CN101736197A - 焊接热影响部的韧性优异的钢材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的降低了HAZ韧性的偏差的钢材，除了包含含有REM和Zr的夹杂物以外，钢材中的固溶REM和固溶Zr还满足REM：0.0010％以下(不含0％)，Zr：0.0010％(不含0％)。由该钢材得到的屈强比被降低至80％以下的第一钢轧制材，含有贝氏体和/或马氏体与铁素体，在全部组织中所占的铁素体分率具有作为4～24面积％的组织，以电子背散射衍射图案分析法(EBSP法)观察钢材的金属组织时，满足下式(1)。下式(1)中D的意思是，以EBSP法测定邻接的两个结晶的方位差，被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径(μm)。35≤D…(1)。另外，由该钢材得到的低温韧性被提高的第二钢轧制材，以电子背散射衍射图案分析法(EBSP法)观察其金属组织时，满足下式(2)和(3)。下述(3)式中，M的意思是，被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒在钢材总体中所占的比例(面积％)。D≤30…(2)，50≤M…(3)。

Description

焊接热影响部的韧性优异的钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及桥梁、高层建筑物、船舶等的结构物所使用的钢材，详细地说，是涉及在焊接时受到热影响的部位(以下称为“焊接热影响部”或“HAZ”)的韧性得到了改善的钢材及其制造方法。

背景技术

用于桥梁、高层建筑物、船舶等的结构物的钢材所要求的特性，近年来日益严格，特别是要求有良好的韧性。这些钢材一般多通过焊接加以接合，但是在焊接接头部之中，特别是HAZ在焊接时受以热影响，从而存在韧性容易劣化的问题。此韧性劣化随着焊接时的线能量变大而表现得越发显著，其原因被认为在于，若焊接时的线能量变大，则HAZ的冷却速度变慢，淬火性降低而生成粗大的岛状马氏体。因此，为了改善HAZ韧性，认为极力抑制焊接时的线能量即可。但是另一方面，要想提高焊接作业效率时，就希望采用例如气电焊、电渣焊、埋弧焊等焊接线能量为50kJ/mm以上的大线能量焊接法。

因此，本申请人在日本·特开2007-100213号中提出一种钢材，可抑制在采用大线能量焊接法时的HAZ韧性劣化。该钢材作为氧化物含有REM的氧化物和/或CaO和ZrO₂，这样的氧化物在熔钢中以液态存在，因此向细分散于钢中，而且即使在焊接时受到热影响也不会固溶消失，因此有助于HAZ的韧性提高。

还有，虽然不是着眼于HAZ韧性的提高的技术，但在日本·特开平8-120401号中提出有一种技术，其是使钢材中含有REM和Zr等元素，并且积极地含有固溶REM和固溶Zr，从而防止氢性的超声波探伤缺陷，使厚钢板的内部品质提高，并且确保内部品质的健全性。在该技术中，为了确保稳定的固溶量，复合添加了Al、Ca、Ti等。

可是近年来，建筑物和结构物(例如海洋结构物)的高层化、大型化，使用强度高的590MPa级的高张力钢材，以之替代历来所使用的490MPa级的钢材的趋势强烈。但是，在上述特开平8-120401号的技术中，虽然致力于HAZ韧性的改善，但对于具有用于建筑物和结构物的高张力钢材所要求的低屈强比(YR为80％以下)的钢材并没有进行研究。

作为兼具高张力和低屈强比的钢材，本申请人公开有特开平8-209294号。其中，通过使微细的碳氮化物分散，并且确保铁素体达到一定量以上，从而在达成590MPa以上的抗拉强度的同时，还实现了低屈强比。但是关于在实施50kJ/mm以上的焊接时的HAZ韧性的提高并没有充分地进行研究，这就期望实现一种低屈强比和HAZ韧性这两个特性都优异的高强力钢材。

另一方面，在船舶等所使用的钢材中也要求高的强度，但是若使钢材高强度化，则屈服强度高于脆性断裂强度，在弹性变形中容易发生脆性断裂。因此，在国际船级协会联合会(IACS)的统一规则中，为了防止脆性断裂而根据断裂力学的方法(K概念)对结构构件等设定韧性等级，根据强度等级的上升使所要求的母材韧性提高，从而使之相应。因此为了在严酷的使用环境下确保结构物的安全性，如上述，除了焊接接头部的HAZ韧性良好以外，母材韧性(特别是低温区域的母材韧性)良好也很重要。

发明内容

本发明的目的在于，提供一种使HAZ韧性的偏差降低的钢材。此外，还提供一种由此钢材得到的、屈强比被降低至80％以下的钢轧制材，或低温韧性得到了提高的钢轧制材。另外本发明的另一个目的在于，提供上述钢材、各钢轧制材的制造方法。

能够解决上述课题的本发明的钢材，含有C：0.03～0.2％(“质量％”的意思。下同)、Si：0.5％以下、Mn：2％以下、Ti：0.03％以下和N：0.01％以下，满足P：0.02％以下、S：0.015％以下和Al：0.01％以下，并且还分别含有REM：0.0010～0.1％和，Zr：0.0010～0.05％，余量由铁和不可避免的杂质构成，其中，

(A)所述钢材除了包含含有REM和Zr的夹杂物以外，

(B)钢材中的固溶REM和固溶Zr还满足固溶REM：0.0010％以下，固溶Zr：0.0010％以下。

在所述钢材中，测定所述钢材包含的夹杂物的组成，该夹杂物所含的元素之中，以摩尔换算O、C、N、S以外的元素的存在比，设换算后的元素量总体为1摩尔时，推荐满足REM的摩尔分率为0.05以上，Zr的摩尔分率为0.04以上。

能够解决上述课题的本发明的第一钢轧制材，是通过轧制如下钢材而得到的钢轧制材：即，在所述本发明的钢材中，含有Mn：1.0～2％，作为其他的元素，还含有Cu：2％以下、Ni：2％以下、Cr：3％以下、Mo：1％以下、Nb：0.05％以下、V：0.1％以下和B：0.005％以下之中的1种以上的元素，其中，

(C)组织包含贝氏体和/或马氏体、与铁素体，全部组织中所占的铁素体分率为4～24面积％，贝氏体和马氏体的合计分率为74面积％以上、低于96面积％，

(D)以电子背散射衍射图案分析法(EBSP法)观察钢材的金属组织时，满足下式(1)。

35≤D  …(1)

[其中，式(1)中D的意思是，以EBSP法测定邻接的两个结晶的方位差，被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径(μm)。]

能够解决上述课题的本发明的第二钢轧制材，是通过轧制如下钢材而得到的钢轧制材：即，在所述本发明的钢材中，含有C：0.04～0.13％、Ti：0.02％以下，还含有Cu：0.3％以下、Ni：0.4％以下和Nb：0.25％以下之中的至少1种，其中，

(E)以电子背散射衍射图案分析法(EBSP法)观察钢材的金属组织时，满足下式(2)和(3)。

D≤30  …(2)

50≤M  …(3)

[其中，(2)式中D的意思是，以EBSP法测定邻接的两个结晶的方位差，被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径(μm)。另外(3)式中M的意思是，被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒在钢材总体中所占的比例(面积％)。]

本发明的钢材，能够通过如下方式制造：向总氧量[O]₁调整到0.0020～0.015％的范围内的熔钢添加REM和Zr，将溶解氧量[O]₂调整到0.0010～0.0035％的范围后进行铸造。在此，推荐测定总氧量[O]₁，根据该总氧量[O]₁添加REM和Zr使之满足下式(4)，从而调整所述溶解氧量[O]₂。

[REM]+[Zr]≤15×[O]₁…(4)

[其中，(4)式中[REM]和[Zr]，分别是REM和Zr的添加量(质量％)，[O]₁是添加REM和Zr之前的熔钢的总氧量(质量％)。]

本发明的第一钢轧制材，能够通过依次进行如下各工序而制造：使轧制结束温度为870℃以上而将根据所述的方法得到的本发明的钢材进行热轧后，从Ar₃点以上的温度区域淬火，从Ac₁点～Ar₃点的温度区域淬火，在低于Ac₁点的温度区域回火。

本发明的第二钢轧制材，能够通过如下方式制造：将根据前述的方法得到的本发明的钢材加热至Ac₃点以上、1200℃以下的温度区域后，在钢坯的平均温度为Ar₃点+10℃以上、900℃以下的温度区域，将每1轧道的最大压下率控制在12％以下，累积压下率控制在40％以上而进行热轧，从得到的热轧材的平均温度为Ar₃点以上的温度区域，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至热轧材的表面温度为500℃以下的温度区域。在此，推荐以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至所述热轧材的表面温度为500℃以下的温度区域后，再加热至500℃以上、低于Ac₁点的温度区域而进行回火。

根据本发明的钢材，通过极力降低钢材所含的固溶REM量和固溶Zr量能够抑制HAZ韧性的偏差。

另外，根据由上述本发明的钢材得到的本发明的第一钢轧制材，成为贝氏体和/或马氏体组织为主体，在4～24％的范围含有铁素体的组织，观察该组织时，被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径为35μm以上，因此既能够确保590MPa以上的强度，又能够将母材的屈强比降低至80％以下。

另外，根据由上述本发明的钢材得到的本发明的第二钢轧材，观察金属组织时，被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径为30μm以下，并且，特别是通过使被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒在钢材总体中所占的比例为50面积％以上，能够改善母材自身的低温韧性。

附图说明

图1是表示在实施例1中，添加REM和Zr之前的总氧量[O]₁与REM和Zr的添加量的合计的关系的曲线图。

图2是表示在实施例1中，铸造前的熔钢中所含的溶解氧量[O]₂与钢材中所含的固溶REM量或固溶Zr量的有关系的曲线图。

图3是表示在实施例1中，HAZ韧性的平均值与HAZ韧性的最大值和最小值的幅度的曲线图。

图4是表示在实施例1中，轧制结束温度与被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D的关系的曲线图。

