JP5234951B2 - 溶接熱影響部の靭性および母材低温靭性に優れた鋼材、並びにその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などの構造物に使用される鋼材に関するものであり、詳細には、溶接した際に熱影響を受ける部位（以下、「溶接熱影響部」または「ＨＡＺ」ということがある）の靭性を改善した鋼材、およびその製法に関するものである。

橋梁や高層建造物、船舶などに使用される鋼材に要求される特性は、近年益々厳しくなっており、とりわけ良好な靭性が求められている。これらの鋼材は、一般的に溶接にて接合されることが多いが、溶接継手部のうち特にＨＡＺは溶接時に熱影響を受けて靭性が劣化しやすいという問題がある。この靭性劣化は溶接時の入熱量が大きくなるほど顕著に現れ、その原因は溶接時の入熱量が大きくなるとＨＡＺの冷却速度が遅くなり、焼入性が低下して粗大な島状マルテンサイトを生成することにあると考えられている。従ってＨＡＺの靭性を改善するには、溶接時の入熱量を極力抑えればよいと考えられる。しかしその一方で、溶接作業効率を高めるうえでは、例えばエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接、サブマージ溶接などの溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接法の採用が望まれる。

そこで本出願人は、大入熱溶接法を採用した場合のＨＡＺ靭性劣化を抑制する鋼材を特許文献１に提案している。この鋼材は、酸化物としてＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ₂を含有しているところに特徴があり、こうした酸化物は、溶鋼中では液状で存在するため鋼中に微細分散し、しかも溶接時には熱影響を受けても固溶消失しないため、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。

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

一方、船舶などに使用される鋼材には高い強度も要求されるが、鋼材を高強度化すると、降伏強度が脆性破壊強度を上回り、弾性変形中に脆性破壊を起こしやすくなる。そのため国際船級協会連合（ＩＡＣＳ）の統一規則では、脆性破壊を防止するために破壊力学的手法（Ｋ概念）から構造部材ごとに靭性グレードを設定しており、強度クラスの上昇に応じて要求する母材靭性を向上させることで対応している。従って厳しい使用環境下で構造物の安全性を確保するには、上述したように、溶接継手部におけるＨＡＺ靭性が良好であることの他、母材靭性（特に、低温域の母材靭性）が良好であることが重要である。
特開２００７−１００２１３号公報 特開平８−１２０４０１号公報

本発明の目的は、ＨＡＺ靭性のバラツキを低減し、しかも母材自体の低温靭性も高められた鋼材を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記鋼材の製造方法を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る溶接熱影響部の靭性および母材低温靭性に優れた鋼材は、Ｃ：０．０４〜０．１３％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を含み、更に、Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）、およびＮｂ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含み、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＡｌ：０．０１％以下（０％を含む）を満足すると共に、更に、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１％と、Ｚｒ：０．００１０〜０．０５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材であり、
（Ａ）前記鋼材は、ＲＥＭとＺｒを含有する介在物を含む他、
（Ｂ）鋼材中の固溶ＲＥＭと固溶Ｚｒが、
固溶ＲＥＭ：０．００１０％以下（０％を含む）、
固溶Ｚｒ ：０．００１０％以下（０％を含む）を満足し、
（Ｃ）鋼材の金属組織を後方散乱電子回折像法（ＥＢＳＰ法）で観察したときに、下記（１）式と（２）式を満足する点に要旨を有する。但し、下記（１）式中、Ｄは、ＥＢＳＰ法で隣接する２つの結晶の方位差を測定し、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径（μｍ）を意味する。また、下記（２）式中、Ｍは、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合（面積％）を意味する。
Ｄ≦３０ ・・・（１）
５０≦Ｍ ・・・（２）

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

前記鋼材は、更に他の元素として、（ｉ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｉｉ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、等を含んでもよい。

本発明の鋼材は、トータル酸素量［Ｏ］₁を０．００２０〜０．０１５％の範囲に調整した溶鋼へ、ＲＥＭとＺｒを添加して溶存酸素量［Ｏ］₂を０．００１０〜０．００３５％の範囲に調整した後、鋳造し、得られた鋼片をＡｃ₃点以上、１２００℃以下の温度域に加熱後、鋼片の平均温度がＡｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域においては、１パスあたりの最大圧下率を１２％以下、累積圧下率を４０％以上に制御して熱間圧延し、得られた熱間圧延材の平均温度がＡｒ₃点以上の温度域から、熱間圧延材の表面温度が５００℃以下の温度域まで平均冷却速度５℃／秒以上で冷却することによって製造することができる。

