CN101037757B - 焊接热影响部的韧性优异的低屈服比高张力钢材及其制法 - Google Patents

Abstract

本发明的焊接热影响部的韧性优异的低屈服比高张力钢材，是一种含有C：0.03～0.2％、Si：0.5％以下、Mn：1.0～2.0％、及N：0.01％以下，满足P：0.02％以下、S：0.015％以下及Al：0.01％以下，分别含有REM：0.001～0.1％及/或Ca：0.0003～0.005％和Zr：0.001～0.05％，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢材，测定该钢材中所含的整个氧化物的组成时，含有REM的氧化物及/或CaO和ZrO₂，且铁素体占全部组织的分率为4～24％，余量由贝氏体组织及/或马氏体组织，或者岛状马氏体占全部组织的分率在1.1％以下，余量是贝氏体组织。

Description

焊接热影响部的韧性优异的低屈服比高张力钢材及其制法

技术领域

本发明涉及一种主要被使用在建筑结构物等的、显示低屈服比的590MPa以上的高张力钢材，特别是涉及改善了在热能为30kJ/mm以上的焊接中受到热影响的部位(以下称为“焊接热影响部”或“HAZ”)的韧性的钢材及其制法。

背景技术

主要被使用在建筑结构物等的钢材所要求的特性，近年来越发严格，特别是要求良好的韧性。这些钢材一般多由焊接接合，特别是HAZ部在焊接时受到热影响而有韧性容易劣化的问题。该韧性劣化随着焊接时的热能变大而越发显著，其原因被认为是若焊接时的热能变大，则HAZ的冷却速度变缓，淬火性降低而粗大的岛状马氏体生成。因此，为了改善HAZ的韧性，认为可以极力抑制焊接时的热能，在提高焊接作业效率的基础上，希望采用例如所谓气电焊法、电渣焊法及潜弧焊法等这种焊接热能在30kJ/mm以上的高热能焊接法。

抑制采用高热能焊接法时的HAZ韧性劣化的钢材，已经提出有一些。例如在特公昭55-26164号公报中，提出有通过使微细的TiN在钢材中分散再析出来抑制进行高热能焊接时在HAZ产生的奥氏体粒的粗大化，以抑制HAZ韧性劣化的钢材。但是本发明者们研究后发现，若焊接金属处在1400℃以上的高温，则HAZ中特别是在接近焊接金属的部位(以下称为“熔合区”)中，由于在焊接时受到的热，上述TiN固溶消失，不能够充分地抑制HAZ韧性的劣化。

另外在特开2003-213366号公报中，作为使母材的HAZ的韧性提高的技术，公开有控制钢材中所含的氧化物和氮化物的存在形态。在该文献中公开的是，通过组合使用Ti和Zr，使微细的氧化物和氮化物生成而提高母材和HAZ的韧性，另外为了使这样的微细的氧化物和氮化物生成，在制造工序中顺次添加Ti、Zr即可。但是本发明者们研究后发现，为了进一步提高HAZ的韧性，虽然可以增加氧化物量，但是在上述特开2003-213366号公报的技术中，若为了使氧化物量增加而大量添加Ti和Zr，则Ti和Zr等的碳化物形成，钢材(母材)的韧性反而降低。

于是本发明者们在特开2005-48265号公报中，率先提出了即使在焊接时受到高温的热影响的情况下HAZ的韧性也不会劣化的钢材。此钢材是使钢材中分散La₂O₃-SiO₂系氧化物和Ce₂O₃-SiO₂系氧化物、La₂O₃-Ce₂O₃-SiO₂系氧化物等的复合氧化物，因为该复合氧化物在钢水中以液态存在，所以在钢中微细分散，而且在焊接时即使受到热影响也不会固溶消失，因此使HAZ韧性提高。在上述特开2005-48265号公报中还公开有，为了使上述复合氧化物生成，向调整了溶存氧量的钢水添加La和Ce，接着添加Si即可的技术。另外在特开2005-48265号公报中公开有，通过使钢材中含有Ti而在钢材组织中使TiN析出，而进一步提高HAZ的韧性，另外为了使这样的TiN生成，向生成了上述复合氧化物的钢水中添加Ti即可。

可是近年来，随着建筑物的高层化、大跨度化，从使用现有的490MPa级钢材到使用更高强度的590MPa级高张力钢材的动向增强。上述特开2005-48265号公报的技术虽然致力于HAZ韧性的改善，但是未就具有建筑用高张力钢材所要求的低屈服比(YR<＝80％)的钢材进行研究。