图5是表示在实施例1中，淬火开始温度与铁素体分率的关系的曲线图。

图6是表示在实施例1中，以二相域附近的温度加热保持时的加热温度与铁素体分率的关系的曲线图。

图7是表示在实施例1中，铁素体分率与抗拉强度(TS)的关系的曲线图。

图8是表示在实施例1中，铁素体分率与屈强比的关系的曲线图。

图9是表示在实施例1中，被大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D与屈强比的关系的曲线图。

图10是表示在实施例2中，添加REM和Zr之前的总氧量[O]₁与REM和Zr的添加量的合计的关系的曲线图。

图11是表示在实施例2中，铸造前的熔钢中所含的溶解氧量[O]₂与钢材中所含的固溶REM量或固溶Zr量的有关系的曲线图。

图12是表示在实施例2中，HAZ韧性的平均值与HAZ韧性的最大值和最小值的幅度的曲线图。

图13是表示在实施例2中，平均当量圆直径D与未再结晶域的累积压下率的关系的曲线图。

图14是表示在实施例2中，被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒在钢材总体中所占的比例M与从Ar₃点以上的温度区域(T3)向500℃以下的温度区域(T4)冷却的平均冷却速度的有关系的曲线图。

图15是表示在实施例2中，平均当量圆直径D与轧制材的vE_-60的关系的曲线图。

图16是表示在实施例2中，被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒在钢材总体中所占的比例M与轧制材的vE_-60的关系的曲线图。

具体实施方式

为了抑制HAZ韧性的偏差，并且降低母材的屈强比，本发明者们对于在钢材中复合添加REM和Zr而使焊接接头部的HAZ韧性提高的钢材反复进行了研究。其结果发现，(I)前提是在钢材中复合添加REM和Zr，并进行调整而使夹杂物中含有REM和Zr，以提高HAZ韧性，此外(II)如果尽可能降低钢材中所含的固溶REM量和固溶Zr量，则能够防止局部性的韧性劣化的现象，能够抑制HAZ韧性的偏差，从而完成了本发明。

此外还发现，使用这样的钢材，如果(III)钢材的金属组织为贝氏体和/或马氏体组织主体，含有铁素体为4～24％的的组织，(IV)钢材的金属组织之中，和适当控制被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的大小，则能够降低母材的屈强比，从而完成了本发明的第一钢轧制材。

另外发现，使用上述钢材，如果(V)钢材的组织之中，适当控制被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的大小，和被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒的分率，则能够改善母材自身的低温韧性，从而完成了本发明的第二钢轧制材。

以下，对于(I)～(V)进行详细地说明。

[(I)关于焊接接头部的HAZ韧性]

本发明的钢材，包含含有REM和Zr的夹杂物。所谓“在夹杂物中含有REM和Zr”，意思是(a)含有REM的单独夹杂物和Zr的单独夹杂物；或(b)含有包含REM和Zr的复合夹杂物；或(c)含有REM的单独夹杂物和Zr的单独夹杂物，并且含有包含REM和Zr的复合夹杂物。

作为REM的单独夹杂物，可列举REM的氧化物和REM的硫化物等的形态，作为Zr的单独夹杂物，可列举Zr的氧化物、Zr的碳化物和Zr的氮化物等的形态。作为REM和Zr的复合夹杂物，可列举含有REM和Zr氧化物、硫化物或氧硫化物等的形态。还有，这些夹杂物此外也可以是氮化物(例如TiN等)和其他硫化物(例如CaS和MnS等)共存的形态。还有，以下为了便于说明，将单独夹杂物和复合氧化物统称为“夹杂物”。

REM和Zr的夹杂物即使在焊接时受到热影响而达到1400℃级的高温也不会固溶消失，因此如果含有这些夹杂物，则在焊接时的HAZ，能够抑制奥氏体晶粒的粗大化，促进冷却时的晶内相变，因此能够使HAZ组织微细化，能够进一步改善HAZ的韧性。

而且，通过添加并用REM和Zr使之作为夹杂物在钢材中含有，能够防止构成钢材(母材)的韧性劣化的原因的粗大的Zr的单独碳化物和粗大的REM的硫化物的生成，作为结果是既能够抑制母材的韧性劣化，又能够使HAZ的韧性提高。即，单独添加REM或Zr时，为了增加夹杂物的个数，必须增加REM或Zr的添加量，但是，若过度增加REM或Zr的添加量，则REM的单独夹杂物和Zr的单独夹杂物的尺寸变大，反而使HAZ韧性劣化。因此单独添加REM或Zr时，添加量有所限制，因此过度增加REM和Zr的添加量，也不能使微细的夹杂物量增加到一定程度以上。因此，不能使HAZ韧性提高。

相对于此，如果使钢材中含有包含REM和Zr的夹杂物，则与单独含有REM或单独含有Zr的情况相比，能够使钢材中所含的夹杂物的绝对量增大，因此能够进一步提高HAZ的韧性。如此通过使钢材中含有REM和Zr的夹杂物，能够使HAZ的韧性提高。因此为了使HAZ的韧性提高，认为优选积极地REM和Zr而使钢中大量生成夹杂物。

本发明的钢材，测定该钢材中所含的夹杂物的组成，构成该夹杂物的元素之中，以摩尔换算O、C、N、S以外的元素的存在比，设换算后的元素量总体为1摩尔时，优选REM的摩尔分率满足0.05以上，Zr的摩尔分率满足0.04以上。优选REM的摩尔分率为0.10以上，更优选为0.15以上，进一步优选为0.20以上。另一方面，优选Zr的摩尔分率为0.08以上，更优选为0.10以上，进一步优选为0.15以上。

上述REM的摩尔分率和上述Zr的摩尔分率的合计优选为0.10以上。合计低于0.10时，有助于HAZ的韧性提高的夹杂物量不足，不能充分改善HAZ的韧性。合计更优选为0.15以上，进一步优选为0.20以上。

还有，REM的夹杂物和Zr的夹杂物以外的其余的夹杂物的组成没有特别限定，例如为CaO、SiO₂、Al₂O₃、MnO、TiN、TiC即可。

钢材中所含的夹杂物的组成，能够通过如下方式测定：例如以电子探针X射线微区分析仪(electron probe X-ray microanalyzer：EPMA)观察钢材的截面，定量分析在观察视野内确认到的夹杂物。EPMA的观察例如使加速电压为7kV、使试料电流为0.003μA、使观察视野面积为1cm²，根据特性X射线的波长色散谱法定量分析夹杂物的中央部的组成。作为分析对象的夹杂物的大小为，最大直径0.2μm以上，分析个数为随机选择的100个。

分析对象元素为O、C、N、S以外的元素，如果考虑本发明的钢材的组成，则分析对象元素为Al、Mn、Si、Ti、Zr、Ca、REM(例如，La和Ce)即可。以摩尔比换算夹杂物中所含的Al、Mn、Si、Ti、Zr、Ca、REM的存在比，设换算后的元素量总体为1摩尔时，计算作为分析对象的夹杂物中所含的各元素的摩尔分率即可。

[(II)关于焊接接头部的HAZ韧性的偏差]

焊接REM和Zr的含量多的钢材，在多个测定HAZ的韧性时，特别在热影响大的熔合部(HAZ之中特别接近焊接金属的部位)邻域，判明有局部性的韧性降低，测定值存在偏差。因此，观察韧性局部性地降低的这部分的组织时，可知在晶界有REM和Zr偏析。为了降低该REM和Zr的偏析而反复研究时发现，只要降低钢材中的固溶REM量和固溶Zr量即可。

即，本发明的钢材，重要的是满足固溶REM：0.0010％以下(含0％)，固溶Zr：0.0010％以下(含0％)。若钢材中的固溶REM量超过0.0010％或固溶Zr量超过0.0010％，则焊接时受到热影响时，REM和Zr在晶界偏析，使韧性局部性地降低。因此固溶REM量为0.0010％以下，优选为0.0008％以下，更优选为0.0005％以下。固溶Zr量为0.0010％以下，优选为0.0008％以下，更优选为0.0005％以下。固溶REM量和固溶Zr量优选尽可能地降低，最优选为0％。

上述固溶REM量和上述固溶Zr量的合计优选为0.0015％以下，更优选为0.0010％以下。

钢材中所含的固溶REM量，如后述的实施例所示，以如下方式计算即可：从根据ICP[Inductiveiy Coupled Plasma：感应耦合等离子体]-MS法分析而计算出的REM含量(REM含量总)中，减去根据电解萃取和ICP-MS计算出的钢材中所含的夹杂物中含有的REM量。关于固溶Zr量也以同样的方式计算：从Zr含量(Zr总含量)中减去钢材中所含的夹杂物中含有的Zr量。

[(III)关于母材的金属组织]

本发明的第一钢轧制材的金属组织，包含贝氏体和/或马氏体与铁素体，全部组织中所占的铁素体分率为4～24面积％，贝氏体和马氏体的合计分率为74面积％以上、低于96面积％。

图8是表示铁素体分率与屈强比的关系的曲线图，是整理后述的实施例的结果。由图8可知，为了达成80％以下的屈强比，需要使铁素体分率为4％以上。为了使屈强比进一步降低，优选铁素体分率为7％以上，更优选为10％以上。

另一方面，图7是表示铁素体分率与抗拉强度(TS)的关系的曲线图，是整理后述的实施例的结果，由图7可知，为了将抗拉强度确实地提高到590MPa以上，需要使铁素体分率为24％以下。为了进一步提高抗拉强度，铁素体分率优选为22％以下，更优选为20％以下。

