JP7207250B2 - 鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼材及びその製造方法に関する。

鋼材の用途として、船舶、高層建築物、その他の建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧ貯蔵タンクその他の大型タンク、ラインパイプ等の溶接構造物が挙げられる。近年、コンテナ船の積載重量増大等のため、溶接構造物の大型化が進められている。これに伴い、鋼材には板厚の厚肉化や高強度化が求められている。また、上記のような溶接構造物では、溶接部についてもより一層の安全性、信頼性の確保が必要とされ、溶接熱影響部の靱性（以下、「ＨＡＺ靱性」と称する場合がある。）の向上が課題になっている。

また、溶接構造物の建造費全体に占める溶接施工費用は大きく、この費用を削減するためには高能率の溶接を行うことが求められる。具体的には、溶接を大入熱で行い、溶接パス数を減らすことが有効である。しかしながら、大入熱の溶接を行った場合、一般に、鋼材のＨＡＺの組織が粗大化し、靭性の劣化が避けられない。

従来、高張力鋼板のＨＡＺ靭性に対して、オーステナイト（γ）の結晶粒径、変態組織、ＨＡＺの硬さ、粗大硬質相等が大きな影響を及ぼすことが知られており、ＨＡＺ靭性向上のための種々の対策が提案されている。このうち、ＨＡＺ靱性の向上には、ＨＡＺ組織の微細化が最も有効であり、介在物を活用してＨＡＺ組織を微細化する方法が数多く提案されている。

介在物を活用したＨＡＺ組織の微細化には、介在物のピン止め効果によって結晶粒の成長を抑制する方法と、溶接時の熱影響によって粗大化したオーステナイト粒内に、介在物を核としてフェライトを生成（粒内変態）させて組織を微細化する方法とがある。粒内変態による組織微細化に関して、これまでに、ＴｉＮなどの窒化物、ＭｎＳなどの硫化物、または高温でも化学的に安定な酸化物などをフェライト生成サイトとして利用する技術が提案されている。

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１ｍｍ^２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／ｍｍ^２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、Ａｌ_２Ｏ_３：２０％以下、ＴｉＯ_２：３～２０％、ＺｒＯ_２：５～５０％、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１ｍｍ^２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１ｍｍ^２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、ＺｒＯ_２：５～５０％、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１ｍｍ^２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１ｍｍ^２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１ｍｍ^２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。

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）も求められる。

特開２００８－２９１３４７号公報 特開２０１４－２１４３７１号公報 特開２０１４－１８５３６４号公報 特開２０１４－１４３２号公報 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において優れた靭性を有し、更に優れたアレスト性を有し、強度にも優れた鋼材及びその製造方法の提供を課題とする。

本発明者らは、ＨＡＺにおける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靱性は改善する傾向にあり、０．００１０質量％以下にすることが好ましい。ここで、Ｓｏｌ．Ｚｒは酸可溶性Ｚｒであって、電解抽出残渣分析法などで測定可能な、鋼中に固溶しているＺｒに相当する。

（Ｂ）Ｚｒ及びＢの含有により、鋼中ではＺｒ含有酸化物を核としてＢ窒化物が析出する。このようなＢ窒化物が析出した（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子は、粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能する。この効果を得る場合、精錬工程において溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、次いで、Ｂを添加することで、鋼に固溶するＢ量であるＢ_Ｆを０．００２０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Ａｌ_２Ｏ_３組成が５０質量％以下であると、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能する。この効果を得る場合、精錬工程において溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、その後、連続鋳造することが好ましい。

（Ｄ）（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、円相当直径が０．５μｍ以上であり、かつ、Ａｌ_２Ｏ_３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／ｍｍ^２である場合、ＨＡＺに粒内フェライトが微細かつ多量に生成し、ＨＡＺ靱性が向上する。

（Ｅ）強脱酸元素として作用するＡｌを鋼中に過剰に含有すると、Ｚｒ含有酸化物の生成が阻害される。溶鋼中の溶存酸素量を確保し、Ｚｒ含有酸化物を鋼中に生成させるため、Ａｌの含有量は０．０１０質量％以下にすることが好ましい。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］ 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％、
Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
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、
残部はＦｅ及び不純物元素からなり、
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、
Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下であり、
下記式（１）及び（２）で表されるＢ_Ｆ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、
板表面から１～５ｍｍの位置における結晶粒界密度が、５００～１１００ｍｍ／ｍｍ^２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／ｍｍ^２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／ｍｍ^２であり、
５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、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、Ａｌ_２Ｏ_３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／ｍｍ^２である鋼材。
Ｂ_Ｆ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４） …（１）
Ｂ_Ｆ’＞Ｂの場合Ｂ_Ｆ＝Ｂ、０≦Ｂ_Ｆ’≦Ｂの場合Ｂ_Ｆ＝Ｂ_Ｆ’、Ｂ_Ｆ’＜０の場合Ｂ_Ｆ＝０ …（２）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ …（３）
ただし、式（１）及び式（２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
また、式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［２］ 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、
Ｖ ：０．１５０％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］に記載の鋼材。
［３］ 更に、質量％で、
Ｗ ：１．００％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする、上記［１］または上記［２］に記載の鋼材。
［４］ 上記［１］乃至上記［３］の何れか一項に記載の、鋼材の製造方法であって、溶鋼に対して真空脱ガスを行い、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、
前記連続鋳造後の前記鋳片を９５０～１１５０℃に加熱する加熱工程と、
前記加熱された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、
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、
前記粗圧延工程は、前記加熱工程で加熱した前記鋳片を、下記式（４）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％で圧延する工程であり、
前記仕上圧延工程は、仕上圧延温度を（Ａｒ_３－５０）℃以上（ただし、Ａｒ_３は下記式（５）で表される）、下記式（４）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満とし、累積圧下率４５～７５％の条件で圧延する工程であり、
前記冷却工程は、冷却開始温度を（Ａｒ_３－１００）℃以上（ただし、Ａｒ_３は下記式（５）で表される）、下記式（４）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℃／秒の条件で冷却する工程であることを特徴とする、鋼材の製造方法。
Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］^２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ …（４）
Ａｒ_３（℃）＝９１０－３１０Ｃ＋６５Ｓｉ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ …（５）
［Ｓｏｌ．Ｎｂ］＝（１０^{（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６）}）／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ） …（６）
ただし、式（４）中の［Ｎｂ＊］は、式（６）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（５）～式（６）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を代入し、
式（６）中のＴは前記加熱工程における前記鋳片抽出時の前記鋳片の温度（℃）である。
［５］ 前記冷却工程後に、３５０～６５０℃の範囲に加熱する焼き戻し工程を行うことを特徴とする、上記［４］に記載の鋼材の製造方法。

