JP4515428B2 - 溶接熱影響部の靭性および脆性破壊発生特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、船舶などの構造物に使用される鋼材に関するものであり、より詳細には、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、母材の脆性破壊発生特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が記載されている。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。

ところで構造物としての安全性を確保するには、鋼材内で脆性破壊亀裂が発生するのを抑制すること［以下、脆性破壊発生特性またはＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ−Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）特性ということがある］が望まれる。脆性破壊亀裂が発生すれば構造物自体が破壊するからである。ところが脆性破壊亀裂の発生を抑制しつつ、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させた鋼材は今まで知られていない。
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、鋼材内で脆性破壊亀裂が発生するのを抑制した鋼材、およびその製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脆性破壊発生特性に優れた鋼材とは、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）を満足すると共に、更に、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とを単独酸化物もしくは複合酸化物として含有し、且つ厚みｔ（ｍｍ）の鋼材の圧延方向に平行で且つ鋼材表面に対して垂直な面の金属組織を観察したときに、下記（１）〜（３）を満足する点に要旨を有する。
（１）フェライト面積率が７５％以上。
（２）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下。
（３）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６以下。

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、ＺｒＯ₂が５％以上であることが好ましい。

前記鋼材は、ＨＡＺ靭性を一層改善するために、更に他の元素として、Ｔｉ：０．０８％以下（０％を含まない）を含み、前記Ｔｉを単独酸化物または複合酸化物として含有していることが好ましい。Ｔｉの酸化物は、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％以上であることが望まれる。

前記鋼材の強度を一層高めるために、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種以上の元素を含んでいても良い。

上記鋼材を製造する際には、溶存酸素量を０．００２０〜０．０１０％の範囲に調整した溶鋼へ、（ａ）ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを添加するか、（ｂ）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を添加することによって、鋼材に所定の酸化物を含有させることができる。上記（ｂ）の手順においては、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を添加してもよい。

本発明によれば、大入熱溶接したときに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でも、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性劣化を防止できる。また、鋼材の金属組織を適切に制御しているため、鋼材内で脆性破壊亀裂が発生するのを防止できる。従って本発明によれば、溶接熱影響部の靭性と脆性破壊発生特性を兼ね備えた鋼材を提供できる。

本発明者らは、まず上記特許文献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、鋼材中にＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物もしくは複合酸化物として含有するように調整すれば、ＨＡＺ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、ＨＡＺ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、脆性破壊亀裂が発生するのを防止するには、鋼材の金属組織をフェライト主体とすると共に、フェライト粒の形態を適切に制御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とを単独酸化物も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。

しかも上記単独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の酸化物を含有することが好ましい。Ｔｉの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靭性を一層向上させることができる。

上記Ｔｉの酸化物は、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されていてもよい。

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質量％以上であることが好ましく、より好ましくは１５質量％以上、更に好ましくは２０質量％以上である。一方、ＺｒＯ₂は１０質量％以上であることが好ましく、より好ましくは１５質量％以上、更に好ましくは２０質量％以上である。

上記鋼材がＴｉの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質量％以上、更に好ましくは３質量％以上、特に好ましくは５質量％以上、最も好ましくは１０質量％以上である。なお、Ｔｉの単独酸化物は、鋼材中でＴｉ₂Ｏ₃やＴｉ₃Ｏ₅，ＴｉＯ₂として存在するが、鋼材に含まれる全てのＴｉの酸化物を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。合計が５５質量％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。より好ましくは６０質量％以上、更に好ましくは６５質量％以上である。

なお、酸化物の残りの成分組成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質量％未満であることが好ましい。

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，ＲＥＭ（例えば、Ｌａと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。

上述したように、本発明の鋼材においては、ＨＡＺ靭性を向上させるためにＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを鋼材に複合添加し、鋼材にＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物もしくは複合酸化物として含有するように調整するが、鋼材に含有させる酸化物の組成を調整しても脆性破壊発生特性を改善することはできない。