还有，上述金属组织可以只由贝氏体和/或马氏体与铁素体构成，但并不限于此，也可以包含在制造工序中不可避免地形成的的其他的组织(渗碳体和岛状马氏体(MA))。

[(IV)关于母材的屈强比]

本发明的第一钢轧制材，以电子背散射衍射图案分析法(EBSP法)观察金属组织时，需要满足下式(1)。通过满足(1)式，能够使母材的屈强比为80％以下。

35≤D… (1)

上式(1)中D的意思是，以EBSP法测定邻接的两个结晶的方位差，被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径(μm)。在本发明中，该D的值为35μm以上。

图9是表示被大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D与屈强比的关系的曲线图，是整理后述的实施例的结果。由图9可知，为了达成80％以下的屈强比，除了调整上述铁素体分率以外，不需要使上述平均当量圆直径为35μm以上。金属材料的屈服强度与粒径的倒数的1/2次幂成比例，已知为Hall-Petch的定律，晶粒变得微细，从而屈服点上升。为了进一步减小屈强比，优选为37μm以上，更优选为39μm以上。

金属组织的观察，是设钢材的板厚为t(mm)时，在板厚方向的t/4位置进行。具体的观察步骤，在后面的实施例中进行说明。

[(V)关于母材自身的低温韧性]

本发明的第二钢轧制材，以电子背散射衍射图案分析法(EBSP法)观察金属组织时，需要满足下式(2)和(3)。通过满足这两个公式，母材自身的低温韧性得到改善。

D≤30… (2)

50≤M… (3)

上述(2)式中D的意思是，以EBSP法测定邻接的两个结晶的方位差，被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径(μm)。在本发明中，该D的值为30μm以下。一般已知脆性龟裂在结晶方位差为15°以上的大角晶界弯曲、迂回或停留。因此，通过使被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒微细化，脆性龟裂弯曲、迂回、停留的位置增加，因此冲击特性上升，母材自射的低温韧性变高。D的值越小越好，优选为28μm以下，更优选为25μm以下。

上述(3)式中M的意思是，被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒在钢材总体中所占的比例(面积％)。在本发明中，该M的值为50面积％以上。这是由于，来自结晶方位差为15°以上的大角晶界的脆性龟裂的弯曲、迂回、停留作用，在大角晶界中，特别是借助结晶方位差为55°以上的大角晶界的作用而得到进一步发挥。因此，在本发明中，被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒在钢材总体中所占的比例为50面积％以上。M的值优选为55面积％以上，更优选为60面积％以上。

金属组织的观察，是设钢材的板厚为t(mm)时，在板厚方向的t/4位置进行。具体的观察步骤在后述的实施例的项目中进行说明。

本发明的第二钢轧制材，由贝氏体主体的组织构成。成为贝氏体主体能够确保钢轧制材的强度。所谓贝氏体主体意思是，观察金属组织时，贝氏体的面积率为80％以上。本发明的第二钢轧制材可以只由贝氏体构成，作为贝氏体以外的组织，也可以生成马氏体和铁素体等。还有，为了防止强度降低，铁素体组织越少越好，优选为大致低于4面积％。

[关于成分组成]

接下来，对于本发明的钢材(母材)的成分组成进行说明。本发明的钢材，含有REM：0.0010～0.1％和Zr：0.0010～0.05％。确实这一范围的理由如下。

REM和Zr是有助于HAZ的韧性提高的元素，其在钢材中形成REM和Zr的单独夹杂物或复合夹杂物。

REM应该在0.0010％以上，优选为0.0015％以上，更优选为0.002％以上。但是，若过剩地添加，则粗大的夹杂物(例如氧化物等)生成，母材的韧性劣化，因此应该抑制在0.1％以下。优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下。

还有，在本发明中，所谓REM意思是包含镧系元素(从La到Lu的15个元素)以及Sc(钪)和Y(钇)，这些元素之中，优选含有La、Ce和Y之中的至少1种元素，更优选含有La和/或Ce。

Zr应该在0.0010％以上，优选为0.0015％以上，更优选为0.002％以上。但是，若过剩地添加，则粗大的Zr碳化物生成，母材的韧性劣化，因此应该抑制在0.05％以下。优选为0.04％以下，更优选为0.03％以下。

本发明的钢材，除了含有REM和Zr以外，作为基本元素，还含有C：0.03～0.2％、Si：0.5％以下、Mn：2％以下、Ti：0.03％以下和N：0.01％以下。

在上述钢材的组成范围内，在本发明的第一钢轧制材中，特别是Mn：1.0～2％。

在上述钢材的组成范围内，在本发明的第二钢轧制材中，特别含有C：0.04～0.13％、Ti：0.02％以下，还含有Cu：0.3％以下、Ni：0.4％以下、和Nb：0.25％以下之中的至少1种元素。

规定这一范围的理由如下。

C是用于确保钢材(母材)的强度所不能缺少的元素，需要使之含有0.03％以上。C优选含有0.04％以上，更优选为0.05％以上。但是若超过0.2％，则焊接时在HAZ大量生成岛状马氏体，不仅会招致HAZ的韧性劣化，而且也给焊接性带来不良影响。因此C需要抑制在0.18％以下，优选抑制在0.16％以下，更优选在0.14％以下。特别是在本发明的第二轧制材中需要使之含有0.04％以上，优选含有0.05％以上，更优选含有0.06％以上，需要抑制在0.13％以下，优选抑制在0.12％以下，更优选在0.11％以下。

Si具有脱氧作用，并用是有助于钢材(母材)的强度提高的元素。为了有效地发挥这样的效果，优选使之含有0.02％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.1％以上。但是，若超过0.5％，则钢材(母材)的焊接性和母材韧性劣化，因此需要抑制在0.5％以下。优选抑制在0.45％以下，更优选在0.4％以下。还有，在要求HAZ有更高的韧性时，优选Si抑制在0.3％以下。更优选为0.05％以下，进一步优选为0.01％以下。但是，若是如此抑制Si含量，则HAZ的韧性提高，但是有强度降低的倾向。

Mn是有助于钢材(母材)的强度提高的元素，为了有效地发挥这一效果，优选使之含有0.5％以上。更优选为0.7％以上，进一步优选为0.8％以上。特别是在本发明的第一轧制材中，需要使之含有1.0％以上，优选为1.2％以上，更优选为1.4％以上。但是若超过2％而过剩地含有，则HAZ韧性劣化，而且钢材(母材)焊接性劣化。因此，Mn量需要抑制在2％以下。优选在1.8％以下，更优选在1.6％以下。

Ti在钢材中生成TiN等的氮化物和Ti氧化物，是有助于HAZ韧性提高的元素。为了有效地发挥这一效果，优选使Ti含有0.005％以上，更优选为0.007％以上，进一步优选为0.010％以上。但是若过剩地添加，则使钢材(母材)的韧性劣化，因此应该抑制在0.03％以下。优选在0.028％以下，更优选在0.026％以下。特别是在本发明的第二轧制材中，应该抑制在0.02％以下，优选在0.018％以下，更优选在0.016％以下。

N是析出氮化物(例如ZrN和TiN等)的元素，该氮化物防止焊接时在HAZ生成的奥氏体晶粒的粗大化，促进铁素体相变，因此有助于使HAZ韧性提高。为了有效地发挥这样的效果，优选使之含有0.002％以上。更优选为0.003％以上。N越多奥氏体晶粒的微细化越得到促进，因此在HAZ的韧性提高上有效地发挥作用。但是若超过0.01％，则固溶N量增大，母材韧性劣化。因此N需要抑制在0.01％以下，优选在0.009％以下，更优选在0.008％以下。

本发明的钢材除了含有上述元素以外，还满足P：0.02％以下(不含0％)、S：0.015％以下(不含0％)、和Al：0.01％以下(不含0％)。规定这一范围的理由如下。

P是容易偏析的元素，特别是在钢材中的晶界偏析而使韧性劣化。因此P需要抑制在0.02％以下，优选在0.018％以下，更优选在0.015％以下。

S与Mn结合而生成硫化物(MnS)，是使母材的韧性和板厚方向的延性劣化的有害的元素。因此S应该抑制在0.015％以下，优选为0.012％以下，更优选在0.008％以下，特别优选在0.006％以下。

Al是脱氧力强的元素，若过剩地添加，则使氧化物还原而难以生成期望的氧化物。因此Al需要抑制在0.01％以下，优选在0.0090％以下，更优选在0.0080％以下。还有，Al也可以为0％。

本发明规定的含有元素如上所述，余量是铁和不可避免的杂质。作为该不可避免的杂质，允许由于原料、物资、制造设备等的状态而混进的元素(例如Mg、As和Se等)的混入。

本发明的钢材，

(i)为了使HAZ性提高，含有Ca：0.01％以下，和

(ii)为了提高钢材的强度，含有Cu：2％以下、Ni：2％以下、Cr：3％以下、Mo：1％以下、Nb：0.05％以下、V：0.1％以下和B：0.005％以下之中的1种以上的元素等也有效。规定这一范围的理由如下。

(i)Ca是具有使钢材的HAZ韧性提高的作用的元素。更详细地说，Ca具有的作用是，控制夹杂物的形态(具体来说就是使MnS球状化)，降低钢材的各向异性，钢材的各向异性降低，HAZ韧性提高。为了有效地发挥这样的效果，优选使之含有0.0003％以上。更优选0.0005％以上，进一步优选为0.001％以上。但是若过剩地添加，则形成粗大的氧化物，HAZ韧性反而劣化。因此Ca优选为0.01％以下。更优选为0.008％以下，进一步优选为0.005％以下。