本発明によれば、優れたＨＡＺ靱性、特に、入熱３５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接のＨＡＺにおいて優れた靭性を有し、優れたアレスト性を有し、強度にも優れた鋼材及びその製造方法を提供できる。

Ｔｉ酸化物やＢ窒化物は溶接金属やＨＡＺに分散し、その組織を微細化する効果を有することが知られている。これに対し、Ｚｒは一般的に鋼材に添加される元素ではなく、Ｚｒ添加による効果に関して過去に行われた研究は非常に限られていた。
特に、これまでに、Ｚｒ含有酸化物に更に複合析出したＢ窒化物が、鋼材のＨＡＺ組織の微細化とＨＡＺ靱性向上とにどのように影響するかについて検討されたことは無い。また、Ｚｒ含有酸化物の組成とＢ窒化物との関係についても、検討されたことは無い。

本発明者らは、ＨＡＺ組織微細化のための粒内フェライト生成サイトとしてＺｒ含有酸化物及びＢ窒化物に着目し、鋭意検討を行った。その結果、主として下記の（ａ）～（ｅ）の新知見を得た。

（ａ）ＨＡＺ組織の微細化に寄与するＺｒ含有酸化物を所定の個数密度以上得るためには、Ｚｒ含有量を一定量以上にする必要がある。一方で、鋼中のＺｒの全てが酸化物を形成するわけではなく、一部のＺｒは酸化物を形成せず鋼中に残存する。この酸化物を形成しないＺｒ（Ｓｏｌ．Ｚｒ）は、ＨＡＺのみならず鋼材自体の靱性を著しく劣化させる。そのため、ＨＡＺのみならず鋼材自体の靱性を確保するには、鋼中におけるＳｏｌ．Ｚｒを低減する必要がある。Ｓｏｌ．Ｚｒが少ないほど靱性は改善する傾向にあり、ＨＡＺ靱性に優れる鋼材を得るためにはＳｏｌ．Ｚｒを０．００１０質量％以下に制限することが好ましい。より一層のＨＡＺ靱性改善のためにはＳｏｌ．Ｚｒを０．０００３質量％以下に制限することが望ましい。

（ｂ）Ｚｒ含有酸化物を分散させた鋼では、介在物の個数が増加しても、フェライト生成サイトとして機能する介在物と、生成サイトとして機能しない介在物とが存在することがわかった。
また、本発明者らは、より有効にフェライト生成を促進させるために種々の元素について検討した。その結果、Ｂを一定量以上含有させることで、鋳造、熱間圧延または溶接時に、Ｚｒ含有酸化物を核としてＢ窒化物が析出し、この複合析出物である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が、粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能することを見出した。
即ち、Ｂ窒化物によって、単独では粒内フェライト生成サイトとして機能し難かったＺｒ含有酸化物も、フェライト生成サイトになり、より効率的にＨＡＺ組織の微細化に寄与する。これらの効果を得るためには、精錬工程において溶鋼の溶存酸素濃度が０．００５０％以下になってからＺｒを添加し、次いで、Ｂを添加することで、鋼に固溶するＢ量であるＢ_Ｆを０．００２０質量％以下にすることが好ましい。

（ｃ）鋼中にはＢ以外にもＴｉが窒化物形成元素として作用する。そのため、Ｂ窒化物を効率的に析出させるためにはＴｉ窒化物の生成を抑制する必要がある。本発明者らは、酸化物、窒化物を含めた介在物の生成機構を明らかにし、Ｂ窒化物を生成させるための条件を明らかにすべく検討を行った。

Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂを含む溶鋼中では、まずＴｉよりも脱酸力が強いＺｒが優先的に酸化物となり、余った酸素とＴｉとが結合して、ＺｒとＴｉとの複合酸化物となる。次に、酸化物を形成せずに余ったＴｉは、窒素と結合して窒化物を形成する。次に、Ｔｉと結合せずに余った窒素がＢ窒化物を形成すると考えられる。

ＺｒはＺｒＯ_２、ＴｉはＴｉ_２Ｏ_３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（Ｂ_Ｆ’）とする。そして、下記式（Ａ２）で求めた計算値Ｂ_Ｆ’と鋼中のＢ量との関係がＢ_Ｆ’＞Ｂの場合は、鋼中のＢ量を、鋼に固溶するＢ量（Ｂ_Ｆ）とする（Ｂ_Ｆ＝Ｂ）。また、０≦Ｂ_Ｆ’≦Ｂの場合は、下記式（Ａ２）で求めた計算値Ｂ_Ｆ’を、鋼に固溶するＢ量（Ｂ_Ｆ）とする（Ｂ_Ｆ＝Ｂ_Ｆ’）。更に、Ｂ_Ｆ’＜０の場合は、鋼に固溶するＢ量（Ｂ_Ｆ）を０質量％とする（Ｂ_Ｆ＝０）。このようにして求められるＢ_Ｆを０．００２０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ともに、組織微細化により効果的にアレスト性を向上させることができる。