そこで本発明者らは、所定の酸化物を含有させて向上させたＨＡＺ靭性を劣化させることなく、脆性破壊発生特性を改善するために検討したところ、厚みｔ（ｍｍ）の鋼材について、圧延方向に平行で且つ鋼材表面に対して垂直な面の金属組織を観察したときに、（１）フェライト面積率が７５％以上で、（２）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下で、（３）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６以下であれば、鋼材の脆性破壊発生特性を改善することができ、上記ＨＡＺ靭性も劣化させないことが明らかになった。以下、このように規定した理由について詳述する。

本発明に係る鋼材の金属組織は、鋼材の強度を確保するためにフェライトを主体とする。フェライト主体とは、鋼材に占めるフェライト分率が７５体積％以上であることを意味し、鋼材断面の金属組織を観察したときに、フェライトの面積率が７５％以上であればよい。フェライトの面積率は、好ましくは８０％以上であり、より好ましくは８５％以上である。

上記金属組織の残部は、第二相として、パーライトやベイナイト、マルテンサイト等が生成していればよく、その種類は特に限定されない。第二相の面積率は２５％未満であればよく、好ましくは２０％未満、より好ましくは１５％未満である。

上記鋼材の金属組織は、フェライトを主体とする他、ＣＴＯＤ特性を改善するには、フェライト粒の円相当径とアスペクト比の両方を適切に調整することが重要である。即ち、本発明者らが、種々実験を繰返した結果、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下で、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６以下である必要がある。

このことは後述する実施例から明らかであり、図１は、鋼材のｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比とＣＴＯＤ特性の関係を示している。図１中、Ｘ軸はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径、Ｙ軸はＣＴＯＤ特性（δｃ_-40℃）を示しており、○はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６以下、●はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６を超えるときの結果を夫々示している。

この図１から明らかなように、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が小さくなるほど、ＣＴＯＤ特性が改善される傾向（δｃ_-40℃の数値が大きくなる傾向）を示すことが分かる。このときｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下で、且つ平均アスペクト比が１．６以下であれば、δｃ_-40℃が０．２０ｍｍ以上となり、ＣＴＯＤ特性を確実に改善できる。

この理由については次のように考えられる。即ち、脆性破壊では、結晶粒と結晶粒の境界（結晶粒界）が亀裂伝播の抵抗となるため、結晶粒界が密に存在していれば、脆性破壊自体が発生し難くなるし、微小な脆性破壊が発生したとしても亀裂が進展する方向に結晶粒界が密に存在していれば、亀裂の伝播も防止できる。ところがフェライト粒は圧延工程において圧延方向に伸びるため、フェライト粒のアスペクト比は大きくなる。そのため圧延方向にはフェライト粒の長径が揃い、板厚方向には短径が揃い易い。従って板厚方向には結晶粒界が密に存在することになるが、圧延方向における結晶粒界は疎になるため、結晶粒界の密度にバラツキが生じ易く、脆性破壊が発生し易くなる。また、脆性破壊が一旦発生すると、粒界に沿って圧延方向に亀裂が伝播し易くなる。これに対し、フェライト粒の平均円相当径を小さくし、且つ平均アスペクト比を小さくすれば、結晶粒界の密度のバラツキは殆ど無くなるため、脆性破壊は発生し難く、たとえ発生したとしても結晶粒界が抵抗となり亀裂の伝播を防止することができる。

本発明では、フェライト粒の平均円相当径を２０．０μｍ以下とし、フェライト粒の平均アスペクト比を１．６以下とするが、平均円相当径と平均アスペクト比を制御する位置は、鋼材の厚みをｔとしたときｔ／２位置とする。脆性破壊は板厚の中央付近で発生することが一般的に知られているため、ｔ／２位置における組織を適切に制御することによって脆性破壊の発生を抑制できる。

板厚が厚くなるほど鋼材のｔ／２位置における温度やｔ／２位置に導入される歪みと、鋼材の表面近傍（例えば、ｔ／４位置）における温度や導入される歪みに差が大きくなるため、ｔ／２位置における温度を管理し、ｔ／２位置における組織を適切に制御することによって、脆性破壊亀裂特性を改善できる。