(ii)Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V和B均是在提高钢材的强度上发挥作用的元素。

特别是在要求有低温韧性的船舶等所使用的钢材中，除了良好的母材韧性和HAZ韧性以外，还要求强度，因此本发明的第二钢轧制材作为必须元素需要含有至少1种元素。优选含有Cu和Ni两方或只含有Nb即可。

Cu是使钢材固溶强化的元素，为了有效地发挥这样的效果，优选使之含有0.05％以上。更优选为0.1％以上，进一步优选为0.2％以上。但是若超过2％而使之含有，则使钢材(母材)的韧性降低，因此Cu抑制在2％以下。优选在1.8％以下，更优选在1.6％以下。在本发明的第二钢轧制材中，Cu抑制在0.3％以下。优选在0.28％以下，更优选在0.25％以下。

Ni在提高钢材的强度，并且在使钢材的韧性提高上是有效发挥作用的元素，为了发挥这样的效果，优选使之含有0.05％以上。更优选为0.1％以上，进一步优选为0.2％以上。Ni越多越为优选，但是因为其高昂贵的元素，所以从经济性的观点出发，优选将其抑制在2％以下。更优选在1.5％以下，进一步优选在1％以下。在本发明的第二钢轧制材中，优选Ni抑制在0.4％以下。更优选在0.38％以下，进一步优选在0.35％以下。

为了添加Cr而提高强度，优选使之含有0.01％以上。更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上。但是若超过3％，则焊接性劣化，因此Cr优选抑制在3％以下。更优选在1.5％以下，进一步优选在1％以下。

为了添加Mo来提高强度，优选使之含有0.01％以上。推荐更优选使之含有0.02％以上，进一步优选含有0.03％以上。但是，若超过1％，则使焊接性劣化，因此优选Mo在1％以下。更优选抑制在0.9％以下，进一步优选抑制在0.8％以下。

Nb是具有再结晶抑制作用的元素，有效地有助于组织的微细化，并且有效地析出碳化物、氮化物，从而是使钢材高强度化的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选使之含有0.005％以上。更优选在0.008％以上，进一步优选在0.01％以上，再进一步优选为0.03％以上。但是，在本发明的第一钢轧制材中，若超过0.05％，则组织过于微细化，屈强比变高。因此优选Nb抑制在0.05％以下。更优选在0.04％以下，进一步优选在0.03％以下。在本发明的第二钢轧制材中，若超过0.25％，则使母材的韧性劣化，因此优选Nb抑制在0.25％以下。更优选在0.23％以下，进一步优选在0.2％以下。

为了添加V来提高强度，优选使之含有0.005％以上，更优选含有0.01％以上，进一步优选含有0.03％以上。但是若超过0.1％，则焊接性恶化，并且母材的韧性劣化，因此V优选在0.1％以下。更优选抑制在0.08％以下，进一步优选在0.06％以下。

B提高钢材的强度，其在焊接时被加热的HAZ被冷却的过程中与钢中N结合而析出BN，促进源自奥氏体晶内的铁素相变体。为了有效地发挥该效果，优选含有0.0003％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0008％以上。但是若超过0.005％，则使钢材(母材)的韧性劣化，因此优选B为0.005％以下。更优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。

[关于制造方法]

接下来，就制造本发明的钢材时能够优选采用的制造方法进行说明。本发明的钢材，为了将固溶REM和固溶Zr降低到规定量以下，向总氧量[O]₁调整到0.0020～0.015％的范围内的熔钢添加REM和Zr，将溶解氧量[O]₂调整到0.0010～0.0035％的范围后，进行铸造而得到钢材(铸片)。以下，说明规定这一范围的理由。

首先，如果向适当地控制了总氧量[O]₁的熔钢复合添加REM和Zr，则能够使REM和Zr作为夹杂物的一个形态的氧化物在钢中生成。这时通过调整在熔钢中复合添加的REM量和Zr量，能够适当地控制熔钢的溶解氧量[O]₂，如果铸造该熔钢，则能够降低钢中的固溶REM量和固溶Zr量。

通常，由转炉和电炉一次精炼的熔钢中的总氧量[O]₁超过0.015％。若在该熔钢中添加REM和Zr，则熔钢中的氧量过多，因此REM和Zr与氧的反应剧烈，在熔炼作业上不为优选。另外，粗大的REM的氧化物和粗大的ZrO₂生成，母材韧性自身劣化。

因此在本发明中，通过向总氧量[O]₁调整得比现有稍少的熔钢中添加REM和Zr，由此作为REM的夹杂物能够生成REM氧化物，作为Zr的夹杂物能够生成Zr氧化物，或者作为REM和Zr的复合氧化物能够生成含有REM和Zr的氧化物。

另一方面，REM和Zr的夹杂物之中，特别是如果从增加氧化物量的观点出发，向调整了总氧量[O]₁的熔钢中大量添加REM和Zr即可，但没有形成氧化物的过剩的REM和Zr在钢材中固溶。可是若固溶REM和固溶Zr变多，则如上述HAZ韧性会产生偏差。

因此在本发明中，通过调整添加到熔钢中的REM量和Zr量，使添加了REM和Zr后的溶解氧量[O]₂比以往稍多，以防止REM和Zr在铸造中固溶。

添加REM和Zr之前的上述总氧量[O]₁比一次冶炼后的熔钢中所含的通常的总氧量少，应该抑制在0.015％以下，优选在0.01％以下，更优选在0.008％以下。但是若使上述总氧量过少而于0.0020％，则氧量不足，因此即使复合添加REM和Zr，也不能确保有助于HAZ的韧性提高的氧化物量，而且不能形成氧化物的REM和Zr固溶在钢材中，或者Zr形成碳化物等使母材的韧性劣化。因此复合添加REM和Zr之前的总氧量[O]₁优选调整为0.0020％以上，更优选为0.0025％以上。

所谓上述总氧量[O]₁，意思是熔钢中所含的全部氧量(全部O量)，意味着将熔钢中作为溶解原子被包含的氧量(所谓游离氧)和作为氧化物系夹杂物存在的氧量加在一起的全部氧量。熔钢中作为溶解原子被包含的氧量能够使用采用了固体电解质的氧传感器测定。总氧量能够通过一般性的惰性气体熔融一红外线吸收法等加以测定。

为了将上述的总氧量[O]₁调整到上述范围，可列举如下等方法：例如使用RH式脱氧精炼装置进行脱氧的方法；使用铸桶加热式精炼装置和简易式熔钢处理设备等进行脱氧的方法；在熔钢中添加Si、Mn、Ti、Al等的脱氧元素进行脱氧的方法等。当然也可以适宜组合这些方法来调整总氧量[O]₁。采用添加脱氧元素的方法时，也可以在从转炉向铸桶出钢时添加脱氧元素。

向调整了上述总氧量[O]₁的熔钢复合添加REM和Zr的步骤没有特别限定，例如(a)可以在添加REM之后添加Zr，(b)可以在添加Zr之后添加REM，(c)也可以同时添加REM和Zr。多个种类添加REM时，可以同时或分别添加。例如，作为REM使用Ce和La，可以按Ce→Zr→La的顺序添加。

向熔钢添加的REM和Zr的形态没有特别限定，例如，作为REM，添加纯La和纯C、纯Y等，或者纯Zr、还有Fe-Si-La合金、Fe-Si-Ce合金、Fe-Si-La-Ce合金等即可。另外，也可以向熔钢添加混合稀土金属。所谓混合稀土金属就是稀土元素的混合物，具体来说含有Ce为40～50％左右，含有La为20～40％左右。

添加添加上述REM和Zr后，如果是不会对铸造之前的上述溶解氧量[O]₂产生影响的程度，则也可以添加合金元素来调整钢材的成分。

铸造之前的上述溶解氧量[O]₂为0.0010％以上。低于0.0010％时，氧量不足，因此在铸造中REM和Zr在钢材中固溶，成为使HAZ韧性的偏差发生的原因。因此，溶解氧量[O]₂为0.0010％以上，优选为0.0015％以上。但是，若上述溶解氧量[O]₂变得过剩，则在铸造中大量生成粗大的氧化物，使母材自身的韧性降低。因此，溶解氧量[O]₂应该抑制在0.0035％以上，优选在0.0030％以下，更优选为0.0025％以下。

为了将上述溶解氧量[O]₂控制在0.0010～0.0035％的范围，根据总氧量[O]₁调整REM和Zr的添加量即可，具体来说，根据总氧量[O]₁决定REM和Zr的添加量，使之满足下式(4)，在决定的REM和Zr的添加量的范围添加元素即可。(4)式中，[REM]和[Zr]的添加分别是REM和Zr的添加量(质量％)，[O]₁是添加REM和Zr之前的熔钢的总氧量(质量％)。右边的系数15是反复进行实验的结果决定的值。

[REM]+[Zr]≤15×[O]₁… (4)

其中，钢材中所含的REM(total REM)量和Zr(total Zr)量需要满足由上述成分组成规定的范围。

还有，相对于上述总氧量[O]₁稍多一些添加REM和Zr，上述溶解氧量[O]₂低于0.0010％时，作为氧源也可以添加氧化物[例如MnO和铁氧化物(例如FeO)]。

接着，对于由上述本发明的钢材(钢坯)得到的本发明的第一钢轧制材的制造方法进行说明。以上述方式铸造的钢坯在使轧制结束温度为870℃以上而进行热轧后，从Ar₃点以上的温度区域淬火，接着从Ac₁点～Ac₃点的温度区域(奥氏体-铁素体二相域。以下仅称为“二相域”。)淬火，接着在低于Ac₁点的温度区域进行回火。

