：０．００１〜０．１％および／またはＣａ：０．０００３〜０．０２％と、
   Ｚｒ：０．００１〜０．０５％を夫々含有し、
   残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼材であって、
   ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物若しくは複合酸化物として含有し、且つ
   フェライト平均結晶粒径が１８．５μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材。
2. 前記鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、前記ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯの合計が５％以上で、且つ前記ＺｒＯ₂が５％以上を満足するものである請求項１に記載の鋼材。
3. 前記鋼材が、更に他の元素として、Ｔｉ：０．０８％以下（０％を含まない）を含むと共に、前記Ｔｉを単独酸化物または複合酸化物として含有するものである請求項１または２に記載の鋼材。
4. 前記鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、前記Ｔｉの酸化物が０．３％以上を満足するものである請求項３に記載の鋼材。
5. 前記鋼材が、更に他の元素として、
   Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、
   Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
   Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
   Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）、
   Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）、および
   Ｂ ：０．００５％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
   溶存酸素量を０．００２０〜０．０１０％の範囲に調整した溶鋼へ、
   ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを添加することを特徴とする溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材の製法。
7. 請求項３〜５のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
   溶存酸素量を０．００２０〜０．０１０％の範囲に調整した溶鋼へ、
   ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、ＴｉとＺｒを添加することを特徴とする溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材の製法。
8. 上記溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とＺｒを添加するに先立って、Ｔｉを添加する請求項７に記載の製法。

Images