上記ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径は、１７．５μｍ以下であることが好ましく、より好ましくは１６μｍ以下である。フェライト粒の平均円相当径の下限は特に規定されず、小さいほど好ましいが、小さくするには限界があるため、通常は７μｍ程度以上（特に１０μｍ以上）である。なお、円相当径とは、フェライト粒を同一面積の円に換算したときの円の直径を意味する。

一方、上記ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比は、１．５以下であることが好ましく、より好ましくは１．４以下である。なお、フェライト粒のアスペクト比とは、フェライト粒の圧延方向における粒径（Ｄｌ）と板厚方向における粒径（Ｄｔ）の比（Ｄｌ／Ｄｔ）を意味する。

上記フェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比は、例えば次に示す手順で算出できる。まず、鋼材のおもて面と裏面を含むと共に、圧延方向に平行で且つ鋼材表面（鋼材のおもて面）に対して垂直な面が露出するようにサンプルを切り出し、この露出面を研磨して鏡面仕上げする。

露出面の研磨方法は特に限定されず、例えば、＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙を用いて研磨するか、それと同等の機能を有する研磨方法を用いて研磨すればよい。また、鏡面仕上げを行なう際には、ダイヤモンドスラリーなどの研磨剤を用いればよい。

鏡面仕上げしたサンプルは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た後、倍率を１００倍または４００倍として写真撮影し、画像解析装置に取り込む。いずれの倍率においても領域が１ｍｍ×１ｍｍ以上に相当するように画像を取り込む。

次に、画像解析装置において、粒界に囲まれたフェライト粒の領域（面積）を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粒の円相当径と定義して円相当径を測定する。これを全ての観察視野について測定し、結果を平均することで平均円相当径を算出する。

一方、フェライト粒のアスペクト比については、上記粒界に囲まれたフェライト粒について、圧延方向の粒径Ｄｌと板厚方向の粒径Ｄｔを測定し、ＤｌとＤｔの比（Ｄｌ／Ｄｔ）をアスペクト比として算出する。これを全ての観察視野について行い、結果を平均することで平均アスペクト比を算出する。

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を含むほか、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を多く生成してＨＡＺ靭性の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％以下に抑えるのがよい。なお、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％以上である。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、ＲＥＭ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Ｔｉ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の酸化物を生成してＨＡＺ靭性の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、溶接性が悪化すると共に母材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が冷却される過程で鋼中の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。

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。鋼材中に、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物も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有効である。この方法で製造すれば、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。

このとき上記元素を複合添加する前の溶存酸素量は、０．００２０％以上に調整するのがよい。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靭性を劣化するからである。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。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。

なお、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も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、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。

上記Ｔｉを含む場合は、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Ｔｉ₂Ｏ₃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等の脱酸元素を添加する方法を採用すれば良い。Ｓｉ等の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。

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合金などのＲＥＭ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金，Ｆｅ−Ｃａ合金，Ｎｉ−Ｃａ合金などのＣａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金などのＲＥＭ−Ｃａ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、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。

一方、鋼材の金属組織をフェライト主体とすると共に、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径を２０．０μｍ以下とし、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比を１．６以下にするには、鋳造して得られたスラブを１０００〜１２００℃に加熱した後、粗圧延し、次いでオーステナイト未再結晶温度域で仕上げ圧延すればよい。以下、順を追って説明する。

スラブを加熱する温度は１０００〜１２００℃とするのが好ましい。粗圧延およびそれに続く冷却後（自然放冷あるいは強制水冷）に得られるフェライト組織を微細化するために、オーステナイトを逆変態させるためである。即ち、通常は、９００℃程度に加熱することでフェライトからオーステナイトに逆変態させるが、圧延終了後のフェライト組織を微細化するには、オーステナイト組織を圧延して再結晶させるのが有効である。従ってオーステナイトの再結晶温度の下限は鋼材の化学成分組成にもよるが、通常８５０〜９００℃であるため、この下限温度以上でオーステナイト組織を圧延して再結晶させるために、加熱温度は１０００℃以上とするのがよい。好ましくは１０５０℃以上とする。なお、上記加熱温度は、プロセスコンピュータを用いて鋼材の板厚方向における平均温度（計算値）を算出し、この平均温度で管理するのがよい。