本发明的钢材，如上述，为了使焊接后的HAZ韧性提高，而使钢材中分散含有REM和Zr的夹杂物，但是，因为这样的夹杂物分散在钢材中，所以在热轧后的淬火过程中，晶内相变促进，确认到淬火结束后的相变组织有容易变微细的倾向。组织的微细化对母材自身的韧性的提高有效地发挥着作用，但是若组织微细化，则根据Hall-Petch的定律，屈服点上升，因此屈强比提高。因此，为了实现80％以下的屈强比(低屈强比)，就需要以比较高的温度进行热轧，以使淬火结束后的组织不要过于微细而超出需要，使结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的不要小得超出需要。

具体来说，在本发明中，重要的是使轧制结束温度为870℃以上而进行热轧。图4是表示轧制结束温度与被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D的关系的曲线图，是整理后述的实施例的实验结果。为了达成80％以下的屈强比，为了使被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D为35μm，由该图4可知，需要使轧制结束温度为870℃以上。

图5是表示淬火开始温度[在图5中，意思是进行直接淬火(DQ)时的淬火开始温度]与铁素体分率的关系的曲线图，是整理后述的实施例的实验结果。为了达成590MPa以上的抗拉强度，为了将铁素体分率抑制在24％以下，由图5可知，需要使淬火开始温度为铁素体相变开始温度(Ac₃点)以上。

作为上述淬火方法，除了对热轧之后的热轧材进行淬火的直接淬火(DQ)以外，也可以在线对该热轧材进行淬火(RQ)。还有，在上述DQ处理中，由于工序不能反工，因此比起上述RQ处理的情况，上述淬火开始温度要求严格的温度管理。

另外，为了使硬质的贝氏体组织和/或马氏体组织之中混合规定量的铁素体相，需要从二相域进行第二次淬火。图6是表示在二相域邻域的温度区域保持，从该温度区域淬火时的温度(以下称为加热温度。)与铁素体分率的关系的曲线图，是整理后述的实施例的实验结果。为了达成80％以下的屈强比，为了使铁素体分率为4％以上，由图6可知，需要以Ac₁点以上、Ac₃点以下的温度(二相域温度)保持。二相域温度下的保持时间例如为5分钟以上即可。

加热至上述二相域加后进行淬火(例如RQ)，其后以低于铁素体相变开始温度的温度(低于Ac₁点的温度)进行回火。由此能够将钢材的强度调整到大约590MPa以上。

上述钢坯的温度，以按照后述的实施例的项目中说明的步骤计算出的t/4位置的温度进行管理。t意思是钢坯的厚度(mm)。另外，上述Ar₃点、上述Ac₃点、上述Ac₁点的温度能够根据按照后述的实施例所示的步骤加以测定。

本发明的第一钢轧制材，例如能够作为桥梁、高层建筑物和船舶等的结构物的材料使用，当然在小～中线能量焊接中能够防止焊接热影响部的韧性劣化，即使在大线能量焊接中也能够防止焊接热影响部的韧性劣化。

接下来，对于由上述本发明的钢材(钢坯)得到本发明的第二钢轧制材的制造方法进行说明，以上述方式铸造而得到的铸片(例如板坯)，是将以金属组织满足上述(2)式和(3)式的要件的方式得到的钢坯，加热至Ac₃点以上、1200℃以下的温度区域(以下将该温度区域的温度称为“加热温度”或“T1”。)，接着进行热轧。热轧中，在钢坯的平均温度为Ar₃+10℃以上、900℃以下的温度区域(以下将该温度区域的温度称为“T2”。)中，每1轧道的最大压下率为12％以下，累积压下率为40％以上。接着，从得到的热轧材的平均温度为Ar₃点以上的温度区域(以下，将该温度区域的温度为“T3”。)，以5℃/秒以上的冷却速度冷却至热轧材的表面温度为500℃以下的温度区域(以下，将该温度区域的温度为“T4”。)。以下，说明规定如上范围的理由。

使加热温度(T1)为Ac₃点以上、1200℃以下加热铸造得到的钢坯。为了使钢坯的金属组织成为奥氏体，加热温度(T1)需要加热至Ac₃点以上。但是若加热温度超过1200℃，则初期奥氏体晶粒粗大化，因此不能使相变组织充分微细化。因此加热温度(T1)在1200℃以下。

上述Ac₃点的温度能够根据下式计算。式中，[]表示各元素的含量(质量％)。

Ac₃(℃)＝908-223.7×[C]+438.5×[P]+30.49×[Si]-34.43×[Mn]-23×[Ni]           …(a)

加热至加热温度(T1)的钢坯被热轧，但在热轧时，在钢坯的平均温度为Ar₃+10℃以上、900℃以下的温度区域，需要每1轧道的最大压下率为12％以下，累积压下率为40％以上。通过控制Ar₃+10℃以上、900℃以下的温度区域中的轧制条件，能够抑制奥氏体晶粒的成长，能够有效率地向相变前的奥氏体晶粒导入应变，因此能够使结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒微细化，能够提高母材自身的低温韧性。

若Ar₃点+10℃以上、900℃以下的温度区域中的每1轧道的最大压下率超过12％，则应变在奥氏体晶粒中过度蓄积，发生应变的恢复现象，相变后的组织(被大角晶界包围的晶粒)粗大化，因此母材自身的低温韧性变差。因此Ar₃点+10℃以上、900℃以下的温度区域中的每1轧道的最大压下率为12％。优选为11％以下，更优选为10％以下。虽然使每1轧道的最大压下率小的方法会使被大角晶界包围的晶粒的粗大化抑制效果变大，但若过度减小最大压下率，则制造时间变长，生产差变差。因此每1轧道的最大压下率的下限优选为6％。

Ar₃点+10℃以上、900℃以下的温度区域中的累积压下率为40％以上。若累低压下率低于40％，则向奥氏体晶粒导入的应变量变少，相变后的核生成点变少，因此被大角晶界包围的晶粒粗大化，母材自身的低温韧性变差。因此，Ar₃点+10℃以上、900℃以下的温度区域中的累积压下率为40％以上。优选为45％以上，更优选为50％以上。Ar₃点+10℃以上、900℃以下的温度区域中的累积压下率的上限没有特别限定，通常为60％左右。

上述Ar₃点的温度能够根据下式计算。式中，[]表示各元素的含量(质量％)，t意思是制品的最终厚度(mm)。

Ar₃(℃)＝910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-55×[Ni]+0.35×(t-8)           …(b)

上述累积压下率能够由下式计算。t₀意思是钢坯的平均温度为900℃以下的温度区域中钢坯的轧制开始厚度(mm)，t₁意思是钢坯的平均温度为Ar₃点+10℃以上的温度区域中钢坯的轧制结束厚度(mm)。

积累压下率＝[(t₀-t₁)/t₀]×100           …(c)

上述钢坯的温度，以按照后述的实施例的项目中说明的步骤计算出的t/4位置的温度进行管理。t意思是板坯的厚度(mm)。

还有，钢坯的平均温度超过900℃的温度区域(奥氏体再结晶区域)中的每1轧道的最大压下率和累积压下率没有特别限定。

接着，从平均温度为Ar₃点以上的温度区域(T3)以5℃/秒以上的平均冷却速度将热轧而得到的热轧材冷却至热轧材的表面温度为500℃以下的温度区域(T4)，从而能够提高被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒的分率，能够使母材自身的韧性提高。

即，本发明的第二钢轧制材，以贝氏体组织为主体，但已知的情况是，贝氏体生成一般具有这样的K-S(Kurdjumov-Scahs)关系，即奥氏体和贝氏体的晶格的最密晶面和与之相应的最密晶向大致平行。在这一关系中，贝氏体针在针对奥氏体最大24向的方位中，会选择任意一个方位生成，但贝氏体相变的温度变化，这一选择的倾向也随即变化，就是所谓的贝氏体形态变化(川田等：CAMP-ISJvol16，No.3(2003)，PS30)。这被认为是由于，随着相变温度降低，贝氏体从铁素体相变所代表的扩散相变，向马氏体所代表的剪切相变变化，或者由于相变温度降低，导致相变的核生成能、生成的组织的成长速度等变化，相变后的组织发生巨大的变化。从以上问题出发，通过加大从上述Ar₃点以上的温度区域(T3)向500℃以下的温度区域(T4)的平均冷却速度，被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒的分率得以提高。

以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下的温度区域(T4)后，也可以根据需要进行回火。经过回火，因热轧和相变而被导入的应变消失，因此能够进一步提高母材的低温韧性。回火其进行加热至500℃以上、低于Ac₁点的温度即可。

上述Ac₁点的温度能够根据下式计算。式中，[]表示中元素的含量(质量％)。

Ac₁(℃)＝723-14×[Mn]+22×[Si]-14.4×[Ni]           …(d)

本发明的第二钢轧制材，例如能够作为桥梁、高层建筑物和船舶等的结构物的材料使用，当然在小～中线能量焊接中能够防止焊接热影响部的韧性劣化，即使在大线能量焊接中也能够防止焊接热影响部的韧性劣化。

以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并没有限定本发明的性质，只要在能够符合前后述的宗旨的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

【实施例1】

在下述实验例1-1、1-2中，使用同样的钢种，就钢材的HAZ韧性及其偏差(实验例1-1)和钢轧制材的强度与屈强比(实验例1-2)进行研究，综合实验例1-1和实验例1-2评价钢材(钢轧制材)的特性。

[实验例1-1(HAZ韧性及其偏差的评价)]

以240吨转炉一次精炼铁水后，从该转炉向铸桶出钢，一边进行成分调整和温度调整，一边进行二次精炼。

在铸桶中，用Si和Mn脱氧，一边调整到下述表1所示的总氧量[O]₁一边调整化学成分组成。总氧量[O]₁意思是在熔钢中作为溶解原子被包含的氧量和作为氧化物系夹杂物存在的氧量加在一起的总氧量，熔钢中作为溶解原子包含的氧量采用使用了固体电解质的氧传感器进行测定，总氧量通过一般性的惰性气体熔融-红外线吸收法测定。还有，在下述表1中，除了总氧量[O]₁以外，还一并显示添加REM和Zr之前的熔钢的溶解氧量。