另一方面，在专利第2901890号公报中，通过使微细的碳氮化物分散，并且将铁素体确保在一定量以上，从而在抗拉强度590N/mm²以上的钢板中实现了低屈服比。但是上述钢板也很难说在实施热能：30kJ/mm以上的焊接时的HAZ韧性必定优异，仍希望能够实现低屈服比和HAZ韧性的两种特性均优异的钢材。

发明内容

本发明鉴于上述情况而进行，其目的在于，提供一种在进行热能为30kJ/mm以上的焊接时的HAZ韧性优异，并且在590MPa以上的高强度域中显示80％以下的低屈服比的钢材及其制法。

即，能够解决上述课题的本第一发明的钢材具有如下要旨：含有：C：0.03～0.2％(“质量％”的意思，以下同)、Si：0.002～0.5％、Mn：1.0～2.0％、及N：0.003～0.01％，满足P：0.02％以下、S：0.015％以下及Al：0.01％以下，分别含有REM：0.001～0.1％及Ca：0.0003～0.005％的至少一个、和Zr：0.001～0.05％，所述钢材作为钢中氧化物含有的是REM的氧化物和CaO的至少一个以及ZrO₂，且所述钢材的整个组织中所占的铁素体分率以面积％计为4～24％，余量是贝氏体组织和马氏体组织的至少一种，并且，以质量％计，在所述钢材中作为钢中氧化物含有的REM的氧化物和CaO在钢中整个氧化物中所占的比例合计为5％以上，且所述钢材中作为钢中氧化物含有的ZrO₂在钢中整个氧化物中所占的比例为5％以上，其中，所述REM是镧元素和Sc和Y的意思。

另外，能够解决上述课题的本第二发明的钢材具有如下要旨：含有：C：0.03～0.12％(“质量％”的意思，以下同)、Si：0.02～0.5％、Mn：1.4～1.8％、及N：0.003～0.01％；满足P：0.02％以下、S：0.015％以下及Al：0.01％以下，分别含有REM：0.001～0.1％及Ca：0.0003～0.02％的至少一个、和Zr：0.001～0.05％，所述钢材作为钢中氧化物含有的是REM的氧化物和CaO的至少一个以及ZrO₂、且所述钢材的整个组织中所占的岛状马氏体的分率以面积％计在1.1％以下，余量是贝氏体组织，并且，以质量％计，在所述钢材中作为钢中氧化物含有的REM的氧化物和CaO在钢中整个氧化物中所占的比例合计为5％以上，且所述钢材中作为钢中氧化物含有的ZrO₂在钢中整个氧化物中所占的比例为5％以上，其中，所述REM是镧元素和Sc和Y的意思。

所述本第一及第二发明的钢材，优选还含有Ti：0.005～0.08％，并且作为钢中氧化物所述钢材含有的是Ti₂O₃。这是由于通过含有Ti能够使焊接热影响部的韧性进一步提高。如上述在钢材含有Ti时，在所述钢材中作为钢中氧化物含有的Ti₂O₃在钢中整个氧化物中所占的比例优选在0.3％以上。

所述本第一发明的钢材，优选还含有从由如下元素构成群中选择的1种以上的元素：Cu：0.05～2％、Ni：0.05～2％、Cr：0.01～1.5％、Mo：0.01～1％、Nb：0.005～0.05％、V：0.005～0.1％、及B：0.0003～0.005％，通过含有这样的元素能够提高母材的强度。

所述本第二发明的钢材，还含有从如下元素构成群中选择的1种以上的元素：Cu：0.05～2％、Ni：0.05～3.5％、Cr：0.01～3％、Mo：0.01～1％、Nb：0.005～0.25％、V：0.005～0.1％、及B：0.0003～0.005％。

本第一及第二发明的钢材，如果向例如将溶存氧量调整到0.0020～0.010％的范围的钢水中，添加从REM及Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr则能够制造。上述钢材特别在含有Ti时，优选向溶存氧量调整到0.0020～0.010％的范围的钢水，添加从REM及Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr和Ti。在此情况下，优选在向调整了上述溶存氧量的钢水中添加从REM及Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr之前，先添加Ti。

根据本第一及第二发明，在高热焊接中即使达到1400℃水平的高温，在钢材中也会有不会固溶消失的组成的氧化物分散在钢材中，因此不限于小～中热能焊接，即使在高热能焊接中也能够防止焊接热影响部(HAZ)的韧性劣化。