しかし１２００℃を超えて加熱すると、初期のオーステナイト組織が粗大化し過ぎるため、こうしたオーステナイト組織を圧延して再結晶させてもオーステナイト組織を充分に微細化することが困難となる。また、高温での加熱はエネルギー的にも不経済である。従って加熱温度は１２００℃以下とするのがよい。より好ましくは１１００℃以下とする。

加熱したスラブは、オーステナイトの再結晶温度域で累積圧下率を４０％以上として粗圧延すればよい。オーステナイトの再結晶温度域で累積圧下率を４０％以上として粗圧延することで、オーステナイト組織を再結晶させることができ、圧延終了後のフェライト組織を微細化できるからである。即ち、オーステナイトの再結晶温度域での累積圧下率が４０％未満であっても後述するオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率を大きくすることで、フェライト粒を微細化できる。しかしオーステナイト未再結晶温度域で圧延を開始する時点でフェライト粒が既に粗大化していると、該オーステナイト未再結晶温度域で適切に圧延しても、最終的に得られる金属組織は、粗大なフェライト粒と微細なフェライト粒が混在した混粒状態となりやすいからである。このように金属組織が混粒状態になるとＣＴＯＤ特性が安定し難くなる傾向がある。従ってオーステナイトの再結晶温度域においてオーステナイト組織を充分に微細化するには、オーステナイト再結晶温度域での累積圧下率を４０％以上とすることが推奨される。好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上である。

上記累積圧下率はできるだけ大きくするのが好ましく、累積圧下率の増加に伴ってフェライト粒の円相当径は約２５〜３０μｍ程度にまで微細化できる。しかしオーステナイトの再結晶温度域における累積圧下率を、７０％を超えて大きくしてもその効果はほぼ飽和するため、該累積圧下率は７０％程度以下とすればよい。

上記粗圧延を行なう温度域は、オーステナイトの再結晶温度域とするが、この温度域は、鋼材の化学成分組成によって多少変化する。しかしオーステナイトの再結晶温度の下限は通常８５０〜９００℃程度であるため、９００℃以上の温度域における累積圧下率を上記範囲に調整すればよい。但し、圧延温度域を高くし過ぎると、圧延後の再結晶に引き続き、オーステナイト粒の成長が早くなるため、有効に微細化できないことがある。従って圧延開始温度は１０００℃以下とするのがよい。

上記累積圧下率は、鋼材のｔ／２位置における温度（計算値）が１０００℃のときの厚みをｔ₀、鋼材のｔ／２位置における温度（計算値）が９００℃のときの厚みをｔ₁としたとき、下記（ａ）式で算出できる。
累積圧下率（％）＝［（ｔ₀−ｔ₁）／ｔ₀］×１００ …（ａ）

但し、粗圧延開始温度が１０００℃を下回る場合には、粗圧延開始時における鋼材厚みをｔ₀とし、粗圧延開始温度が１０００℃を超える場合には、鋼材のｔ／２位置における温度が１０００℃での鋼材厚みをｔ₀として上記累積圧下率を算出する。一方、粗圧延終了温度が９００℃に達しない場合（９００℃を超える場合）には、粗圧延終了時における鋼材厚みをｔ₁とし、粗圧延終了温度が９００℃より下回る場合には、９００℃での鋼材厚みをｔ₁として上記累積圧下率を算出する。

粗圧延するときの温度は、プロセスコンピュータを用いてｔ／２位置における温度を計算して算出した温度を基準とするのがよい。ｔ／２位置における金属組織を適切に制御するためである。なお、ｔ／２位置の温度（計算値）に比べて鋼板表面の温度（実測値）は、鋼材の厚みが１５０ｍｍの場合には約５０〜７０℃低くなり、鋼材の厚みが１００ｍｍの場合には約４０〜５０℃低くなる。従って上記粗圧延を行なう温度は、こうした温度差を考慮して、鋼板表面の温度（実測値）を基準として用いて温度管理しても構わない。