根据下述总氧量[O]₁，计算REM和Zr的添加量使之满足上式(2)，添加REM和Zr并调整至下述表1所示的溶解氧量[O]₂。在下述表1中显示REM的添加量[REM]、Zr的添加量[Zr]、REM和Zr的添加量的合计([REM]+[Zr])。另外，REM和Zr的添加量的合计与总氧量[O]₁的比([REM]+[Zr])/[O]₁也一并显示。

调整至溶解氧量[O]₂后，在不会给该[O]₂量造成影响的程度调整化学成分，之后进行铸造。

还有，在二次精炼中使用RH式脱氧精炼装置等进行脱H和脱S等。

在下述表1中，REM以含有La为50％左右和含有Ce为25％左右的混合稀土金属的形态添加，Zr以单体进行添加。

图1中，将添加REM和Zr之前的总氧量[O]₁和REM和Zr的添加量的合计([REM]+[Zr])的关系表示为曲线图。图1中，○表示下述表1的No.1～5的结果，×表示下述表1的No.11～15的结果。还有，图1中以ppm表述总氧量[O]₁的单位。

另外在下述表2中，显示成分调整后的钢材的成分组成(余量是铁和不可避免的杂质)。

以连续铸造机将成分调整后的熔钢铸造成板坯，从该板坯的t/4(其中t为板坯的厚度)位置的横截面切割下试样。使用日本电子制的EPMA“JXA-8500F(装置名)”以10,000倍观察切下的试样表面，对于最大直径为0.2μm以上的夹杂物对成分组成进行定量分析。观察条件如下：加速电压为7kV，试料电流为0.003μA，观察视野面积1cm²，分析个数为随机选择的100个，通过特性X射线的波长色散谱法定量分析夹杂物的中央部的组成。分析对象元素为Al、Mn、Si、Ti、Zr、Ca、La、Ce，以摩尔换算作为分析对象的元素的存在比，设换算后的元素量总体为1摩尔时，计算作为分析对象的夹杂物中所含的各元素的摩尔分率。摩尔分率的计算结果显示在下述表3中。

以EPMA观察上述试样表面的结果为，所观察的夹杂物大半是含有REM和Zr的复合夹杂物，但作为单独夹杂物也生成REM的夹杂物和Zr的夹杂物。

另外，钢材所含的固溶REM量和固溶Zr量以如下步骤计算。首先，以电解萃取法测定钢材中作为夹杂物被含有的REM量和Zr量。电解萃取作为电解液使用的溶液是在甲醇100cc中，含有三乙醇胺(triethanolamine)2cc和四甲基氯化铵(tetramethyl ammonium chloride)1g，在500A/m²以下的电流下萃取(电解)上述试样。由此基体溶解，并且固溶REM和因溶Zr也被萃取到电解液中。试样的大小为长15mm×横15mm×长5mm。

接着，用膜过滤器(membrane-filter)(过滤器直径为47mm，孔径大小为0.1μm)过滤萃取后的电解液，将过滤器连同残渣一起移至白金制坩埚中，以气体燃烧器(gas burner)进行加热使之灰化。接着，添加碱熔剂(碳酸钠和四硼酸钠的混合物)再度用气体燃烧器加热而熔解残渣。接着施加18体积％盐酸使熔解物溶液化后，移至量瓶，再添加纯水搅拌得到分析液。以ICP-MS法测定分析液中的REM和Zr浓度。

将如此求得的夹杂物中所含的REM量和Zr量，从另行以通常的ICP-MS法分析的REM量(总REM量)或Zr量(总Zr量)中减去，由此求得固溶REM量和固溶Zr量。计算的结果一并显示在下述表3中。在表3中，“＜0.0001”意思是元素未被检测到。

在图2中，将铸造前的熔钢中所含的溶解氧量[O]₂和钢材中所含的固溶REM量或固溶Zr量的有关系表示为曲线图。还有在图2中，以ppm表述溶解氧量[O]₂的单位。另外在图2中，只将固溶REM或固溶Zr检测的数据绘制曲线。

接着，为了评价焊接时受到热影响的HAZ的韧性，模拟大线能量焊接进行下述所示的焊接再现试验。焊接再现试验其进行是从板坯上切下试样加热到1400℃，以该温度保持5秒之后冷却。冷却的调整是使800℃到500℃冷却时间为300秒。

冷却后的试料的冲击特性，是进行V切口摆锤冲击试验，测定-40℃下的吸收能(vE_-40)来进行评价。

试样从同一钢种各提取3个，依据JIS Z2242“金属材料的摆锤冲击试验方法”，对于各试样测定vE_-40的结果及其平均值显示在下述表4中。vE_-40的平均值为150J以上的为合格(HAZ韧性良好)。

另外，对于各试样，基于vE_-40值的最大值和最小值以下述标准评价韧性的偏差。评价结果显示在下述表4中。

[最大值和最小值的评价标准]

○：HAZ韧性最大值或最小值为150J以上。

×：HAZ韧性最大值或最小值低于150J。

[综合评价标准]

○：3个测定结果中，最小值为150J以上，能够稳定确保高的HAZ韧性。

△：3个测定结果中，至少1个在150J以上，但HAZ韧性的偏差大最小值低于150J。

×：3个测定结果中，全部低于150J。

在图3中，对于下述表4所示的各试样，将HAZ韧性的平均值(图中的○标记)与HAZ韧性的最大值和最小值的幅度显示为曲线图。

由以上的结果能够进行如下考察。由上述图1和图3可知，如果向添加REM和Zr之前的将总氧量[O]₁调整到0.0020～0.015％(20～150ppm)的熔钢中，以满足上式(2)的方式添加REM和Zr，则HAZ韧性良好，HAZ韧性的偏差也少。还有，图1所示的直线的公式为([REM]+[Zr])＝15×10^-4×[O]₁。

由表1、表3和图2可知，如果将铸造前的溶解氧量[O]₂调整0.0010～0.0035％(10～35ppm)的范围之后再进行铸造，则能够将钢材中所含的固溶REM量和固溶Zr量降低至规定值以下。

由表2～表4和图3可知，No.1～5是满足本发明规定的要件的例子，钢材的化学成分之中，特别是REM量和Zr量得到了适当地调整，并且固溶FEM量和固溶Zr量被适当控制，因此HAZ韧性的平均值为150J以上，HAZ韧性优异。另外，HAZ韧性的偏差也变小。

另一方面，No.6～15是脱离本发明规定的要件的例子，钢材的化学成分之中，特别是REM量或Zr量脱离本发明规定的范围(No.6～10、15)，或者固溶REM量和固溶Zr量脱离本发明规定的范围(No.11～14)，因此HAZ韧性的平均值低于150J，HAZ韧性差。另外，大多HAZ韧性的偏差也大。

【表4】

[实验例1-2(母材的抗拉强度和屈强比的评价)]

对于以上述实验例1所述的条件进行铸造而得到的板坯(钢种a1～o1)进行热轧，使终轧结束温度成为下述表5所示的温度，从Ar₃点以上的温度区域淬火得到的热轧材。淬火是在热轧后，从下述表5所示的淬火开始温度进行直接淬火(下述表5中表述为DQ)，或者将热轧而得到的热轧材在线加热至下述表5所示的淬火开始温度之后再进行淬火(下述表5中表述为RQ)。

淬火后，加热到Ac₁点～Ac₃点的温度区域并保持，从该温度区域进行淬火。保持时间为5分钟。下述表5中显示加热温度。

接着，在低于Ac₁点的温度区域进行回火下述表5中显示回火温度。

以下述方法测定各板坯的上述Ar₃点、上述Ac₁点和上述Ac₃点。测定结果显示在下述表5中。

《Ar₃点(冷却时铁素体相变开始温度)的测定》

使用加工热模拟(Formaster)试验机，将从上述板坯采取的φ8mm×长12mm的加工热模拟试验片加热到1100℃保持10秒后，在1000℃使累计压下率为25％进行加工，进而在900℃使累计压下率为25％进行加工，其后以1℃/秒的平均冷却速度从800℃进行冷却。将冷却中体积开始膨胀的温度作为Ar₃点进行测定。

《Ac₁点(加热时铁素体相变开始温度)和Ac₃点(加热时铁素体相变结束温度)的测定》

使平均加热速度为10℃/秒，从常温将上述加工热模拟试验片加热至1000℃时，测定体积开始减少的温度作为Ac₁点温度，再继续加热，测定体积开始膨胀的温度作为Ac₃点温度。

上述轧制结束温度、淬火开始温度、加热温度、回火温度，以设热轧材的厚度为t时，t/4位置的平均温度进行管理。t/4位置的温度按下述步骤计算。

《轧制结束温度的计算方法》

(1)使用过程控制计算机，基于加热开始至取出的气氛温度和在炉时间，计算钢坯的表面至背面的厚度方向的任意的位置的加热温度。

(2)使用上述计算出的加热温度，基于轧制中的轧制和道间的冷却方法(水冷或空冷)的数据，一边采用差分法等适于计算的方法计算板厚方向的任意的位置的轧制温度，一边进行轧制。