前記トータル酸素量［Ｏ］₁を測定し、このトータル酸素量［Ｏ］₁に応じて下記（３）式を満足するようにＲＥＭとＺｒを添加して前記溶存酸素量［Ｏ］₂を調整することが推奨される。但し、下記（３）式中、［ＲＥＭ］と［Ｚｒ］は、夫々ＲＥＭまたはＺｒの添加量（質量％）であり、［Ｏ］₁は、ＲＥＭとＺｒを添加する前の溶鋼のトータル酸素量（質量％）である。
［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］≦１５×［Ｏ］₁ ・・・（３）
前記鋼材は、鋼材の表面温度が５００℃以下の温度域まで冷却速度５℃／秒以上で冷却した後、５００℃以上、Ａｃ₁点未満の温度域に加熱して焼き戻しを行なってもよい。

本発明によれば、鋼材に含まれる固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量を極力低減することで、ＨＡＺ靭性のバラツキを抑えることができる。また、本発明によれば、金属組織を観察したときに、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径を３０μｍ以下にすると共に、特に結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合を５０面積％以上とすることで、母材自体の低温靭性を改善できる。

本発明者らは、ＲＥＭとＺｒを鋼材に複合添加して溶接継手部のＨＡＺ靭性を向上させた鋼材について、ＨＡＺ靭性のバラツキを抑えると共に、母材自体の靭性を高めるために検討を重ねた。その結果、（Ａ）ＲＥＭとＺｒを鋼材に複合添加し、介在物中にＲＥＭとＺｒを含有するように調整してＨＡＺ靭性を高めることを前提とし、更に、（Ｂ）鋼材に含まれる固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量をできるだけ低減すれば、局所的に靭性が劣化する現象を防止でき、ＨＡＺ靭性のバラツキを抑えることができること、また、（Ｃ）鋼材の金属組織のうち、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の大きさと、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の分率を適切に制御すれば、母材自体の低温靭性を改善できることを見出し、本発明を完成した。以下、（Ａ）〜（Ｃ）について詳細に説明する。

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

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

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

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

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

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

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

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

鋼材に含まれる介在物の組成は、鋼材の断面を例えば電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；ＥＰＭＡ）で観察し、観察視野内に認められる介在物を定量分析すれば測定できる。ＥＰＭＡの観察は、例えば加速電圧を７ｋＶ，試料電流を０．００３μＡ，観察視野面積を１ｃｍ²とし、介在物の中央部での組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析する。分析対象とする介在物の大きさは、最大径が０．２μｍ以上のものとし、分析個数は無作為に選択した１００個とする。

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

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

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

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

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

［（Ｃ）母材自体の低温靭性について］
本発明の鋼材は、金属組織を後方散乱電子回折像法（ＥＢＳＰ法）で観察したときに、下記（１）式と（２）式を満足している必要がある。両方の式を満足することで、母材自体の低温靭性が改善される。
Ｄ≦３０ ・・・（１）
５０≦Ｍ ・・・（２）

上記（１）式中、Ｄは、ＥＢＳＰ法で隣接する２つの結晶の方位差を測定し、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径（μｍ）を意味している。本発明では、このＤの値を３０μｍ以下とする。脆性亀裂は、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で屈曲したり、迂回したり、或いは停留することが一般的に知られている。そのため、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒を微細化することで、脆性亀裂が屈曲・迂回・停留する位置が増加するため、衝撃特性が上昇し、母材自体の低温靭性が高くなる。Ｄの値は小さいほど良く、好ましくは２８μｍ以下であり、より好ましくは２５μｍ以下である。

上記（２）式中、Ｍは、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合（面積％）を意味している。本発明では、このＭの値を５０面積％以上とする。結晶方位差が１５°以上の大角粒界による脆性亀裂の屈曲・迂回・停留作用は、大角粒界のなかでも特に結晶方位差が５５°以上の大角粒界によって一段と発揮されるからである。そこで本発明においても結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合を５０面積％以上とする。Ｍの値は、好ましくは５５面積％以上であり、より好ましくは６０面積％以上である。