再有在本第一发明中，通过作为在硬质的贝氏体组织及/或马氏体组织之中混合有适当的铁素体相的组织，能够得到上述HAZ韧性不受损害，在590MPa以上的高强度域显示80％以下的低屈服比的钢材。

另外，在本第二发明中，通过作为岛状马氏体的分率被控制的组织，能够得到上述HAZ韧性不受损害，母材韧性也优异的钢材。

附图说明

图1是表示铁素体分率与屈服比的关系的曲线图。

图2是表示铁素体分率与抗拉强度(TS)的关系的曲线图。

图3是表示热轧结束后的淬火开始温度与铁素体分率的关系的曲线图。

图4是表示在二相域(附近)的热处理温度与铁素体分率的关系的曲线图。

图5是表示岛状马氏体的分率(MA分率)和vTrs(断裂转变温度)的关系的曲线图。

具体实施方式

本发明者们，首先就为了提高HAZ的韧性，通过使钢材中分散与上述特开2005-48265号公报的氧化物为不同组成的氧化物而不能达成HAZ韧性的提高反复研究。其结果发现，在钢材中复合添加REM及/或Ca以及Zr，在该钢材中所含的整个氧化物的组成中，如果钢材中氧化物以含有REM的氧化物及/或CaO及ZrO₂的方式进行调整，则能够提高焊接热影响部的韧性，另外通过在这样的成分系中再复合添加Ti，在所述钢材所含的整个氧化物的组成中，如果钢材中氧化物以含有Ti₂O₃的方式进行调整，则焊接热影响部的韧性进一步提高。还指出，为了利用上述氧化物而不阻碍HAZ韧性的提高，并在590MPa以上的高强度钢板中达成80％以下的低屈服比，而使硬质的贝氏体组织及/或马氏体组织之中适量存在软质的铁素体相即可，从而完成本第一发明。另外指出，为了不阻碍上述氧化物带来的HAZ韧性的提高而提高母材韧性，作为对岛状马氏体的分率加以控制的组织即可，从而完成了本第二发明。以下详述上述本发明。仅说“本发明”时和没有特别通知时，阐述的是本第一发明和本第二发明中共通的事项。

首先，本发明的钢材，作为钢中氧化物含有的是REM的氧化物及/或CaO和ZrO₂。这样，如果是含有REM的氧化物及/或CaO和ZrO₂，则焊接时即使受到热影响并处在1400℃水平的高温，上述氧化物也不会固溶消失，因此在焊接时的HAZ中能够防止奥氏体粒的粗大化，作为其结果，比起分别单独添加REM、Ca和Zr而形成氧化物的情况，能够进一步改善HAZ的韧性。

而且如果组合上述氧化物或复合氧化物而使其在钢材中含有，则能够提高钢材中所含的整个氧化物的绝对量，能够防止成为钢材(母材)的韧性劣化的原因的REM的硫化物和Ca的硫化物，或Zr碳化物的生成，其结果能够抑制母材的韧性劣化并能够提高HAZ的韧性。

本发明的钢材，作为钢中氧化物(a)含有REM的氧化物及/或CaO和ZrO₂，或者(b)含有REM及/或Ca和Zr的复合氧化物，或者(c)含有REM的氧化物及/或CaO和ZrO₂，并且含REM及/或Ca和Zr的复合氧化物。所谓含有REM及/或Ca和Zr的复合氧化物，可列举例如含有REM和Zr的复合氧化物，含有Ca和Zr的复合氧化物，含有REM和Ca和Zr的复合氧化物等。

本发明的钢材，除了上述的钢中氧化物以外，优选还含有Ti氧化物。因为通过含有Ti氧化物，能够进一步使钢材中分散的氧化物量增大，所以能够进一步提高HAZ的韧性。

上述Ti氧化物也可以作为钢材中单独氧化物(Ti₂O₃)含有，例如也可以被包含于上述复合氧化物(即，含有REM和Zr的复合氧化物，含有Ca和Zr的复合氧化物，含有REM和Ca和Zr的复合氧化物)而作为复合氧化物含有。

上述钢材优选满足在该钢材中的整个氧化物的组成中，整个氧化物中所占的REM的氧化物和CaO的合计为5％以上，且整个氧化物中所占的ZrO₂为5％以上。其理由是为了确保有助于HAZ的韧性提高的氧化物量。REM的氧化物和CaO的合计优选为10％以上，更优选为15％以上，进一步优选为20％以上。另一方面，ZrO₂优选为10％以上，更优选为15％以上，进一步优选为20％以上。