オーステナイトの再結晶温度域で累積圧下率を４０％以上として粗圧延した後は、オーステナイト未再結晶温度域まで冷却し、当該オーステナイト未再結晶温度域で真ひずみを０．５以上として仕上げ圧延することが推奨される。オーステナイト未再結晶温度域で仕上げ圧延することで、フェライト粒を一層微細化できるからである。即ち、オーステナイト再結晶温度域で圧延して得られる金属組織は、平均粒径が約２５〜３０μｍのオーステナイト組織であるため、この鋼材をそのまま空冷するか、或いは強制冷却しても得られるフェライト粒の平均円相当粒径はせいぜい２５μｍ程度にしかならない。そのためＣＴＯＤ特性は充分に改善できない。これに対し、オーステナイト未再結晶温度域で仕上げ圧延してやれば、フェライト粒にひずみが導入されるため、フェライト粒を一段と微細化できる。

この仕上げ圧延では、真ひずみ量を０．５以上として圧延するのがよい。真ひずみ量が０．５未満では、フェライト粒の微細化が不充分になることがあり、ＣＴＯＤ特性を充分に改善できないことがある。真ひずみ量は多くするほど好ましく、多くすればフェライト粒を小さくできる。

なお、上記オーステナイト未再結晶温度域とは、鋼材を圧延してもオーステナイト組織が再結晶しない温度域である。この温度域は鋼材の化学成分組成によって多少変化するが、本発明では、鋼材のｔ／２位置における温度が８５０℃以下の領域で導入する真ひずみ量を０．５以上として仕上げ圧延する。但し、仕上げ圧延の温度域が低くなり過ぎると、フェライト粒の扁平率（即ち、アスペクト比）が著しく大きくなり易いため、ＣＴＯＤ特性が劣化する傾向がある。従って仕上げ圧延終了温度は、「Ａｒ₃変態点＋１０℃」以上とするのがよい。Ａｒ₃変態点の温度は、鋼材に含まれる化学成分の含有量に基づいて下記（ｂ）式で算出できる。但し、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
Ａｒ₃変態点（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］＋１９０×［Ｖ］ …（ｂ）

上記真ひずみ量は、鋼材のｔ／２位置における温度（計算値）が８５０℃のときの厚みをｔ₂、鋼材のｔ／２位置における温度（計算値）が仕上げ圧延終了温度での厚みをｔ₃としたとき、下記（ｃ）式で算出できる。
真ひずみ＝ｌｎ（ｔ₂／ｔ₃） …（ｃ）

但し、仕上げ圧延開始温度が８５０℃を下回る場合には、仕上げ圧延開始時における鋼材厚みをｔ₂とし、仕上げ圧延開始温度が８５０℃を超える場合には、鋼材のｔ／２位置における温度が８５０℃での鋼材厚みをｔ₂として上記真ひずみを算出する。一方、仕上げ圧延終了温度が「Ａｒ₃変態点＋１０℃」に達しない場合（「Ａｒ₃変態点＋１０℃」を超える場合）には、仕上げ圧延終了時における鋼材厚みをｔ₃とし、仕上げ圧延終了温度が「Ａｒ₃変態点＋１０℃」より下回る場合には、「Ａｒ₃変態点＋１０℃」での鋼材厚みをｔ₃として上記真ひずみを算出する。

上記仕上げ圧延するときの温度は、プロセスコンピュータを用いてｔ／２位置における温度を夫々計算して算出した温度を基準とする。

仕上げ圧延するときの温度は、鋼材の厚みをｔ（ｍｍ）としたとき、プロセスコンピュータを用いてｔ／２位置における温度を計算して算出した温度を基準とするのがよい。ｔ／２位置における金属組織を適切に制御するためである。なお、鋼材の厚みが４０〜８０ｍｍ程度の場合には、鋼板内部の温度（ｔ／２位置における温度）と鋼板の表面温度との温度差はせいぜい１０〜４０℃程度であるため、こうした温度差を考慮して、鋼板の表面温度（実測値）を基準として管理しても差し支えない（例えば、「８５０℃−温度差」、「Ａｒ₃変態点＋１０℃−温度差」）。