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

［鋼材の金属組織について］
本発明の鋼材は、ベイナイト主体の組織から構成される。ベイナイト主体とすることで鋼材の強度を確保できる。ベイナイト主体とは、金属組織を観察したときに、ベイナイトの面積率が８０％以上であることを意味する。本発明の鋼材は、ベイナイトのみから構成されていてもよく、ベイナイト以外の組織としては、マルテンサイトやフェライトなどが生成していてもよい。なお、強度低下を防止するためにフェライト組織は少ないほどよく、おおむね４面積％未満であることが好ましい。

［成分組成について］
次に、本発明の鋼材（母材）における成分組成について説明する。本発明の鋼材は、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１％とＺｒ：０．００１０〜０．０５％を含有するところに特徴がある。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。

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

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

なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味であり、これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。

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

本発明の鋼材は、ＲＥＭとＺｒを含むほか、基本元素として、Ｃ：０．０４〜０．１３％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＮ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、更に、Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）、およびＮｂ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含むものである。このような範囲を定めた理由は以下の通りである。

Ｃは、鋼材（母材）の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、０．０４％以上含有させる必要がある。Ｃは、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０６％以上とする。しかし０．１３％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０．１３％以下、好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１１％以下に抑える必要がある。

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

Ｍｎは、鋼材（母材）の強度向上に寄与する元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、０．５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．７％以上、更に好ましくは０．８％以上である。しかし２％を超えて過剰に含有させると、ＨＡＺ靭性が劣化すると共に、鋼材（母材）の溶接性が劣化する。従ってＭｎ量は２％以下に抑える必要がある。好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下である。

Ｔｉは、鋼材中にＴｉＮなどの窒化物やＴｉ酸化物を生成してＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００７％以上、更に好ましくは０．０１０％以上とする。しかし過剰に添加すると鋼材（母材）の靭性を劣化させるため、０．０２％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０１８％以下であり、より好ましくは０．０１６％以下とする。

Ｎは、窒化物（例えば、ＺｒＮやＴｉＮなど）を析出する元素であり、該窒化物は溶接時にＨＡＺに生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ靭性を向上させるのに寄与する。こうした効果を有効に発揮させるには、０．００２％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。Ｎは多いほどオーステナイト粒の微細化が促進されるため、ＨＡＺの靭性向上に有効に作用する。しかし０．０１％を超えると、固溶Ｎ量が増大して母材の靭性が劣化する。従ってＮは０．０１％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂは、いずれも鋼材の強度を高める元素である。特に、低温靭性が求められる船舶等に用いられる鋼材には、良好な母材靭性とＨＡＺ靭性の他、強度も求められるため、本発明の鋼材は、必須元素として、少なくとも１種の元素を含有する必要がある。好ましくはＣｕとＮｉを両方含有するか、Ｎｂのみを含有すればよい。

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。しかし０．３％を超えて含有させると、鋼材（母材）の靭性を低下させるため、Ｃｕは０．３％以下に抑えるのがよい。好ましくは０．２８％以下であり、より好ましくは０．２５％以下とする。

Ｎｉは、鋼材の強度を高めると共に、鋼材の靭性を向上させるのに有効に作用する元素であり、こうした作用を発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上とする。Ｎｉは多いほど好ましいが、高価な元素であるため経済的観点から０．４％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは０．３８％以下であり、更に好ましくは０．３５％以下とする。

Ｎｂは、再結晶抑制作用を有する元素であり、組織の微細化に有効に寄与する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．００５％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし０．２５％を超えると母材の靭性を劣化させるので、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０．２％以下とする。

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

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

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

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

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

本発明の鋼材は、
（ｉ）ＨＡＺ靭性を向上させるために、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有することや、
（ｉｉ）鋼材の強度を高めるために、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有すること、
等も有効である。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。