上述钢材含有Ti氧化物时，在该钢材中的整个氧化物的组成中，整个氧化物中所占的Ti₂O₃优选满足0.3％以上。更优选为1％以上，进一步优选为3％以上，特别优选5％以上，最优选为10％以上。

本发明的钢材，优选在该钢材中的整个氧化物的组成中，整个氧化物中所占的REM的氧化物、CaO、ZrO₂和Ti₂O₃的合计为55％以上。由于这些氧化物的合计低于55％时，有助于HAZ的韧性提高的氧化物量不足，不能充分地改善HAZ的韧性。更优选为60％以上，进一步优选为65％以上。

还有，整个氧化物组成的其余部分没有特别限定，例如可以是SiO₂和Al₂O₃、MnO。优选SiO₂和Al₂O₃、MnO以外的“其他”的成分抑制在低于5％。

钢材中所含的氧化物的组成，如果由例如EPMA(Electron Probe X-rayMicro Analyzer，电子探针X射线分析计)观察钢材的截面，对观察视野内被确认的夹杂物进行定量分析则能够测定。EPMA的观察，例如加速电压为20kV、试样电率为0.01μA、观察视野面积为1～5cm²，由特性X射线的色散对夹杂物的中央部的组成进行定量分析。

作为分析对象的夹杂物的大小为最小直径在0.2μm以上的，分析个数至少100个。

分析对象元素为Al、Mn、Si、Ti、Zr、Ca、La、Ce和O，采用已知物质将各元素的X射线强度和元素浓度的关系作为预先检量线求得，由作为分析对象的夹杂物得到的X射线强度和由所述检量线对作为分析对象的夹杂物所含的元素浓度进行定量，将氧含量为5％以上夹杂物作为氧化物。但是，从一个夹杂物观测多个的元素时，从显示这些元素在存在的X射线的强度的比换算成各元素的单独氧化物而计算氧化物的组成。在本发明的钢材中，如此将关于各个氧化物所得到的定量结果平均，将其作为氧化物的平均组成。

接着，说明本发明的钢材(母材)的成分组成。

本第一发明的钢材，其特征在于，含有：REM：0.001～0.1％及/或Ca：0.0003～0.005％，和Zr：0.001～0.05％。本第二发明的钢材，其特征在于，含有REM：0.001～0.1％及/或Ca：0.0003～0.02％，和Zr：0.001～0.05％。

规定这一范围的理由如下。

REM、Ca及Zr，在钢材中形成REM的氧化物和CaO、ZrO₂、或者复合氧化物，是有助于HAZ的韧性提高的元素。在本发明的钢材中，REM和Ca可以分别单独使用，也可以并用。

使REM含有时应该在0.001％以上，优选为0.006％以上，更优选为0.010％以上。但是若过量添加，则REM的硫化物生成，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是含有镧系元素(从La至Ln的15个元素)和Sc(钪)和Y(钇)的意思，这些元素之中，优选还含有从La、Ce及Y所构成的群中选择的至少1种元素，更优选含有La及/或Ce。

使Ca含有时，应该在0.0003％以上，优选为0.0005％以上，更优选在0.0008％以上。但是若过量添加，则粗大的Ca的硫化物生成，母材的韧性劣化。因此，在本第一发明中应该抑制在0.005％以下，在本第二发明中应该抑制在0.02％以下。在本第一发明中，优选为0.004％以下，更优选为0.003％以下。在本第二发明中，优选为0.015％以下，更优选为0.01％以下。

Zr应该使之含有0.001％以上，优选为0.003％以上，更优选为0.005％以上。但是若过量添加，则粗大的Zr的碳化物生成，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及/或Ca和Zr以外，作为基本元素，在本第一发明中，还含有C：0.03～0.2％、Si：0.5％以下(不含0％)、Mn：1.0～2.0％、及N：0.01％以下(不含0％)，在本第二发明中，还含有C：0.03～0.12％、Si：0.5％以下(不含0％)、Mn：1.4～1.8％、及N：0.003～0.01％以下。规定这一范围的理由如下。