ＢａｓＢＮ＝（Ｎ－（Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８））×（１４／４７．８６７））×（１０．８１１／１４） …（Ａ１）

Ｂ_Ｆ’＝Ｂ－ＢａｓＢＮ …（Ａ２）

ここで、式（Ａ１）中のＮ、Ｔｉ及びＯは、鋼中に含まれる各元素（Ｎ、Ｔｉ、Ｏ）の含有量（質量％）であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの含有量（質量％）である。
また、式中（Ａ２）のＢは、鋼中に含まれるＢの含有量（質量％）であり、ＢａｓＢＮは式（Ａ１）より求まる値である。

Ｂ_Ｆが０．００２０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Ａｌ_２Ｏ_３組成を５０質量％以下にすると、Ｂ窒化物がより効率よく析出し、粒内フェライト生成サイトとしてより一層有効に機能するようになる。

（ｅ）また、Ａｌは、鋼中において強脱酸元素として作用するので、多量に鋼中に含有されると、ＺｒやＴｉの酸化物生成を阻害する。溶鋼中の溶存酸素量を確保し、Ｚｒ含有酸化物を鋼中に生成させるため、Ａｌの含有量は０．０１０質量％以下とすることが好ましい。より望ましくはＡｌの含有量を０．００５質量％以下とする。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、Ａｌ_２Ｏ_３組成が５０質量％以下となっている。そして、この鋼材に対して実際に大入熱溶接を行ってみると、酸化物の粒子は、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成サイトとして有効に機能し、ＨＡＺ組織の微細化を通じてＨＡＺ靱性を改善させることが明らかになった。

更に、本発明者らは、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ことを見い出した。

以下、本発明の一実施形態に係る鋼材（本実施形態に係る鋼材）について詳細に説明する。

本実施形態の鋼材は、質量％で、Ｃ ：０．０４０～０．１６０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．７０～２．５０％、Ｐ ：０．０３０％以下、Ｓ ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｎ ：０．００１０～０．００８０％、Ｏ ：０．０００５～０．００４０％、Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、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、残部はＦｅ及び不純物元素からなり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下であり、下記式（Ｂ１）及び（Ｂ２）で表されるＢ_Ｆが０．００２０％以下であり、下記式（Ｂ３）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、板表面から１～５ｍｍの位置における結晶粒界密度が、５００～１１００ｍｍ／ｍｍ^２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／ｍｍ^２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／ｍｍ^２であり、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、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、Ａｌ_２Ｏ_３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／ｍｍ^２である鋼材である。

Ｂ_Ｆ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４） …（Ｂ１）

Ｂ_Ｆ’＞Ｂの場合Ｂ_Ｆ＝Ｂ、０≦Ｂ_Ｆ’≦Ｂの場合Ｂ_Ｆ＝Ｂ_Ｆ’、Ｂ_Ｆ’＜０の場合Ｂ_Ｆ＝０ …（Ｂ２）

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ …（Ｂ３）

ただし、式（Ｂ１）及び式（Ｂ２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量である。

また、式（Ｂ３）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。

まず、本実施形態の鋼材の化学成分について説明する。以下の化学成分の説明では、「質量％」を「％」と表記する。

Ｃ：０．０４０～０．１６０％
Ｃは、鋼材の強度と靭性を確保するために０．０４０％以上含有させる。Ｃの含有量が０．１６０％を超えると、良好なＨＡＺ靭性を確保することが困難になるので、Ｃの含有量は、０．１６０％以下とする。従って、Ｃ含有量は０．０４０％以上、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０６０％以上である。また、Ｃ含有量は０．１６０％以下、好ましくは０．１４０％以下、より好ましくは０．１２０％以下である。

Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、脱酸元素、及び強化元素として有効であるので、０．０１％以上含有させる。Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺ靭性が大きく劣化するので、Ｓｉの含有量は０．５０％以下とする。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｓｉ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下又は０．３０％以下である。

Ｍｎ：０．７０～２．５０％
Ｍｎは、鋼材の強度と靭性を経済的に確保するために０．７０％以上含有させる。Ｍｎの含有量が２．５０％を超えると、中心偏析が顕著となり、中心偏析が生じた部分の鋼材とＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎの含有量は、２．５０％以下とする。従って、Ｍｎ含有量は０．７０％以上、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．２０％以上である。また、Ｍｎ含有量は２．５０％以下、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下又は１．６０％以下である。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素である。ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために、Ｐの含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。下限は０％であるが、Ｐ含有量を低減させるためのコストを考慮し、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。

Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｓ含有量が０．００８％を超えると中心偏析部において延伸したＭｎＳが多量に生成し、鋼材及びＨＡＺの靱性や延性が劣化する。このためＳ含有量を０．００８％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので下限は特に規定しないが、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。

Ａｌ：０．０１０％以下
Ａｌは、一般的には、脱酸元素として、積極的に添加される元素である。しかし、Ａｌは優先的に酸素と反応しやすいので、その含有量が過剰な場合には、所望する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の形成が不十分となり、ＨＡＺにおける有効なフェライト生成サイトが減少する。更にＡｌ含有量が過剰になると、粗大なクラスター状のアルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）系介在物の形成が助長され、鋼材及びＨＡＺの靭性が劣化する。よって、Ａｌの含有量はできる限り低減することが好ましい。許容できるＡｌ含有量は０．０１０％以下であり、好ましくは０．００５％以下とする。