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

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

［製造方法について］
次に、本発明の鋼材を製造するに当たり、好適に採用できる製法について説明する。本発明の鋼材は、固溶ＲＥＭと固溶Ｚｒを所定量以下に低減するために、トータル酸素量［Ｏ］₁を０．００２０〜０．０１５％の範囲に調整した溶鋼へ、ＲＥＭとＺｒを添加して溶存酸素量［Ｏ］₂を０．００１０〜０．００３５％の範囲に調整した後、鋳造する。鋳造して得られた鋳片（例えば、スラブ）は、金属組織が上記（１）式と（２）式の要件を満足するように、得られた鋼片をＡｃ₃点以上、１２００℃以下の温度域（以下、この温度域の温度を「加熱温度」または「Ｔ１」と呼ぶことがある。）に加熱し、次いで熱間圧延を行なう。熱間圧延では、鋼片の平均温度がＡｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域（以下、この温度域の温度を「Ｔ２」と呼ぶことがある。）においては、１パスあたりの最大圧下率を１２％以下、累積圧下率を４０％以上とする。次いで得られた熱間圧延材の平均温度がＡｒ₃点以上の温度域（以下、この温度域の温度を「Ｔ３」と呼ぶことがある。）から、熱間圧延材の表面温度が５００℃以下の温度域（以下、この温度域の温度を「Ｔ４」と呼ぶことがある。）まで冷却速度５℃／秒以上で冷却する。以下、こうした範囲を規定した理由を説明する。

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

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

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

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

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

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

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

溶鋼中のトータル酸素量［Ｏ］₁を上記範囲に調整するには、例えばＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて脱酸する方法、取鍋加熱式精錬装置や簡易式溶鋼処理設備などを用いて脱酸する方法、溶鋼にＳｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ａｌなどの脱酸元素を添加して脱酸する方法等が挙げられる。勿論これらの方法を適宜組み合わせてトータル酸素量［Ｏ］₁を調整しても良い。脱酸元素を添加する方法を採用するときは、転炉から取鍋へ出鋼する際に脱酸元素を添加しても構わない。

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

溶鋼へ添加するＲＥＭやＺｒの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａや純Ｃｅ，純Ｙなど、或いは純Ｚｒ，更にはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０〜５０％程度，Ｌａを２０〜４０％程度含有している。

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

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

上記溶存酸素量［Ｏ］₂を０．００１０〜０．００３５％の範囲に制御するには、トータル酸素量［Ｏ］₁に応じてＲＥＭとＺｒの添加量を調整すればよく、具体的には、トータル酸素量［Ｏ］₁に応じて下記（３）式を満足するようにＲＥＭとＺｒの添加量を決定し、決定されたＲＥＭとＺｒの添加量の範囲で元素を添加すればよい。（３）式中、［ＲＥＭ］と［Ｚｒ］は、夫々ＲＥＭまたはＺｒの添加量（質量％）であり、［Ｏ］₁は、ＲＥＭとＺｒを添加する前の溶鋼のトータル酸素量（質量％）である。右辺の係数１５は、実験を繰り返し行なった結果決定した値である。
［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］≦１５×［Ｏ］₁ ・・・（３）
但し、鋼材に含まれるＲＥＭ（ｔｏｔａｌ ＲＥＭ）量とＺｒ（ｔｏｔａｌ Ｚｒ）量は、上記成分組成で規定する範囲を満足している必要がある。

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

鋳造して得られた鋼片は、加熱温度（Ｔ１）をＡｃ₃点以上、１２００℃以下として加熱する。加熱温度（Ｔ１）は、鋼片の金属組織をオーステナイトとするために、Ａｃ₃点以上に加熱する必要がある。しかし加熱温度が１２００℃を超えると、初期オーステナイト粒が粗大化するため、変態組織を充分に微細化できない。従って加熱温度（Ｔ１）は１２００℃以下とする。

上記Ａｃ₃点の温度は、下記式から算出できる。式中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
Ａｃ₃（℃）＝９０８−２２３．７×［Ｃ］＋４３８．５×［Ｐ］＋３０．４９×［Ｓｉ］−３４．４３×［Ｍｎ］−２３×［Ｎｉ］ ・・・（ａ）

加熱温度（Ｔ１）に加熱した鋼片は熱間圧延されるが、熱間圧延では、鋼片の平均温度がＡｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域においては、１パスあたりの最大圧下率を１２％以下、累積圧下率を４０％以上とする必要がある。Ａｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域での圧延条件を制御することによって、オーステナイト粒の成長を抑制でき、変態前のオーステナイト粒に歪を効率的に導入できるため、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒を微細化でき、母材自体の低温靭性を高めることができる。

Ａｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域における１パスあたりの最大圧下率が１２％を超えると、オーステナイト粒に歪が過度に蓄積し、歪の回復現象が起こり、変態後の組織（大角粒界で囲まれた結晶粒）が粗大化するため母材自体の低温靭性が悪くなる。従って歪の回復を抑制するために、Ａｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域における１パスあたりの最大圧下率は１２％以下とする。好ましくは１１％以下であり、より好ましくは１０％以下である。１パスあたりの最大圧下率を小さくする方が大角粒界で囲まれた結晶粒の粗大化抑制効果が大きくなるが、最大圧下率を小さくし過ぎると製造時間が長くなり、生産性が悪くなる。従って１パスあたりの最大圧下率の下限は６％とすることが好ましい。

Ａｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域における累積圧下率は４０％以上とする。累積圧下率が４０％を下回ると、オーステナイト粒へ導入される歪量が少なくなり、変態後の核生成サイトが少なくなるため、大角粒界で囲まれた結晶粒が粗大化し、母材自体の低温靭性が悪くなる。従ってＡｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域における累積圧下率は４０％以上とする。好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上である。Ａｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域における累積圧下率の上限は特に限定されないが、通常、６０％程度である。

上記Ａｒ₃点の温度は、下記式から算出できる。式中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示しており、ｔは製品の仕上厚（ｍｍ）を意味している。
Ａｒ₃（℃）＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−２０×［Ｃｕ］−５５×［Ｎｉ］＋０．３５×（ｔ−８） ・・・（ｂ）

上記累積圧下率は、下記式で算出できる。ｔ₀は、鋼片の平均温度が９００℃以下の温度域における鋼片の圧延開始厚（ｍｍ）、ｔ₁は、鋼片の平均温度がＡｒ₃点＋１０℃以上の温度域における鋼片の圧延終了厚（ｍｍ）を意味している。
累積圧下率＝［（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₀］×１００ ・・・（ｃ）

上記鋼片の平均温度は、後記する実施例の項で説明する手順で算出したｔ／４位置における温度で管理する。ｔは、スラブの厚み（ｍｍ）を意味する。

なお、鋼片の平均温度が９００℃を超える温度域（オーステナイト再結晶領域）での１パスあたりの最大圧下率や累積圧下率は特に限定されない。

次に、熱間圧延して得られた熱間圧延材を、平均温度がＡｒ₃点以上の温度域（Ｔ３）から、熱間圧延材の表面温度が５００℃以下の温度域（Ｔ４）まで平均冷却速度５℃／秒以上で冷却することで、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の分率を高めることができ、母材自体の靭性を向上させることができる。

即ち、本発明の鋼材は、ベイナイト組織を主体としたものであるが、一般にベイナイトは、オーステナイトおよびベイナイトの結晶格子の最密面と、それに応じた最密方向がほぼ平行になるというＫ−Ｓ（Ｋｕｒｄｊｕｍｏｖ−Ｓｃａｈｓ）関係を持って生成する事が知られている。この関係では、ベイナイトはオーステナイトに対して最大２４通りの方位のうち、いずれかの方位を選択して生成することになるが、ベイナイト変態の温度が変化することで、この選択される傾向が変化し、ベイナイト形態が変化すると言われている（川田ら：ＣＡＭＰ−ＩＳＪｖｏｌ１６，Ｎｏ．３（２００３），ＰＳ３０）。これは変態温度が低下するにつれて、ベイナイトがフェライト変態に代表される拡散変態から、マルテンサイトに代表されるせん断変態へ変化するか、或いは変態温度低下により変態の核生成能、生成した組織の成長速度等が変化し、変態後の組織が大きく変化するためと考えられる。以上のことから、上記Ａｒ₃点以上の温度域（Ｔ３）から５００℃以下の温度域（Ｔ４）への平均冷却速度を大きくすることによって、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の分率を高められる。

５００℃以下の温度域（Ｔ４）まで平均冷却速度５℃／秒以上で冷却した後は、必要に応じて、焼き戻しを行なってもよい。焼き戻しすることで、熱間圧延や変態によって導入された歪が消失するため、母材の低温靭性を更に高めることができる。焼き戻しは、例えば、５００℃以上、Ａｃ₁点未満の温度に加熱して行なえばよい。

上記Ａｃ₁点の温度は、下記式から算出できる。式中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
Ａｃ₁（℃）＝７２３−１４×［Ｍｎ］＋２２×［Ｓｉ］−１４．４×［Ｎｉ］ ・・・（ｄ）

本発明に係る鋼材は、例えば橋梁や高層建造物、船舶などの構造物の材料として使用でき、小〜中入熱溶接はもとより、大入熱溶接においても溶接熱影響部の靭性劣化を防ぐことができる。