C是用于确保钢材(母材)的强度而不能欠缺的元素，为了发挥这一效果，需要使之含有0.03％以上。优选为0.04％以上，更优选为0.05％以上。但是，若使C过量含有，则焊接时在HAZ大量生成岛状马氏体，不仅导致HAZ的韧性劣化，而且对焊接性也产生不良影响。因此，在本第一发明中，C需要抑制在0.2％以下，优选在0.18％以下，更优选在0.15％以下，在本第二发明中，C需要抑制在0.12％以下，优选在0.11％以下，更优选在0.10％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0.05％以上，进一步优选使之含有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，因此需要将其抑制在0.5％以下。优选为0.45％以下，更优选抑制在0.4％以下。还有，要求HAZ的更高韧性时，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。但是若如此抑制Si含量，则虽然HAZ韧性提高，但是有强度降低的倾向，因此需要添加其他的强度增加元素。

在本第一发明中，Mn也与Si一样是用于脱氧和强度确保所需的，为了确保作为结构构件的最低强度而使其为1.0％以上。优选为1.2％以上，更优选为1.3％以上。但是，若超过2.0％而使之过量含有，则因为HAZ韧性劣化，所以Mn量为2.0％以下。优选为1.8％以下，更优选为1.6％以下。

在本第二发明中，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，需要使之含有1.4％以上。优选为1.45％以上，更优选为1.50％以上。但是若超过1.8％而使之过量含有，则因为HAZ韧性劣化，所以Mn量为1.8％以下。优选为1.75％以下，更优选为1.70％以下。

N是析出氮化物(例如ZrN和TiN等)的元素，该氮化物用于防止在焊接时在HAZ生成的奥氏体粒的粗大化而促进铁素体相变，有助于使HAZ的韧性提高。为了有效地发挥这一效果，在本第一发明中，优选使之含有0.002％以上，更优选为0.003％以上，在本第二发明中，优选使之含有0.003％以上，更优选为0.004％以上。N越多越能够促进奥氏体粒的微细化，对HAZ的韧性提高有效地发挥着作用。但是若超过0.01％，则固溶N量增大，母材的韧性劣化。因此N需要抑制在0.01％以下，优选为0.009％以下，更优选为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％)及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，特别是在钢材中的结晶晶界偏析而使韧性劣化。因此P需要抑制在0.02％以下，优选为0.018％以下，更优选为0.015％以下。

S与Mn结合生成硫化物(MnS)，是使母材的韧性和板厚方向的延展性劣化的有害元素。另外S与La和Ce结合生成LaS和CeS，阻碍氧化物的生成。因此，S应该抑制在0.015％以下，优选为0.012％以下，更优选为0.008％以下，特别优选为0.006％以下。

Al是脱氧力强的元素，若过量添加，则会还原氧化物而难以生成期望的氧化物。因此Al需要抑制在0.01％以下，优选为0.0090％以下，更优选为0.0080％以下。

本发明规定的含有元素如上述，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，可以允许由于原料、物资、制造设备等的状况而被带入的元素(例如Mg和As、Se等)的混入。另外，也可以积极地含有下述元素。

<Ti：0.08％以下(不含0％)>

Ti在钢材中生成Ti氧化物，是有助于HAZ的韧性提高的元素。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0.01％以上。但是若过量地添加，则氧化物过于大量生成，使钢材(母材)的韧性劣化，因此应该抑制在0.08％以下。优选在0.07％以下，更优选在0.06％以下。

在本发明的钢材中，为了提高强度，含有从如下元素构成的群中选择的1种以上的元素也有效，Cu：2％以下(不含0％)；Ni：2％以下(不含0％)；Cr：1.5％以下(不含0％)；Mo：1％以下(不含0％)；Nb：0.05％以下(不含0％)；V：0.1％以下(不含0％)及B：0.005％以下(不含0％).规定这一范围的理由如下。

<Cu：2％以下(不含0％)>

Cu是使钢材固溶强化的元素，为了有效地发挥这一效果，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。特别是若使之含有0.6％以上，则除了固溶强化之外，还发挥时效析出强化，能够得到大幅的强度提高。但是若超过2％而使之含有，则钢材(母材)的韧性降低，因此Cu可以抑制在2％以下。优选为1.8％以下，更优选为1.6％以下。

<Ni：2％以下(不含0％)>

Ni是提高钢材的强度，并且在使钢材的韧性提高上有效地发挥作用的元素，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，但是因为其为昂贵的元素，所以从经济性的观点出发，在本第一发明中优选抑制在2％以下，在本第二发明中优选抑制在3.5％以下。在本第一发明中，更优选为1.8％以下，进一步优选为1.6％以下。在本第二发明中更优选为3.3％以下，进一步优选为3％以下。