(3)钢板表面温度使用设置于轧制线上的放射型温度计实测(但也可以在过程控制计算机上计算。)。

(4)将粗轧开始时、粗轧结束时和终轧开始时分别实测的钢板表面温度与过程控制计算机上的计算表面温度对照。

(5)计算表面温度与实测的钢板表面温度的差为±30℃时，将实测的钢板表面温度置换为计算表面温度，作为过程控制计算机上的计算表面温度。

(6)采用修正的计算表面温度，求得t/4位置的轧制结束温度。

《淬火开始温度、加热温度、回火温度的计算方法》

(1)使用过程控制计算机，基于加热开始至加热结束的气氛温度和在炉时间，计算钢坯的表面至背面的厚度方向的任意的位置的加热温度。

(2)根据计算出的加热温度，求得t/4位置的温度。

在下述表5中还显示冷却而得以的轧制材的制品厚度(mm)。

接下来，按以下步骤观察得到的轧制材，测定铁素体分率。

《金属组织的观察》

(1)准备平行于轧制方向(纵长方向)而切断的试样，使之包含轧制材的表面和背面双方。

(2)用#150～#1000的湿式砂纸或与之具有同等的功能的研磨方法进行研磨，使用金刚石研磨浆等研磨剂实施镜面加工。

(3)以3％硝酸-乙醇溶液(nital溶液)进行蚀刻，使铁素体组织的晶界显现。

(4)以100倍至400倍的倍率对t/4位置(t为试样厚度)的组织拍摄照片。铁素体组织着黑色。在本实验例中，拍摄照片为6cm×8cm。

(5)接着，将拍摄的照片输入图像分析装置(上述照片的区域，倍率为100倍时相当于600μm×800μm，倍率为400倍时相当于150μm×200μm)。向图像分析装置输入，无论在哪种倍率的情况下，输入均是使区域的合计为1mm×1mm以上(即，100倍的情况下上述照片至少输入6张，400倍时上述照片至少输入35张)。

(6)在图像分析装置中，计算每张照片中黑色的面积率，以全部的照片的平均值作为铁素体分率。

还有，在上述显微镜观察中，在任何一个实施例中，均确认到余量为贝氏体组织和/或马氏体组织。

接着，以下述步骤观察上述轧制材的金属组织，求得被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D。D(μm)的值显示在下述表6。

《D的计算方法》

(1)准备平行于轧制方向(纵长方向)而切断的试样，使之包含轧制材的表面和背面双方。

(2)用#150～#1000的湿式砂纸或与之具有同等的功能的研磨方法进行研磨，使用金刚石研磨浆等研磨剂实施镜面加工。

(3)针对镜面研磨面，用TexSEM Laboratories公司制的EBSP(Electron Back Scattering Pattern)装置，在板厚方向的t/4位置，使测定范围为200μm×200μm，使间距为0.5μm，测定2个结晶的方位差，将结晶方位差为15°以上的境界作为大角晶界。还有，表示测定方位的可靠性的置信指数(confidence index)比0.1小的测定点从分析对象中除去。

(4)在Grain distribution map(晶粒分布图)中，测定被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的最大宽度(通常是沿板厚方向的长度)和最大长度(通常是沿轧制方向的长度)，计算晶粒的面积，计算晶粒的当量圆直径，求得平均值。

接着，按以下步骤测定得到的轧制材的屈服强度，计算屈强比。

《屈服强度和抗拉强度的测定》

从轧制材的t/4位置(t为轧制材的厚度)，相对于轧制方向(纵长方向)垂直地提取JISZ 2201的4号试验片，以JISZ 2241所规定的条件进行拉伸试验，测定屈服强度(YS)和抗拉强度(TS)。由YS和TS计算屈强比。YS、TS、屈强比下述表6中。在本发明中，TS为590MPa以上，屈强比为80％以下时评价为抗拉特性优异(合格)。

基于以上的结果，制作图4～图9。

图4是表示轧制结束温度与被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D的关系的曲线图。还有，在图4中只显示表5、表6所示的No.33～38的结果。

图5是表示淬火开始温度与铁素体分率的关系的曲线图。还有在图5中，在热轧后进行直接淬火(DQ)的例子中，只显示表5、表6所示的No.28～32的结果。

图6是表示以二相域附近的温度加热保持时的加热温度与铁素体分率的关系的曲线图。还有，在图6中只显示表5、表6所示的No.21～25的结果。

图7是表示铁素体分率与抗拉强度(TS)的关系的曲线图。还有在图1中只显示表5、表6所示的No.28～32的结果。

图8是表示铁素体分率与屈强比的关系的曲线图。还有在图8中显示表5、表6所示的No.21～48的全部结果。

图9是表示被大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D与屈强比的关系的曲线图。还有在图9中只显示表5、表6所示的No.33～38的结果。

【表5】

【表6】

若综合上述实验例1-1和上述实验例1-2的结果，则由上述表4和上述表6能够进行如下考察。

No.21～23、26～30、35～38是使用满足本发明规定的要件的钢种a1～e1的例子，由表4可知，HAZ韧性良好，HAZ韧性的偏差也小，由表6可知，能够实现590MPa以上的抗拉强度和80％以下的屈强比。

No.24、25使用的是满足本发明规定的要件的钢种a1，因此由表4可知，HAZ韧性良好，HAZ韧性的偏差也小，但是没有生成铁素体，因此屈强比超过80％。

No.31、32使用的是满足本发明规定的要件的钢种d1，因此由表4可知，HAZ韧性良好，HAZ韧性的偏差也小，但是铁素体生成超过24％，因此抗拉强度低于590MPa。

No.33、34使用的是满足本发明规定的要件的钢种e1，因此由表4可知，HAZ韧性良好，HAZ韧性的偏差也小，但是结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D低于35μm，因此母材的屈强比高并超过80％。

No.39～48使用的是不满足本发明规定的要件的钢种f1～钢种o1，因此由表4可知，HAZ韧性差，HAZ韧性的偏差也大。特别是No.43、45、46因为不能适当地控制铁素体分率，所以抗拉强度低或屈强比大。

【实施例2】

在下述实验例2-1、2-2中，使用同样的钢种，对于钢材的HAZ韧性及其偏差(实验例2-1)和钢材自身的低温韧性(实验例2-2)进行研究，综合实验例2-1和实验例2-2评价钢材(钢轧制材)的特性。

[实验例2-1(HAZ韧性及其偏差的评价)]

以与实验例1-1相同的方法得到钢材，通过与实验例1-1相同的测定、试验进行钢材的评价。以表7所示的条件得到钢材，评价表8所示的组成的各钢种。测定、评价结果显示在表9、10中。

在图10中，将添加REM和Zr之前的总氧量[O]₁与REM和Zr的添加量的合计的关系表示为曲线图。图10中，○表示下述表7的No.101～104的结果，×表示下述表7的No.109～112的结果。还有，图7中，以ppm表述总氧量[O]₁的单位。

在图11中，将铸造前的熔钢中所含的溶解氧量[O]₂与钢材中所含的固溶REM量或固溶Zr量的有关系表示为曲线图。还有在图11中，以ppm表述溶解氧量[O]₂的单位。另外在图2中，只将固溶REM或固溶Zr检测的数据绘制曲线。

根据表7、9和图10～12所示的结果，可以说与实施例1-1的考察所阐述的情况相同。

由表8～表10和图12可知，No.101～104是满足本发明规定的要件的例子，钢材的化学成分之中，特别是REM量和Zr量得到了适当地调整，并且固溶REM量和固溶Zr量被适当控制，因此HAZ的韧性的平均值为150J以上，HAZ韧性优异。另外HAZ韧性的偏差也小。

另一方面，No.105～113是脱离本发明规定的要件的例子，钢材的化学成分之中，特别是REM量或Zr量脱离本发明规定的范围(No.105～108、113)，或者固溶REM量和固溶Zr量脱离本发明规定的范围(No.109～112)，HAZ的韧性的平均值低于150J，HAZ韧性差。另外HAZ韧性的偏差也大。

【表10】

[实验例2-2(母材的低温韧性的评价)]

将以上述实验例2-1所述的条件得到的板坯(钢种a2～m2)加热至下述表5所示的加热温度(T1)后，进行热轧而得到热轧材。热轧以使板坯的平均温度为Ar₃点+10℃以上、900℃以下的温度区域(T2)中的每1轧道的最大压下率和累积压下率为下述表5所示的条件来进行。累积压下率运用上述(c)计算。

接着，将热轧得到的热轧材，从热轧压的平均温度为Ar₃点以上的温度区域(T3)冷却至热轧材的表面温度为500℃以下的温度区域(T4)。冷却开始温度(T3)和冷却时的平均冷却速度显示在下述表5中。

对于下述表11的No.123，冷却至热轧材的表面温度为500℃以下的温度区域(T4)后，加热至580℃进行回火。

还有，上述板坯或上述热轧材的平均温度，设板坯或热轧材的厚度为t时，以t/4位置的温度进行管理。t/4位置的温度按下述步骤计算。

《平均温度的计算方法》

(1)使用过程控制计算机，基于加热开始至取出的气氛温度和在炉时间，计算钢坯的表面至背面的厚度方向的任意的位置的加热温度。

(2)使用上述计算出的加热温度，基于轧制中的轧制和道间的冷却方法(水冷或空冷)的数据，一边采用差分法等适于计算的方法计算板厚方向的任意的位置的轧制温度，一边进行轧制。

(3)钢板表面温度使用设置于轧制线上的放射型温度计实测(但也可以在过程控制计算机上计算。)。

(4)将粗轧开始时、粗轧结束时和终轧开始时分别实测的钢板表面温度与过程控制计算机上的计算表面温度对照。

(5)计算表面温度与实测的钢板表面温度的差为±30℃时，将实测的钢板表面温度置换为计算表面温度，作为过程控制计算机上的计算表面温度。

(6)采用修正的计算表面温度，求得t/4位置的轧制结束温度。

另一方面，热轧材的表面温度使用设置在轧制线上的放射型温度计测定。

在下述表11中，还显示冷却而得到的轧制材的制品厚度(mm)。另外，下述表11中，还显示基于上述表8的化学成分组成，运用上述(a)式、(b)式和(d)式计算的Ac₃点、Ar₃点、Ac₁点的值。