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

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

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

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

上記トータル酸素量［Ｏ］₁に応じて上記（３）式を満足するようにＲＥＭとＺｒの添加量を算出し、ＲＥＭとＺｒを添加して下記表１に示す溶存酸素量［Ｏ］₂に調整した。下記表１に、ＲＥＭの添加量［ＲＥＭ］と、Ｚｒの添加量［Ｚｒ］、ＲＥＭとＺｒの添加量の合計（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）を示す。また、ＲＥＭとＺｒの添加量の合計とトータル酸素量［Ｏ］₁との比（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）／［Ｏ］₁も併せて示す。

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

なお、二次精錬にはＲＨ式脱ガス精錬装置等を用いて脱Ｈや脱Ｓなどを行なった。

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

図１に、ＲＥＭとＺｒを添加する前のトータル酸素量［Ｏ］₁と、ＲＥＭとＺｒの添加量の合計（［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］）の関係をグラフに示す。図１中、○は下記表１のＮｏ．１〜４の結果、×は下記表１のＮｏ．９〜１２の結果を夫々示す。なお、図１では、トータル酸素量［Ｏ］₁の単位をｐｐｍで表記した。

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

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

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

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

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

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

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

次に、溶接時に熱影響を受けるＨＡＺの靭性を評価するために、大入熱溶接を模擬して下記に示す溶接再現試験を行なった。溶接再現試験は、スラブから切り出したサンプルが１４００℃になる様に加熱し、この温度で５秒間保持した後、冷却して行った。冷却は、８００℃から５００℃への冷却時間が３００秒となるように調整した。

冷却後のサンプルの衝撃特性は、Ｖノッチシャルピー試験を行って−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_-40）を測定して評価した。

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

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

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

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

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

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

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

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

一方、Ｎｏ．５〜１３は、本発明で規定する要件から外れる例であり、鋼材の化学成分のうち特にＲＥＭ量またはＺｒ量が本発明で規定する範囲から外れているか（Ｎｏ．５〜８、１３）、或いは固溶ＲＥＭ量と固溶Ｚｒ量が本発明で規定する範囲から外れているため（Ｎｏ．９〜１２）、ＨＡＺ靭性の平均値が１５０Ｊ未満となり、ＨＡＺ靭性が劣っている。また、ＨＡＺ靭性のバラツキも大きいものが多くなっている。

［実験例２（母材の低温靭性の評価）］
上記実験例１に記載した条件で鋳造して得られたスラブ（鋼種ａ〜ｍ）を、下記表５に示す加熱温度（Ｔ１）に加熱した後、熱間圧延して熱間圧延材を得た。熱間圧延は、スラブの平均温度がＡｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域（Ｔ２）における１パスあたりの最大圧下率と累積圧下率を下記表５に示す条件で行なった。累積圧下率は上記（ｃ）式を用いて算出した。

次に、熱間圧延して得られた熱間圧延材を、熱間圧延材の平均温度がＡｒ₃点以上の温度域（Ｔ３）から、熱間圧延材の表面温度が５００℃以下の温度域（Ｔ４）まで冷却した。冷却開始温度（Ｔ３）と冷却時の平均冷却速度を下記表５に示す。

下記表５のＮｏ．２３については、熱間圧延材の表面温度が５００℃以下の温度域（Ｔ４）まで冷却した後、５８０℃に加熱して焼き戻しを行なった。

なお、上記スラブまたは上記熱間圧延材の平均温度は、スラブまたは熱間圧延材の厚みをｔとしたとき、ｔ／４位置における温度で管理した。ｔ／４位置における温度は、下記手順で計算した。

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

一方、熱間圧延材の表面温度は、圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて測定した。

下記表５には、冷却して得られた圧延材の製品厚（ｍｍ）も示した。また、下記表５には、上記表２に示した化学成分組成に基づいて、上記（ａ）式、（ｂ）式、および（ｄ）式を用いて算出したＡｃ₃点、Ａｒ₃点、Ａｃ₁点の値も示す。

次に、得られた圧延材のｔ／４位置（ｔは板厚）から鏡面研磨後試験片を採取し、これを２％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチングした後、５視野において光学顕微鏡を用いて４００倍で観察を行ない、画像解析によって鋼組織中のベイナイト分率（面積％）を測定した。この際、フェライトおよびマルテンサイト以外の組織は全てベイナイトとみなした。ベイナイト分率（面積％）を下記表６に示す。