<Cr：1.5％以下(不含0％)>

添加Cr为了提高强度，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。但是若使之过量地含有，则焊接性劣化，因此Cr在本第一发明中优选抑制在1.5％以下，在本第二发明中优选抑制在3％以下。在本第一发明中更优选为1.3％以下，进一步优选为1.1％以下。在本第二发明中更优选为1.5％以下，进一步优选为1％以下。

<Mo：1％以下(不含0％)>

添加Mo为了提高强度，优选使之含有0.01％以上。更优选为0.02％以上，进一步优选使之含有0.03％以上。但是若超过1％，则使焊接性恶化，因此优选Mo为1％以下。更优选为0.9％以下，推荐进一步优选抑制在0.8％以下。

<Nb：0.05％以下(不含0％)>

添加Nb为了提高强度，优选使之含有0.005％以上。在本第一发明中更优选为0.007％以上，进一步优选为0.01％以上。在本第二发明中更优选为0.01％以上，进一步优选为0.03％以上。但是，在本第一发明中，若超过0.05％，则碳化物(NbC)析出，母材韧性劣化，因此优选Nb抑制在0.05％以下。更优选为0.04％以下，进一步优选为0.03％以下。另外，在本第二发明中，若超过0.25％，则碳化物(NbC)析出，母材韧性劣化，因此优选Nb抑制在0.25％以下。更优选为0.23％以下，进一步优选为0.20以下。

<V：0.1％以下(不含0％)>

添加V为了提高强度，优选使之含有0.005％以上。更优选为0.01％以上，进一步优选使之含有0.03％以上。但是若越过0.1％，则焊接性恶化，并且母材的韧性劣化，因此优选V为0.1％以下。更优选抑制在0.08％以下，进一步优选抑制在0.06％以下。

<B：0.005％以下(不含0％)>

B提高钢材强度，同时，在焊接时被加热的HAZ冷却的过程中与钢中的N结合而析出BN，促进来自奥氏体粒内的铁素体相变。为了有效地发挥这样的效果，优选使之含有0.0003％以上的更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0008％以上。但是若超过0.005％，则钢材(母材)的韧性劣化，因此B优选为0.005％以下。更优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。

接下来，就本发明的钢材的组织进行说明。

在本第一发明中，为了使高强度和低屈服比并存，需要让金属组织成为在全组织中所占的铁素体的分率为4～24％，余量为贝氏体组织及/或马氏体组织。

图1是表示铁素体分率与屈服比的关系的曲线图，是整理后述的实施例的结果，由此图1可知，屈服比：为了达成80％以下，需要让铁素体分率为4％以上。为了进一步使屈服比降低，优选铁素体：7％以上，更优选为10％以上。

另一方面，图2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，由此图2可知，为了将抗拉强度确实地提高到590MPa以上，需要让铁素体分率为24％以下。为了进一步提高抗拉强度，优选铁素体分率为22％以下，更优选为20％以下。

还有，本第一发明所说的“余量为贝氏体组织及/或马氏体组织”，意思是含有贝氏体组织及/或马氏体组织76～96％，除了该贝氏体组织及/或马氏体组织和上述铁素体以外，还含有在制造工序中不可避免形成的其他的组织(渗碳体、MA)。

在本第二发明中，为了确保优异的母材韧性，需要让金属组织成为全部组织中所占的岛状马氏体的分率为1.1％以下，且余量为贝氏体组织。一般制造厚的某种高强度钢材时，是通过得到理论界限冷却速度的淬火的方法(例如直接淬火)来使贝氏体组织生成，从而实现高强度化。

但是该情况下，生成上述贝氏体组织的同时还容易生成硬质相的岛状马氏体(Martensite-austensite constituent，以下称为“MA”)，这成为破坏的起点，对母材韧性造成不良影响。图5是表示岛状马氏体的分率(MA分率)与vTrs(断裂转变温度)的关系的曲线图，是整理了后述的实施例的实验结果，由该图5可知，为了得到vTrs：—40℃以下和显示出优异的母材韧性的钢材，需要将MA分率抑制在1.1％以下。更优选上述MA分率为1.0％以下。

还有，本第二发明所说的“余量为贝氏体组织”，意思是全部组织中所占的贝氏体组织为90％以上，除贝氏体组织以外，还含有制造工序中不可避免地形成的其他的组织(铁素体、珠光体、MA)。