Ｎ：０．００１０～０．００８０％
Ｎは、本発明において重要な元素である。鋼片加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制するために、Ｔｉ窒化物を形成させることが必要なので、０．００１０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎの含有量が０．００８０％を超えると、鋼材が脆化するので、Ｎの含有量は、０．００８０％以下とする。従って、Ｎ含有量は０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。また、Ｎ含有量は０．００８０％以下、好ましくは０．００６５％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。

Ｏ：０．０００５～０．００４０％
Ｏは鋼中に含有される元素であり、溶存、もしくは酸化物として存在する。両者を明確に分離することは困難であることから、本発明でのＯ濃度は両者を合わせた全酸素濃度（Ｔ．Ｏとも記載する。）とする。厚板鋼材中の酸素濃度が０．０００５％未満になると、靱性確保に必要な酸化物分散数が得られない。一方、鋼材中に０．００４０％を超えて含有されると溶鋼の清浄性が悪化するとともに、溶鋼段階にてノズル閉塞といった生産性が低下する要因となり得る。このため、鋼材中のＯ含有率の適正範囲は、０．０００５～０．００４０％とする。

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ＺｒＯ_２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Ａｌ_２Ｏ_３の組成が増大する場合がある。そのため、溶鋼段階でＺｒ添加前に溶存酸素を０．００５０％以下に低減しておくことが望ましい。

Ｎｂ：０．００３～０．０５０％
Ｎｂは、鋼材の強度、及び靭性を向上することができる。また、所定の結晶粒界密度を得るためには、未再結晶オーステナイト域での圧延が必要となるところ、Ｎｂは未再結晶温度域を拡大させるために有効な元素であり、圧延温度を上昇させ、生産性向上にも寄与する。この効果を得るためには、０．００３％以上含有させる必要がある。ただし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えるとＨＡＺ靭性や溶接性が低下するので、Ｎｂの含有量は、０．０５０％以下とする。従って、Ｎｂ含有量は０．００３％以上、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００８％以上である。また、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０１８％以下である。

Ｔｉ：０．００３～０．０２４％
Ｔｉは、Ｚｒとともに（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を形成する元素である。この（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子はＨＡＺにおける粒内フェライト生成サイトとして機能し、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。この効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００３％以上とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．００５％以上である。一方で、Ｔｉは窒化物を生成する。Ｔｉ窒化物が多量に生成するとＢ窒化物の生成量が抑制され、本実施形態で所望する効果が得られなくなる。更に、過剰なＴｉはＴｉＣを形成し、鋼材及びＨＡＺの靱性を劣化させる。よって、Ｔｉ含有量は０．０２４％以下とする。好ましいＴｉ含有量は０．０２０％以下である。

Ｚｒ：０．０００７～０．００５０％
鋼材に含まれるＺｒ含有量は、後ほど説明するＳｏｌ．ＺｒとＩｎｓｏｌ．Ｚｒとの合計である。Ｚｒ含有量は、０．０００７％以上であり、好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｚｒ含有量は、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒの上限とＳｏｌ．Ｚｒの上限との合計、すなわち、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００４０％以下である。

Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下
Ｓｏｌ．Ｚｒは、酸可溶性Ｚｒ、すなわち、鋼中に固溶しているＺｒを表わす。Ｓｏｌ．Ｚｒの含有量が増えると、ＨＡＺ靱性が著しく劣化する。そのため、その含有量を０．００１０％以下とする。Ｓｏｌ．Ｚｒは少ないほど好ましいので下限は特に規定せず、０％でもよい。

なお、溶鋼段階ではＳｏｌ．ＺｒおよびＩｎｓｏｌ．Ｚｒの制限は特に無いが、溶存酸素に対してＺｒが過剰に添加されると、鋼材までＳｏｌ．Ｚｒが多く残存することに加え、溶存酸素濃度が低下して（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が低下してしまう。このため、溶鋼段階でのＳｏｌ．Ｚｒ濃度は０．００２０％以下であることが望ましい。また、ノズル閉塞を生じさせないためにも、溶鋼段階でのＩｎｓｏｌ．Ｚｒ濃度は０．００２０％以下であることが望ましい。

Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％
Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒであり、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子等の介在物中に含まれるＺｒである。Ｚｒは粒内変態の核となる酸化物を形成する重要な元素である。しかしながら、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒが０．０００７％よりも少ないと、靱性確保に必要な酸化物組成とならない。一方で、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒが０．００４０％を超えて含有されている場合、その多くが溶鋼段階で生成したＺｒＯ_２であり、ノズル閉塞が生じる頻度が高くなる。このため、鋼材中のＩｎｓｏｌ．Ｚｒの適正範囲は０．０００７～０．００４０％とする。

上述のＩｎｓｏｌ．Ｚｒ及びＳｏｌ．Ｚｒは、電解抽出残渣分析法によって測定することができる。電解抽出残渣分析法は、鋼を非水溶媒（アセチルアセトン－メタノール溶液など）中での電解によって母相を溶解させて、残渣（析出物や介在物）を孔径０．２μｍのフィルターで抽出し、分離する方法である。分離後、溶液に含まれるＺｒの量がＳｏｌ．Ｚｒの含有量であり、残渣に含まれるＺｒの量がＩｎｓｏｌ．Ｚｒの含有量である。

Ｂ：０．０００３～０．００４０％
Ｂは、鋼材の焼き入れ性を向上させるとともに、Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢＮとして析出して（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を形成し、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の粒内変態能を向上させる元素である。Ｚｒ含有酸化物の周囲にＢＮとして析出させるには、Ｂが少なくとも０．０００３％以上含まれている必要がある。一方、０．００４０％を超えて含有されていても効果が飽和するため、Ｂ含有率の適正範囲は０．０００３～０．００４０％とする。鋼材中のＢ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＢは０．０００３～０．００４０％の範囲であることが望ましい。

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。より好ましくは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。