また、上記圧延材の金属組織を下記手順で観察し、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄと、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合Ｍを求めた。Ｄ（μｍ）とＭ（面積％）の値を下記表６に示す。

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

《Ｍの算出方法》
結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合Ｍは、上記Ｄの算出方法における（３）の工程で、結晶方位差のテキストデータを解析して算出した。テキストデータの解析は、結晶方位差が５°以下のものをノイズとして削除し、金属組織全体に占める結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の面積分率を算出した。

平均円相当径Ｄと未再結晶域における累積圧下率の関係を図４に示す。図４から明らかなように、未再結晶域における累積圧下率を４０％以上とすれば、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄを３０μｍ以下にすることができる。

結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合Ｍと、Ａｒ₃点以上の温度域（Ｔ３）から５００℃以下の温度域（Ｔ４）への平均冷却速度との関係を図５に示す。図５から明らかなように、Ａｒ₃点以上の温度域（Ｔ３）から５００℃以下の温度域（Ｔ４）への平均冷却速度を５℃／秒以上に制御すれば、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合Ｍを５０面積％以上にすることができる。

次に、得られた圧延材の低温靭性を次の手順で評価した。

《低温靭性の評価方法》
圧延材の低温靭性は、Ｖノッチシャルピー試験を行い、圧延材の衝撃特性を−６０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_-60）を測定することによって評価した。ｖＥ_-60の測定は、ｔ／４位置からＮＫ（日本海事協会）船級が定めるＵ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に従って行なった。測定結果を下記表６に示す。

なお、ＮＫ船級における造船Ｅグレードでは母材の衝撃特性を、試験温度を−４０℃で評価するため、本実験例では、条件をより厳しく試験温度を−６０℃として吸収エネルギー（ｖＥ_-60）を測定し、この平均値が１００Ｊ以上を合格（母材の低温靭性が良好）とした。

平均円相当径Ｄと、圧延材のｖＥ_-60の関係を図６に示す。図６から明らかなように、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄを３０μｍ以下にすれば、ｖＥ_-60を１００Ｊ以上とすることができ、母材自体の低温靭性を改善できることがわかる。

結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が全体に占める割合Ｍと、圧延材のｖＥ_-60の関係を図７に示す。図７から明らかなように、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合Ｍを５０面積％以上にすれば、ｖＥ_-60を１００Ｊ以上とすることができ、母材自体の低温靭性を改善できることがわかる。

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

Ｎｏ．２１〜２５、２７〜３３は、本発明で規定する要件を満足する鋼種ａ〜ｄを用いた例であり、表４から明らかなように、ＨＡＺ靭性が良好で、ＨＡＺ靭性のバラツキも少なく、表６から明らかなように、母材自体の低温靭性も良好である。

Ｎｏ．２６は、本発明で規定する要件を満足する鋼種ｂを用いているため、表４から明らかなように、ＨＡＺ靭性が良好で、ＨＡＺ靭性のバラツキは少ないが、未再結晶域における１パスあたりの最大圧下率が１２％を超えているため、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径Ｄが３０μｍを超えてしまい、母材の低温靭性が悪くなっている。

Ｎｏ．３４とＮｏ．３５は、表６から明らかなように、母材の低温靭性は良好であるが、本発明で規定する要件を満足しない鋼種ｅと鋼種ｆを用いているため、表４から明らかなように、ＨＡＺ靭性が悪く、ＨＡＺ靭性のバラツキも大きくなっている。

Ｎｏ．３６〜４２は、本発明で規定する要件を満足しない鋼種ｇ〜鋼種ｍを用いているため、表４から明らかなように、ＨＡＺ靭性が悪く、ＨＡＺ靭性のバラツキも大きくなっている。また、表６から明らかなように、金属組織が適切に制御できていないため、母材自体の低温靭性も悪くなっている。