仕上げ圧延終了後は、常法に従って冷却すればよい。冷却方法は特に限定されず、空冷してもよいし、強制冷却してもよい。このときの冷却速度も特に限定されないが、４℃／秒以下程度であれば、フェライト粒の大きさに影響を及ぼさないことを本発明者らは確認している。

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（例えば、４０ｋＪ／ｍｍ以上）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、脆性破壊亀裂特性にも優れたものとなる。

本発明の鋼材の板厚は特に限定されないが、最終製品厚が４０ｍｍ以上（特に５０ｍｍ以上）であっても本発明の鋼材は、溶接熱影響部の靭性劣化を防止でき、脆性破壊亀裂特性にも優れたものとなる。板厚の上限は例えば８０ｍｍ程度である。

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。

実施例１
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、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。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。なお、表１におけるＮｏ．１６の溶存酸素量「−」は、定量限界未満であることを示す。

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（残部は鉄および不可避不純物）に調整した。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。表２において、「−」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、検出されたが定量限界未満の範囲であったことを意味している。

成分調整した溶鋼を、連続鋳造機でスラブに鋳造し、得られたスラブを下記表３に示す温度に加熱した後、粗圧延した。表３に示した加熱温度は、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実測値（表面温度）である。また、表３には、鋼材のｔ／２位置における温度（計算値）が１０００℃のときの鋼材厚み（ｍｍ）と９００℃のときの鋼材厚み（ｍｍ）を夫々示すと共に、１０００〜９００℃の範囲での累積圧下率を上記（ａ）式を用いて算出し、結果を表３に示す。

粗圧延後、仕上げ圧延して表３に示す板厚（製品厚）の熱間圧延鋼板を製作した。表３に仕上げ圧延終了温度（℃）を示す。また、表２と上記（ｂ）式から算出したＡｒ₃変態点温度と「Ａｒ₃変態点温度＋１０℃」の値を併せて示す。

上記ｔ／２位置における温度（計算値）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を用い、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、鋼材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／２位置における仕上圧延終了温度を求める。

得られた鋼板を用いて、ＥＰＭＡによる介在物組成の調査、ＨＡＺ靭性の評価、金属組織の観察、および脆性破壊亀裂発生特性の評価を、それぞれ下記の要領で実施した。

〈介在物組成の調査〉
各鋼板のｔ／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に示した。なお、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に換算して酸化物の組成を算出した。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。なお、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など）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とを含む複合酸化物、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〉
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（入熱量４０〜６０ｋＪ／ｍｍに相当）を模擬して溶接再現試験を行なった。溶接再現試験は、上記鋼材全体が１４００℃になる様に加熱し、この温度で４０〜６０秒間保持した後、冷却して行った。冷却速度は、８００℃から５００℃への冷却時間（Ｔｃ）が４００秒となるように調整した。下記表５に、溶接再現試験における熱サイクル条件を示す。

冷却後の鋼材について、板厚方向の裏面から７ｍｍ位置を中心とした部位から、ＪＩＳＺ２２４２（２００６）で規定されているＶノッチシャルピー試験片を３本採取した。次に、該試験片を用いて−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、上記３本の試験片の平均値を求めた。ｖＥ_-40が１００Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。測定結果を下記表５に示す。

〈金属組織の観察（円相当径とアスペクト比の測定手順）〉
鋼板のおもて面と裏面を含むと共に、圧延方向に平行で且つ鋼材表面（鋼材のおもて面）に対して垂直な面が露出するようにサンプルを切り出し、この露出面を研磨して鏡面仕上げした。露出面の研磨には＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙を用いて研磨した後、研磨剤としてダイヤモンドスラリーを用いて鏡面仕上げした。

鏡面仕上げしたサンプルは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た後、倍率４００倍で撮影し、６ｃｍ×８ｃｍの写真とした（即ち、４００倍では１５０μｍ×２００μｍに相当する）。写真の６ｃｍの辺は板厚方向に対応し、８ｃｍの辺は圧延方向に対応している。これをいずれの倍率においても領域が１ｍｍ×１ｍｍ以上に相当するように画像解析装置に取り込んだ。