本実施形態に係る鋼材は、上記の各元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることを基本とする。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料から、又はその他の要因により混入する成分であって、特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本実施形態に係る鋼材には、Ｆｅの一部に代えて、強度を更に高める目的で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、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。

本実施形態の鋼材は、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、Ｖ：０．１５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができる。ただし、Ｃｕの含有量が多すぎると、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られず、むしろ鋼材表面割れの原因となる場合があるため、１．００％を上限とする。Ｃｕの含有効果を安定して得るために、Ｃｕ含有量を０．１０％以上としてもよい。鋼材の強度及び靭性の向上のために、Ｃｕ含有量を０．２０％以上としてもよい。ＨＡＺ靭性や溶接性の向上のため、Ｃｕ含有量は、必要に応じて、０．８０％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。

Ｎｉ：２．５０％以下
Ｎｉは、鋼の強度を向上させる効果を有する元素であるので含有させてもよい。また、Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靱性を高める効果を有する元素である。ただし、Ｎｉの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、２．５０％を上限とする。Ｎｉの含有効果を安定して得るために、Ｎｉ含有量を０．１０％以上としてもよい。鋼材の強度及び靭性の向上のために、Ｎｉ含有量を０．２０％以上としてもよい。Ｎｉ含有量は、必要に応じて、１．００％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。

Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができる。ただし、Ｃｒの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、１．００％を上限とする。Ｃｒの含有効果を安定して得るために、Ｃｒ含有量を０．１０％以上又は０．２０％以上としてもよい。Ｃｒ含有量は、必要に応じて、０．８０％以下、０．５０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。

Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができるので含有させてもよい。ただし、Ｍｏの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．５０％を上限とする。Ｍｏの含有効果を安定して得るために、Ｍｏ含有量を０．０１％以上又は０．０２％以上としてもよい。Ｍｏ含有量は、必要に応じて、０．３０％以下、０．２０％以下、又は０．１０％以下としてもよい。

Ｖ：０．１５０％以下
Ｖを含有することにより、鋼材の強度、及び靭性を向上することができるので含有させてもよい。ただし、Ｖの含有量が多すぎると、ＨＡＺ靭性や溶接性が悪化するため、０．１５０％を上限とする。Ｖの含有効果を安定して得るために、Ｖ含有量を０．０１０％以上又は０．０２０％以上としてもよい。Ｖ含有量は、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。

また、本実施形態の鋼材は、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：１．００％以下
Ｗは、溶解して酸素酸イオンＷＯ_４ ^－の形でさびに吸着し、さび層中の塩化物イオンの透過を抑制し、耐食性を向上させる元素であるので含有させてもよい。この効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、鋼材およびＨＡＺの靱性が低下する場合がある。そのため、含有させる場合でも、Ｗ含有量を１．００％以下とする。好ましくはＷ含有量を０．７５％以下とする。

Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、Ｓｎ^２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する元素であるので含有させてもよい。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。これらの効果を得るためにはＳｎ含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｎを０．５０％を超えて含有させると、その効果が飽和するだけでなく、鋼材の圧延割れが発生しやすくなる。このため、Ｓｎを含有させる場合でも、その含有量を０．５０％以下とする。

また、本実施形態の鋼材は、下記式（Ｃ）で表される炭素当量Ｃｅｑを、０．３０％～０．５５％とする必要がある。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ …（Ｃ）

ただし、式（Ｃ）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を確保することができる。また、炭素当量Ｃｅｑが０．５５％以下であれば、より優れたＨＡＺ靭性を確保することができる。炭素当量Ｃｅｑは０．３０％以上、好ましくは０．３２％以上、より好ましくは０．３４％以上、更に好ましくは０．３６％以上である。また、炭素当量Ｃｅｑは０．５５％以下、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４５％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。

本実施形態に係る鋼材は、上述のように各元素の含有量を制御した上で、下記式（Ｄ１）及び（Ｄ２）から導出されるＢ_Ｆが、０．００２０％以下であることが必要である。Ｂ_Ｆ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。

Ｂ_Ｆ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４） …（Ｄ１）

Ｂ_Ｆ’＞Ｂの場合Ｂ_Ｆ＝Ｂ、０≦Ｂ_Ｆ’≦Ｂの場合Ｂ_Ｆ＝Ｂ_Ｆ’、Ｂ_Ｆ’＜０の場合Ｂ_Ｆ＝０ …（Ｄ２）

ただし、式（Ｄ１）及び式（Ｄ２）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、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の中で一様にＢ窒化物が析出されているものと比べて、溶接後の冷却中の粒内フェライトの生成をより効果的に促進することができ、組織微細化してＨＡＺ靱性を改善できる。この効果を得るとともに、アレスト性の向上と両立させるためには、固溶Ｂとして存在するＢ含有量、即ち、前記式（Ｄ１）及び（Ｄ２）から導出されるＢ_Ｆを０．００２０％以下にする必要がある。より好ましくは、０．００１０％以下である。Ｂ_Ｆ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アレスト性が低下する。そのため、より好ましいＢ_Ｆの上限は０．００１０％以下である。

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の混合組織、又は、フェライト、ベイナイト及びパーライトの混合組織、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の混合組織、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の混合組織であり、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。

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。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。本実施形態は厚肉高強度鋼を対象としており、フェライト面積率の上限を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板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、ベイナイト面積率の上限は９５％であってもよい。本実施形態は厚肉高強度鋼を対象としており、ベイナイト面積率の下限を５０％以上、６０％以上、７０％以上又は８０％以上に制限してもよい。ベイナイト面積率の上限は９０％以下がよい。

パーライトは、所望の板厚、強度の鋼材が得ることができれば含有してもよい。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が存在していてもよいが、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は、光学顕微鏡により板厚の１／２部を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総面積を求め、測定面積で除することによって求める。