図１は、ＲＥＭとＺｒを添加する前のトータル酸素量［Ｏ］₁と、ＲＥＭとＺｒの添加量の合計との関係を示すグラフである。 図２は、鋳造前の溶鋼に含まれる溶存酸素量［Ｏ］₂と、鋼材に含まれる固溶ＲＥＭ量または固溶Ｚｒ量との関係を示すグラフである。 図３は、ＨＡＺ靭性の平均値と、ＨＡＺ靭性の最大値と最小値の幅を示すグラフである。 図４は、平均円相当径Ｄと未再結晶域における累積圧下率の関係を示すグラフである。 図５は、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合Ｍと、Ａｒ₃点以上の温度域（Ｔ３）から５００℃以下の温度域（Ｔ４）への平均冷却速度との関係を示すグラフである。 図６は、平均円相当径Ｄと、圧延材のｖＥ_-60の関係を示すグラフである。 図７は、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合Ｍと、圧延材のｖＥ_-60の関係を示すグラフである。

Claims (6)

1. Ｃ ：０．０４〜０．１３％（「質量％」の意味。以下同じ）、
   Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
   Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、および
   Ｎ ：０．００２〜０．０１％を含み、
   更に、
   Ｃｕ：０．３％以下（０％を含まない）、
   Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）、および
   Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含み、
   Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
   Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む）を満足すると共に、
   更に、
   ＲＥＭ：０．００１０〜０．１％と、Ｚｒ：０．００１０〜０．０５％を夫々含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材であり、
   （Ａ）前記鋼材は、ＲＥＭとＺｒを含有する介在物を含み、
   前記鋼材に含まれる介在物の組成を測定し、該介在物に含まれる元素のうち、Ｏ，Ｃ，Ｎ，Ｓ以外の元素の存在比をモル換算し、換算後の元素量全体を１モルとしたときに、ＲＥＭのモル分率が０．０５以上で、Ｚｒのモル分率が０．０４以上を満足し、
   （Ｂ）鋼材中の固溶ＲＥＭと固溶Ｚｒが、
   固溶ＲＥＭ：０．００１０％以下（０％を含む）、
   固溶Ｚｒ ：０．００１０％以下（０％を含む）を満足し、
   （Ｃ）鋼材の金属組織を後方散乱電子回折像法（ＥＢＳＰ法）で観察したときに、下記（１）式と（２）式を満足することを特徴とする溶接熱影響部の靭性および母材低温靭性に優れた鋼材。
   Ｄ≦３０ ・・・（１）
   ５０≦Ｍ ・・・（２）
   ［但し、（１）式中、Ｄは、ＥＢＳＰ法で隣接する２つの結晶の方位差を測定し、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の平均円相当径（μｍ）を意味する。また、（２）式中、Ｍは、結晶方位差が５５°以上の大角粒界で囲まれた結晶粒が鋼材全体に占める割合（面積％）を意味する。］
2. 前記鋼材が、更に他の元素として、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の鋼材。
3. 前記鋼材が、更に他の元素として、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の鋼材。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
   トータル酸素量［Ｏ］₁を０．００２０〜０．０１５％の範囲に調整した溶鋼へ、ＲＥＭとＺｒを添加して溶存酸素量［Ｏ］₂を０．００１０〜０．００３５％の範囲に調整した後、鋳造し、
   得られた鋼片をＡｃ₃点以上、１２００℃以下の温度域に加熱後、
   鋼片の平均温度がＡｒ₃点＋１０℃以上、９００℃以下の温度域においては、１パスあたりの最大圧下率を１２％以下、累積圧下率を４０％以上に制御して熱間圧延し、
   得られた熱間圧延材の平均温度がＡｒ₃点以上の温度域から、熱間圧延材の表面温度が５００℃以下の温度域まで平均冷却速度５℃／秒以上で冷却することを特徴とする溶接熱影響部の靭性および母材低温靭性に優れた鋼材の製造方法。
5. 前記トータル酸素量［Ｏ］₁を測定し、このトータル酸素量［Ｏ］₁に応じて下記（３）式を満足するようにＲＥＭとＺｒを添加して前記溶存酸素量［Ｏ］₂を調整する請求項４に記載の製造方法。
   ［ＲＥＭ］＋［Ｚｒ］≦１５×［Ｏ］₁ ・・・（３）
   ［但し、（３）式中、［ＲＥＭ］と［Ｚｒ］は、夫々ＲＥＭまたはＺｒの添加量（質量％）であり、［Ｏ］₁は、ＲＥＭとＺｒを添加する前の溶鋼のトータル酸素量（質量％）である。］
6. 前記鋼材の表面温度が５００℃以下の温度域まで冷却速度５℃／秒以上で冷却した後、５００℃以上、Ａｃ₁点未満の温度域に加熱して焼き戻しを行なう請求項４または５に記載の製造方法。

Images