次に、画像解析装置において、粒界に囲まれたフェライト粒の領域（面積）を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粒の円相当径と定義して円相当径を測定した。これを全ての観察視野について測定し、結果を平均することで平均円相当径を算出した。

一方、フェライト粒のアスペクト比については、上記粒界に囲まれたフェライト粒について、圧延方向の粒径Ｄｌと板厚方向の粒径Ｄｔを測定し、ＤｌとＤｔの比（Ｄｌ／Ｄｔ）をアスペクト比として算出した。これを全ての観察視野について行い、結果を平均することで平均アスペクト比を算出した。

なお、フェライト粒の円相当径とアスペクト比の測定位置は、鋼材の厚みをｔ（ｍｍ）としたとき、ｔ／２位置とした。また、観察視野数は３５枚とした。

フェライト粒の平均円相当径とアスペクト比を算出する際に、金属組織に占めるフェライト面積率も併せて測定した。結果を下記表５に併せて示す。

〈脆性破壊亀裂発生特性の評価〉
脆性破壊発生特性は、社団法人日本溶接協会（ＷＥＳ）発行のＷＥＳ１１０８（１９９５年２月１日制定）で規定される「亀裂先端開口変位試験（ＣＴＯＤ試験）」に基づいて亀裂先端開口変位試験を行い、不安定破壊開始時の開口変位（δｃ）を測定し、この結果に基づいて評価した。なお、亀裂先端開口変位試験を行う際には、ＷＥＳ１１０９（１９９５年４月１日制定）で規定される「溶接熱影響部ＣＴＯＤ試験方法に関する指針」も参酌した。

試験片は、ＷＥＳ１１０８（１９９５年２月１日制定）のＰ．６の図６に示されている「標準三点曲げ試験片」を用いた。試験温度は−４０℃とし、δｃ_-40℃（ｍｍ）を測定した。本発明では、δｃ_-40℃が０．２０ｍｍ以上の場合を合格とする。ＣＴＯＤ試験の結果を下記表５に示す。

表１〜５から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜１４は、鋼材に酸化物として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、金属組織も適切に制御されているため、脆性破壊が発生するのを防止できている。

一方、Ｎｏ．１５〜２２は、鋼材に酸化物として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．２３は、Ｍｎ、ＰおよびＡｌが過剰であり、溶存酸素量も少ないため、酸化物の生成量が少なく、ＨＡＺ靭性に劣っている。

実施例２
上記実施例１のＮｏ．８の例において、連続鋳造機で得られたスラブを熱間圧延するときの条件を下記表６に示す条件に適宜変えて、板厚（製品厚）が６５ｍｍの鋼板を製作した。

得られた鋼板を用いて、上記実施例１と同様に、金属組織の観察と脆性破壊亀裂発生特性の評価を行った。結果を下記表６に示す。鋼材のｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比とＣＴＯＤ特性の関係を図１に示す。

表６と図１から次のように考察できる。Ｎｏ．３１，３４，３５，３７，３９，４０，４２〜４５は、金属組織が適切に制御されているため、脆性破壊が発生するのを防止できている。一方、Ｎｏ．３２，３３，３６，３８，４１は、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径か平均アスペクト比が本発明で規定する要件を満たしていないため、脆性破壊が発生するのを防止できていない。

図１は、鋼材のｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比とＣＴＯＤ特性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）を満足すると共に、
   更に、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とを単独酸化物もしくは複合酸化物として含有し、且つ
   厚みｔ（ｍｍ）の鋼材の圧延方向に平行で且つ鋼材表面に対して垂直な面の金属組織を観察したときに、下記（１）〜（３）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脆性破壊発生特性に優れた鋼材。
   （１）フェライト面積率が７５％以上。
   （２）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下。
   （３）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６以下。
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、ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯの合計が５％以上で、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、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脆性破壊発生特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脆性破壊発生特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。

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