次に、本実施形態に係る鋼材における結晶粒界密度について説明する。

アレスト性向上における支配因子は、結晶粒界の寄与が最も大きい。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、円相当径に換算して結晶粒径とアレスト性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板においては、
（Ａ）表面から１～５ｍｍの位置における結晶粒界密度を５００～１１００ｍｍ／ｍｍ^２とし、
（Ｂ）板厚の１／４部における結晶粒界密度を４００～１０００ｍｍ／ｍｍ^２とし、
（Ｃ）板厚の１／２部における結晶粒界密度を３００～９００ｍｍ／ｍｍ^２とする。

ここで、「結晶粒界密度」とは、「結晶方位を測定した測定面積当たりの、結晶方位差が１５°以上の結晶粒界の長さを合計した総長さ」を意味する。結晶方位差を１５°以上とした理由は、１５°未満では、結晶粒界が脆性き裂伝播の障害とはなり難く、アレスト性向上効果が減少するからである。

すなわち、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／ｍｍ^２以上とする要件を満足したときに、－１０℃におけるアレスト靭性値（Ｋｃａ_－１０℃）が６０００Ｎ・ｍｍ^１．５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／ｍｍ^２以上とすることが好ましく、またはそれぞれ７００、６００、５００ｍｍ／ｍｍ^２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ので、結晶粒界密度の上限は、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／ｍｍ^２以下とする。それぞれの上限を、それぞれ１０００、９００、８００ｍｍ／ｍｍ^２以下又はそれぞれ、９００、８００、７００ｍｍ／ｍｍ^２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、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。尚、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。しかし、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部における鋼板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。

次に、本実施形態に係る鋼材が有する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子について説明する。
本実施形態に係る鋼材は、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が含まれる。このうち、円相当直径が０．５μｍ以上であって、Ａｌ_２Ｏ_３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／ｍｍ^２である必要がある。

本実施形態に係る鋼材では、Ｚｒ含有酸化物を核として、Ｂ窒化物が析出して複合介在物である（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が形成される。この複合介在物は、溶接後の冷却時に粒内フェライト生成サイトとなる。Ｚｒ含有酸化物は、ＺｒとＴｉとを含む酸化物が主体であるが、Ｂ窒化物の析出核とする場合、酸化物中のＺｒ濃度がＴｉ濃度と等しいか、Ｔｉ濃度よりも高いことが好ましい。

更に、本実施形態では、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を対象とする。このような組成を有する（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子は、粒内フェライトの生成サイトとして機能することができ、より多くの粒内フェライトを形成させることができる。Ｚｒ、ＢまたはＯの含有率が好ましい範囲から外れる酸化物粒子は、粒内フェライトの生成サイトとしての機能を十分に果たせなくなる。なお、本実施形態では、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子中のＴｉ量は特に規定する必要はないが、１質量％以上のＴｉが含まれていてもよい。

更にまた、本実施形態では、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、Ａｌ_２Ｏ_３の組成が５０質量％以下のものを対象としてその個数密度を規定する。（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子中のＡｌ_２Ｏ_３の組成が５０質量％以下であると、粒内フェライトの生成サイトとしてより効果的に機能することができ、多くの粒内フェライトを形成させることができる。

また、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当直径［（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の観察された断面積と同じ面積を有する円の直径］が０．５μｍ以上の場合に、より多くの粒内フェライトを析出させる効果が得られる。（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が粒内フェライト生成サイトとして機能するには、円相当直径は大きい方が好ましいので上限は制限しない。ただし、円相当直径が大きくなると、相対的に（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度が少なくなるのに加え、粗大な酸化物粒子自体が破壊の起点として作用するおそれが高まる。そのため、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の円相当径は１０．０μｍ以下が好ましい。

また、粒内フェライトの生成サイトとして作用する条件として、溶接時に加熱された際のオーステナイト粒内に、１つ以上の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子が分散していることが好ましい。このため、円相当直径が０．５μｍ以上であって、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含み、かつ、Ａｌ_２Ｏ_３の組成が５０質量％以下の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子を、５個／ｍｍ^２以上の個数密度で分散させる。このような（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度は、多いほどフェライト生成サイトが増加するため望ましいが、３００個／ｍｍ^２を超えて分散させてもその効果は飽和するので、上限を３００個／ｍｍ^２以下とする。特に、本実施形態に係るＡｌ_２Ｏ_３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、Ａｌ_２Ｏ_３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。

（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（１００ｍｍ^２）の範囲について、円相当径が０．５μｍ以上の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数を測定し、観察した視野の面積で除して個数密度を測定する。ＳＥＭによって撮影された写真を用いてもよい。個数密度の測定対象となる粒子は、円相当直径が０．５μｍ以上であり、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）による定量分析によって、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含み、かつ、Ａｌ_２Ｏ_３の組成が５０質量％以下である粒子を確認する。

本実施形態の鋼材の板厚は特に制限はないが、５０～１００ｍｍの範囲が好ましい。

また、本実施形態の鋼材の引張強さ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。

本実施形態の鋼材は、溶接入熱量が３５ｋＪ／ｍｍ以上の条件で溶接した場合の溶接熱影響部の靱性が優れたものとなる。特に、－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーを向上させることができる。

より具体的には、本実施形態の鋼材から採取したサンプルに対し、エレクトロガス溶接適用を想定し、大入熱溶接を模擬した再現熱サイクル試験を適用する。具体的な再現熱サイクル条件としては、５０ｍｍ厚の板厚をエレクトロガス溶接により１パスで溶接することを模擬し、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を１．０℃／秒の速度に制御して冷却する。厚板鋼材に熱サイクルを付与した後、Ｖノッチ試験片へと加工し、各鋼材３片ずつ－４０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーを測定する。３つの試験片の吸収エネルギーの平均が１００Ｊ以上であり、かつ、３つの試験片のうち最小の吸収エネルギーが５０Ｊ以上の場合に、溶接熱影響部の靱性が優れるということができる。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作成すればよい。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準じて行うとよい。