接着，从得到的轧制材的t/4位置(t为板厚)提取镜面研磨后的试验片，以2％硝酸-乙醇溶液(nital溶液)对其进行刻蚀后，在5个视野中使用光学显微镜以400倍进行观察，通过图像分析测定钢组织中的贝氏体分率(面积％)。这时，铁素体和马氏体以外的组织全部视为贝氏体。贝氏体分率(面积％)显示在下述表12中。

另外，以下述步骤观察上述轧制材的金属组织，求得结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D，和结晶方位差为55°以上的大角晶界所包围的晶粒在钢材整体中所占的比例M。D(μm)和M(面积％)的值显示在下述表12中。

《D的计算方法》

与实施例1-2的方法相同。

《M的计算方法》

结晶方位差为55°以上的大角晶界所包围的晶粒在钢材整体中所占的比例M，以上述D的计算方法中的(3)的工序，分析计算结晶方位差的文本数据。文本数据的分析是将结晶方位差为5°以下的作为干扰削除，计算金属组织总体中所占的结晶方位差为55°以上的大角晶界所包围的晶粒的面积分率。

平均当量圆直径D和未再结晶域的累积压下率的关系显示在图13中。由图13可知，如果使未再结晶域的累积压下率为40％，则能够使结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D为30μm以下。

结晶方位差为55°以上的大角晶界所包围的晶粒在钢材整体中所占的比例M，和从Ar₃点以上的温度区域(T3)到500℃以下的温度区域(T4)的平均冷却速度的关系显示在图5中。由图5可知，如果将Ar₃点以上的温度区域(T3)到500℃以下的温度区域(T4)的平均冷却速度控制在5℃/秒以上，则能够使结晶方位差为55°以上的大角晶界所包围的晶粒在钢材整体中所占的比例M为50面积％以上。

接下来，按以下的步骤评价得到的轧制材的低温韧性。

《低温韧性的评价方法》

轧制材的低温韧性，通过进行V切口摆锤冲击试验，测定-60℃下的吸收能(vE_-60)，由此评价轧制材的冲击特性。vE_-60的测定是从t/4位置提取NK(日本海事协会)船级规定的U4号试验片，遵循JISZ 2242进行。测定结果显示在下述表6中。

还有，在NK船级中的造船E等级中，以-40℃为试验温度评价母材的冲击特性，而在本实验例中使条件更严酷，以-60℃作为试验温度测定吸收能(vE_-60)，因此其平均值为100J以上便为合格(母材的低温韧性良好)。

平均当量圆直径D和轧制材的vE_-60的关系显示在图15中。由图15可知，如果使结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D为30μm以下，则能够使vE_-60为100J以上，能够改善母材自身的低温韧性。

结晶方位差为55°以上的大角晶界所包围的晶粒在整体中所占的比例M与轧制材的vE_-60的关系显示在图16中，由图16可知，如果使结晶方位差为55°以上的大角晶界所包围的晶粒在整体中所占的比例M为50面积％以上，则能够使vE_-60为100J以上，能够改善母材自身的低温韧性。

【表12】

No.	钢种	贝氏体分率(面积％)	D(μm)	M(面积％)	vE-60(J)
						121	a2	89	22.5	65	200
122	b2	90	22.7	61	265
						123	b2	90	20.3	65	295
124	b2	88	22.5	64	250
						125	b2	85	21.3	68	280
126	b2	87	35	64	60
						127	b2	100	25	75	285
128	b2	95	24	68	275
						129	b2	93	24	70	280
130	b2	95	23.5	64	250
						131	b2	96	23.9	55	180
132	c2	92	22.9	69	220
						133	d2	93	24.9	65	180
134	e2	89	30	68	110
						135	f2	86	28	67	155
136	g2	85	40	64	7
						137	h2	95	38	68	15
138	i2	92	32	63	85
						139	j2	88	35	65	55
140	k2	80	26	48	95
						141	l2	82	26	40	85
142	m2	81	25	45	90

若综合上述实验例2-1和上述实验例2-2的结果，则由上述表10和上述表12能够进行如下考察。

No.121～125、127～133是使用满足本发明规定的要件的钢种a2～d2的例子，由表4可知，HAZ韧性良好，HAZ韧性的偏差也小，由表12可知，母材自身的低温韧性也良好。

No.126使用的满足本发明规定的要件的钢种b2，因此由表10可知，HAZ韧性良好，HAZ的偏差也小，但是未再结晶域的每1轧道的最大压下率超过12％，因此结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D超过30μm，母材的低温韧性差。

No.134和No.135，由表12可知，母材的低温韧性良好，但是因为使用的是不满足本发明规定的要件的钢种e2和钢种f2，所以由表10可知，HAZ韧性差，HAZ韧性的偏差也大。

No.136～142使用的是不满足本发明规定的要件的钢种g2和钢种m2，因此由表10可知，HAZ韧性差，HAZ韧性的偏差也大。另外由表12可知，因为金属组织未能适当控制，所以母材自身的低温韧性也差。

Claims (14)

1.一种钢材，其特征在于，以质量％计含有

C：0.03～0.2％、

Si：0.5％以下、

Mn：2％以下、

Ti：0.03％以下、和

N：0.01％以下，

并满足

P：0.02％以下、

S：0.015％以下、和

Al：0.01％以下，

并且还含有

REM：0.0010～0.1％和Zr：0.0010～0.05％，

余量由铁和不可避免的杂质构成，

(A)所述钢材除了包含含有REM和Zr的夹杂物以外，

(B)钢材中的固溶REM和固溶Zr还满足固溶REM：0.0010％以下，固溶Zr：0.0010％以下。

2.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，测定所述钢材包含的夹杂物的组成，该夹杂物所含的元素之中，以摩尔换算O、C、N、S以外的元素的存在比，设换算后的元素量总体为1摩尔时，满足REM的摩尔分率为0.05以上，Zr的摩尔分率为0.04以上。

3.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，以质量％计Mn：1.0～2％。

4.根据权利要求3所述的钢材，其特征在于，所述钢材作为其他元素以质量％计还含有从

Cu：2％以下、

Ni：2％以下、

Cr：3％以下、

Mo：1％以下、

Nb：0.05％以下、

V：0.1％以下、和

B：0.005％以下中选出的1种以上的元素。

5.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，以质量％计

C：0.04～0.13％、

Ti：0.02％以下，

并且，还含有从

Cu：0.3％以下、

Ni：0.4％以下、和

Nb：0.25％以下中选出的至少1种元素。

6.根据权利要求5所述的钢材，其特征在于，所述钢材作为其他元素以质量％计还含有B：0.005％以下。

7.根据权利要求3或5所述的钢材，其特征在于，所述钢材作为其他元素以质量％计还含有Ca：0.01％以下。

8.一种通过轧制权利要求3所述的钢材而得到的钢轧制材，其特征在于，

(C)组织包括贝氏体和/或马氏体、与铁素体，全部组织中所占的铁素体分率为4～24面积％，贝氏体和马氏体的合计分率为74面积％以上、低于96面积％，

(D)以电子背散射衍射图案分析法(EBSP法)观察钢材的金属组织时，满足下式(1)，

35≤D…(1)

其中，式(1)中D的意思是，以EBSP法测定邻接的两个结晶的方位差，被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径(μm)。

9.一种通过轧制权利要求5所述的钢材而得到的钢轧制材，其特征在于，

(E)以电子背散射衍射图案分析法(EBSP法)观察钢材的金属组织时，满足下式(2)和(3)，

D≤30…(2)

50≤M…(3)

其中，(2)式中D的意思是，以EBSP法测定邻接的两个结晶的方位差，被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径(μm)，(3)式中M的意思是，被结晶方位差为55°以上的大角晶界包围的晶粒在钢材总体中所占的比例(面积％)。

10.一种制造权利要求1所述的钢材的方法，其特征在于，

向总氧量[O]1调整到0.0020～0.015％的范围内的熔钢中添加REM和Zr，将溶解氧量[O]₂调整到0.0010～0.0035％的范围后进行铸造。

11.根据权利要求10所述的钢材制造方法，其特征在于，测定所述总氧量[O]₁，根据该总氧量[O]₁添加REM和Zr使之满足下式(4)，从而调整所述溶解氧量[O]₂，

[REM]+[Zr]≤15×[O]₁…(4)

其中，(4)式中[REM]和[Zr]，分别是REM和Zr的添加量(质量％)，[O]₁是添加REM和Zr之前的熔钢的总氧量(质量％)。

12.一种制造权利要求8所述的钢轧制材的制造方法，其特征在于，使轧制结束温度为870℃以上对于根据权利要求10所述的方法得到的钢材进行热轧后，顺序进行如下各工序：

从Ar₃点以上的温度区域淬火，

从Ac₁点～Ac₃点的温度区域淬火，

在低于Ac₁点的温度区域回火。

13.一种制造权利要求9所述的钢轧制材的制造方法，其特征在于，将根据权利要求10所述的方法得到的钢材加热至Ac₃点以上、1200℃以下的温度区域后，在钢坯的平均温度为Ar₃点+10℃以上、900℃以下的温度区域，将每1轧道的最大压下率控制在12％以下，累积压下率控制在40％以上而进行热轧，

从得到的热轧材的平均温度为Ar₃点以上的温度区域，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至热轧材的表面温度为500℃以下的温度区域。

14.根据权利要求13所述的钢轧制材制造方法，其特征在于，

以5℃/s以上的冷却速度冷却至所述热轧材的表面温度为500℃以下的温度区域后，再加热至500℃以上、低于Ac₁点的温度区域进行回火。

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