接下来，就制造本发明的钢材时能够优选采用的制造方法加以说明。

如上述，为了在钢材中适量含有REM的氧化物及/或CaO和ZrO₂，如后述的实施例所表明，可知对添加从REM及Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr之前的溶存氧量进行适当地控制，即向适当地控制了溶存氧量的钢水中复合添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr非常有效。如果由该方法制造，则即使REM和Ca、Zr的添加量多达一定程度，也能够确保地使上述氧化物形成，作为结果是能够防止REM的硫化物和Ca的硫化物或Zr的碳化物的生成。

这时若上述溶存氧量低于0.0020％，即使复合添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr，因为氧含量不足，所以仍不能确保有助于HAZ的韧性提高的氧化物量，而且不能形成氧化物的REM和Ca形成硫化物，或Zr形成碳化物，使母材的韧性劣化。复合添加上述元素之前的溶存氧量，优选调整到0.0025％以上，更优选为0.0030％以上。但是若溶存氧量超过0.010％，则因为钢水中的氧量过多，所以钢水中的氧和上述元素的反应剧烈，不仅熔炼作业上不为优选，而且粗大的REM的氧化物、Ca的氧化物和ZrO₂生成。因此溶存氧量应该抑制在0.010％以下，优选为0.008％以下，更优选为0.007％以下。

可以复合添加从上述REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr之后，添加合金元素调整钢材的成分。

还有，在向调整了上述溶存氧量的钢水中添加上述元素时，复合添加从上述REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr即可，在复合添加例如REM和Ca时，(a)可以向调整了溶存氧量的钢水中添加REM和Ca和Zr之后，再添加合金元素调整钢材的成分，(b)也可以向调整了溶存氧量的钢水中添加REM(或Ca)和Zr后，添加Ca(或REM)以外的合金元素调整钢材的成分，接着添加Ca(或REM)。

向调整了上述溶存氧量的钢水中复合添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr的顺序没有特别限定，例如(a)可以在添加REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素后再添加Zr，(b)也可以在添加Zr后添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素，(c)也可以同时复合添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr。添加添加REM和Ca时，(d)也可以在添加REM(或Ca)后添加Zr，接着添加Ca(或REM)，(e)也可以同时复合添加REM和Ca和Zr。

本发明的钢材含有Ti时，向调整了溶存氧量的钢水中，复合添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr后，(a)可以在进行钢材的成分调整时一并添加Ti，(b)也可以在钢材的成分调整之后添加Ti。优选向调整了溶存氧量的钢水中添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Ti和Zr。

该情况下，推荐向调整了溶存氧量的钢水中添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr之前添加Ti。如果向调整了溶存氧量的钢水中添加Ti，则首先形成Ti₂O₃，但是因为Ti₂O₃与钢水的界面能小，所以形成的Ti₂O₃的尺寸微细。接着通过复合添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr，因为REM的氧化物和CaO、ZrO₂以上述Ti₂O₃为生成核成长，所以结果粒子的个数增大，奥氏体粒的粗大化抑制效果变大。

可是，由转炉和电炉一次精炼的钢水中的溶存氧量通常超过0.010％。因此在本发明的制造方法中，复合添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr之前，或添加Ti之前，需要将钢水中的溶存氧量调整到上述范围。作为调整溶存氧量的方法，可列举例如使用RH式脱气精炼装置进行真空C脱氧的方法，和添加Si、Mn、Ti和Al等的脱氧性元素的方法等，当然也可以适当组成这些方法来调整溶存氧量。另外，也可以使用铸桶加式热精炼装置和简易式钢水处理设备等取代RH式脱气精炼装置来调整溶存氧量。此情况下，因为由真空C脱氧不能调整溶存氧量，所以可以在溶存氧量的调整中采用添加Si等的脱氧性元素的方法。采用添加Si等的脱氧性元素的方法时，也可以在从转炉向铸桶浇包时添加脱氧性元素。

向钢水中添加REM、Ca、Zr和Ti的方式没有特别限定，例如作为REM，可以添加纯La和Ce、纯Y等或纯Ca、纯Zr、纯Ti，再添加Fe-Si-La合金、Fe-Si-Ce合金、Fe-Si-Ca合金、Fe-Si-La-Ce合金、Fe-Ca合金、Ni-Ca合金等。另外，也可以向钢水中添加混合稀土。所谓混合稀土是铈族稀土类元素的混合物，具体来说就是含有Ce为40～50％左右，含有La为20～40％左右。但是，因为在混合稀土中作为杂质多含有Ca，所以混合稀土含有Ca时需要满足本发明规定的范围。