また、本実施形態の鋼材は、アレスト性が優れたものとなる。特に、－１０℃におけるアレスト靭性値Ｋｃａを高めることができる。本実施形態では、－１０℃におけるアレスト靭性値Ｋｃａ_－１０℃が６０００Ｎ／ｍｍ^１．５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言うことができる。

アレスト靭性値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「脆性亀裂伝播停止靭性値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℃におけるアレスト靭性値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、鋼板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板厚ｔのｔ／４部を含むように採取する。

次に、本実施形態の鋼材の製造方法を説明する。
本実施形態の鋼材の製造方法は、溶鋼に対して真空脱ガスを行い、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分間経過後に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、連続鋳造後の鋳片を熱間圧延する熱間圧延工程と、を順次行う。

本実施形態において、溶鋼は、製鋼炉から取鍋に出鋼された後、真空脱ガス装置にて減圧処理される。取鍋に出鋼された後、真空脱ガス装置まで搬送される間に、合金等を添加して成分調整してもよい。

精錬工程では、真空脱ガス装置において脱ガスを行い、Ｚｒ及びＢを除く溶鋼成分を調整した後、Ｚｒを添加する。Ｚｒを添加する前段階で、溶鋼中の溶存酸素を０．００５０％以下に制御しておくことが望ましい。溶存酸素が０．００５０％以下に到達する前にＺｒを添加すると、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の微細化が困難になるとともに、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のＡｌ_２Ｏ_３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ＺｒＯ_２とＡｌ_２Ｏ_３との分離が進み、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のＡｌ_２Ｏ_３組成を５０質量％以下にできるようになる。

連続鋳造工程によって得られた鋳片は、加熱工程により９５０～１１５０℃に加熱し、次いで、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以下の通りとする。熱間圧延工程では、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。

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。加熱工程において、連続鋳造後の鋳片を９５０～１１５０℃に加熱する。加熱工程は加熱炉で行うとよい。なお、連続鋳造後の鋳片を９５０～１１５０℃に加熱するとは、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ことであり、本明細書では、この鋳片の表面温度の最高温度を鋳片の加熱温度と称する。加熱温度が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、加熱温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、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、１０００～１１００℃である。

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％の範囲として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。

なお、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、及び靭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仕上圧延を行う。仕上圧延工程は、粗圧延工程で圧延した鋼材を、（Ａｒ_３－５０）℃以上（ただし、Ａｒ_３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、（Ａｒ_３－５０）℃以上（ただし、Ａｒ_３は下記式（Ｊ）で表される）、上記式（Ｈ）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満として圧延するとは、粗圧延後の鋼材の表面温度を、（Ａｒ_３－５０）℃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、（Ａｒ_３－５０）℃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％の範囲として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（Ａｒ_３－５０）℃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。

なお、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。

Ａｒ_３（℃）＝９１０－３１０Ｃ＋６５Ｓｉ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ …（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ので、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、仕上圧延後の鋼材に対して冷却を行う。冷却工程は、冷却開始温度を（Ａｒ_３－１００）℃以上（ただし、Ａｒ_３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℃／秒の条件で冷却する。冷却開始温度、冷却停止温度及び平均冷却速度は、鋼材の厚さ方向の１／４位置での温度とする。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を高め、アレスト性を向上できる。

本実施形態の鋼材の製造方法では、冷却工程後に、３５０～６５０℃の範囲に加熱する焼き戻し工程を行ってもよい。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。

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。なお、番号５１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．５１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厚まで加工し厚板鋼材を製造した。

表１Ａ～表１Ｄに鋼材成分及び炭素当量を示す。表２Ａ～表２Ｃ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２Ａ～表２Ｃに、加熱工程及び熱間圧延工程の条件を示す。表２Ｄ～表２Ｆに、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ量、Ｓｏｌ．Ｚｒ量、Ｂ_Ｆ量、（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数密度、ミクロ組織の評価結果、結晶粒界密度の評価結果、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℃におけるアレスト靭性値Ｋｃａ、ＮＤＴ温度およびｖＴｒｓを示す。なお、表１Ｃ、表１Ｄ、表２Ｂ、表２Ｃ、表２Ｅ、表２Ｆ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、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（１００ｍｍ^２）の範囲について、円相当径が０．５μｍ以上の（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子の個数を測定し、観察した視野の面積で除して個数密度を測定した。個数密度の測定対象となる粒子は、円相当直径が０．５μｍ以上であり、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）による定量分析によって、５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含み、かつ、Ａｌ_２Ｏ_３の組成が５０質量％以下である粒子と確認した。

Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ及びＳｏｌ．Ｚｒは、電解抽出残渣分析法によって測定した。電解抽出残渣分析法は、鋼を非水溶媒（アセチルアセトン－メタノール溶液）中での電解によって母相を溶解させ、残渣（析出物や介在物）を孔径０．２μｍのフィルターで抽出し、分離した。分離後、溶液に含まれるＺｒの量をＳｏｌ．Ｚｒの含有量とし、残渣に含まれるＺｒの量をＩｎｓｏｌ．Ｚｒの含有量とした。

Ｂ_Ｆ量は、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。この試験片に入熱３５ｋＪ／ｍｍの溶接（大入熱溶接）を再現した熱サイクルを付与した。具体的な熱サイクル条件としては、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒間保持し、その後、粒内変態に関わる温度範囲である８００℃から５００℃までの温度範囲を１．０℃／秒の速度に制御して冷却した。

熱サイクルを付与した後の鋼材から、三個ずつＶノッチ試験片を採取し、－４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_－４０）を測定した。なお、Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載されたＶノッチ試験片に準じて作成した。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して行った。
３個の試験片の吸収エネルギー（ｖＥ_－４０）の平均値が１００Ｊ以上であり、３個の試験片の吸収エネルギー（ｖＥ_－４０）の最小値が５０Ｊ以上であった場合を合格とした。

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「脆性亀裂伝播停止靭性値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℃におけるアレスト靭性値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、鋼板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ｔのｔ／４部を含むように採取した。

－１０℃におけるアレスト靭性値Ｋｃａ_－１０℃が６０００Ｎ／ｍｍ^１．５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合格とした。

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のものを合格とした。

表１Ａ～表１Ｄ、表２Ａ及び表２Ｄに示すように、本発明例であるＮｏ．１～２５は、いずれも、優れた靭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１Ｃ、表１Ｄ及び表２Ｂ、表２Ｃ、表２Ｅ、表２Ｆに示すように、比較例であるＮｏ．２６～３７、４０～４７は、化学組成が本発明で規定される範囲を外れたので、靭性、アレスト性または機械的性質のいずれかが劣化した。

また、Ｎｏ．３８、３９、４８～６７は、化学成分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．３８はＳｏｌ．Ｚｒが本発明を満足せず、Ｎｏ．３９はＩｎｓｏｌ．Ｚｒ及びＢ_Ｆが本発明を満足しなかった。Ｎｏ．４８～５２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．５３、５５～５９、６２、６３、６６は、結晶粒界密度が本発明の範囲を満足しなかった。Ｎｏ．５４、６０、６１、６４、６５、６７は、ミクロ組織が本発明の範囲を満足しなかった。その結果、靭性、アレスト性または機械的性質のいずれかが劣化した。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０４０～０．１６０％、
   Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
   Ｍｎ：０．７０～２．５０％、
   Ｐ ：０．０３０％以下、
   Ｓ ：０．００８％以下、
   Ａｌ：０．０１０％以下、
   Ｎ ：０．００１０～０．００８０％、
   Ｏ ：０．０００５～０．００４０％、
   Ｎｂ：０．００３～０．０５０％、
   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、
   残部はＦｅ及び不純物元素からなり、
   Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ：０．０００７～０．００４０％、
   Ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下であり、
   下記式（１）及び（２）で表されるＢ_Ｆ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、
   板表面から１～５ｍｍの位置における結晶粒界密度が、５００～１１００ｍｍ／ｍｍ^２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／ｍｍ^２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／ｍｍ^２であり、
   ５質量％以上のＺｒと０．１質量％以上のＢと１質量％以上のＯとを含む（Ｚｒ，Ｂ）含有酸化物粒子のうち、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、Ａｌ_２Ｏ_３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／ｍｍ^２である鋼材。
   Ｂ_Ｆ’＝Ｂ－［Ｎ－｛Ｔｉ－（Ｏ－Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒ×（３２／９１．２２４））×（９５．７３４／４８）｝×（１４／４７．８６７）］×（１０．８１１／１４） …（１）
   Ｂ_Ｆ’＞Ｂの場合Ｂ_Ｆ＝Ｂ、０≦Ｂ_Ｆ’≦Ｂの場合Ｂ_Ｆ＝Ｂ_Ｆ’、Ｂ_Ｆ’＜０の場合Ｂ_Ｆ＝０ …（２）
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ …（３）
   ただし、式（１）及び式（２）中の、Ｎ、Ｔｉ、Ｏ及びＢは、鋼中に含まれるＮ、Ｔｉ、Ｏ、Ｂの質量％での含有量であり、Ｉｎｓｏｌ．Ｚｒは、酸不溶性Ｚｒの質量％での含有量である。
   また、式（３）中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
2. 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、
   Ｖ ：０．１５０％以下
   からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼材。
3. 更に、質量％で、
   Ｗ ：１．００％以下、
   Ｓｎ：０．５０％以下
   からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の鋼材。
4. 請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の、鋼材の製造方法であって、
   溶鋼に対して真空脱ガスを行い、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、
   前記連続鋳造後の前記鋳片を９５０～１１５０℃に加熱する加熱工程と、
   前記加熱された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、
   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、
   前記粗圧延工程は、前記加熱工程で加熱した前記鋳片を、下記式（４）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％で圧延する工程であり、
   前記仕上圧延工程は、仕上圧延温度を（Ａｒ_３－５０）℃以上（ただし、Ａｒ_３は下記式（５）で表される）、下記式（４）に示す再結晶温度Ｔｒｅｘ（℃）未満とし、累積圧下率４５～７５％の条件で圧延する工程であり、
   前記冷却工程は、冷却開始温度を（Ａｒ_３－１００）℃以上（ただし、Ａｒ_３は下記式（５）で表される）、下記式（４）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℃／秒の条件で冷却する工程であることを特徴とする、鋼材の製造方法。
   Ｔｒｅｘ＝－９１９００［Ｎｂ＊］^２＋９４００［Ｎｂ＊］＋７７０ …（４）
   Ａｒ_３（℃）＝９１０－３１０Ｃ＋６５Ｓｉ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ …（５）
   ［Ｓｏｌ．Ｎｂ］＝（１０^{（－６７７０／（Ｔ＋２７３）＋２．２６）}）／（Ｃ＋１２／１４×Ｎ） …（６）
   ただし、式（４）中の［Ｎｂ＊］は、式（６）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（５）～式（６）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を代入し、
   式（６）中のＴは前記加熱工程における前記鋳片抽出時の前記鋳片の温度（℃）である。
5. 前記冷却工程後に、３５０～６５０℃の範囲に加熱する焼き戻し工程を行うことを特徴とする、請求項４に記載の鋼材の製造方法。