为了得到本第一发明的上述金属组织，推荐使用满足上述成分组成的钢材，在制造过程中，在加热、热轧之后淬火，进行在奥氏体一铁素体二相域(以下仅称为“二相域”)的热处理(淬火)和回火处理。

图3是表示淬火开始温度(图3中特别是进行直接淬火时的淬火开始温度)与铁素体分率的关系的曲线图，是整理了后述的实施例的实验结果。由此图3可知，为了确实地达成抗拉强度：590MPa，并将铁素体分率抑制在24％以下，可以将淬火开始温度作为铁素体相变开始温度(Ar3)以上。

上述淬火除了在热轧之后进行淬火的直接淬火(DQ)以外，也可以使用热轧材下线进行淬火(RQ)。还有，在上述DQ处理时，由于不能返工，所以比起上述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及/或马氏体组织之中混有规定量的铁素体相，有效的方法是进行二相域的热处理。图4是表示在二相域(附近)的热处理温度和铁素体分率的关系的曲线图，是整理了后述的实施例的实验结果，由此图4可知，为了达成屈服比：80％以下，并确保铁素体在4％以上，需要在Ac1以上Ac3以下进行热处理。还有，优选在Ac1以上Ac3以下(二相域温度)保持5分钟以上。

可以在上述二相域加热后进行淬火(例如RQ)，其后以铁素体相变开始温度(Ac1)以下的温度进行回火来调整钢材的强度。

如此得到的本第一发明的钢材，例如能够作为桥梁和高层建筑物、船舶等的结构物(特别是高层建筑物)的材料使用，不用说小～中热能焊接，即使在高热能焊接中也能够防止焊接热影响部的韧性劣化，并且能够实现高强度和低屈服比的并存。

为了得到本第二发明的上述组织，推荐使用满足上述成分组成的钢材，从制造过程中的热轧结束温度(终轧结束温度)到贝氏体相变结束温度(Bf)以下、马氏体相变开始温度(Ms)以上的温度域，以6℃/s以上进行冷却。这样通过进行冷却速度的控制直到Bf以下，能够使组织以贝氏体为主体，另一方面，通过冷却速度的控制直到Ms以上，能够充分抑制未相变奥氏体变成硬质相的MA。还有，所谓上述热轧结束温度(终轧温度)，指的是后述的实施例所示的要领所要求的轧制结束时的t(板厚)/4部分的温度。

作为进行所述速度下的冷却的方法，可列举有直接淬火、加速冷却等的方法，但是推荐采用能够实现理论界限冷却速度的直接淬火法。

另外，如果热轧时的终轧结束温度(后述的实施例所示的要领所要求的轧制结束时的t(板厚)/4部分的温度)被控制在800～900℃的范围，则因为能够使高强度和高韧性并存而优选。

如此得到的本第二发明的钢材，例如能够作为桥梁和高层建筑物、船舶等的结构物(特别是高层建筑物)的材料使用，不用说小～中热能焊接，即使在高热能焊接中也能够防止焊接热影响部的韧性劣化，并且能够确保优异的母材韧性。

【实施例】

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，在能够适合前、后述宗旨的范围也可以进行适当地变更来实施，这些均包含在本发明的技术范围。

实施例1

首先，说明本第一发明的实施例。

用240吨转炉将铁水一次精炼后，从该转炉向铸桶浇包，一边进行成分调整和温度调整一边进行二次精炼。这里，在铸桶中以表1所示的脱氧方法调整至表1所示的溶存氧量。其后，按表1所示的顺序添加元素。接着根据需要添加其余的合金元素，最终调整成下述表2所示的组成。还有，在二次精炼中使用RH式脱气精炼装置进行脱H和脱S等。另外，表1中的钢种No.16的溶存氧量“—”表示低于定量界限。

还有，在表1中，La以Fe-La合金的形态添加，Ce以Fe-Ce合金的形态添加，REM以含有La为50％左右和含有Ce为25％左右的混合稀土的形态添加，Ca以Ni-Ca合金或Ca-Si合金或Fe-Ca压粉体的形态添加，Zr以Zr单体添加，Ti以Fe-Ti合金的形态添加。另外，表2中“—”表示没有添加元素，“<”(低于)的意思是没有添加的元素却被不可避免地含有，因此在低于定量界限的范围被检测到。

在表2中汇总了Ac1、Ac3和Ar3。该Ac1、Ac3和Ar3由下述方法测定。

<冷却时铁素体相变开始温度(Ar3)的测定方法>

将加工相变(Formaster)试验片加热到1100℃保持10秒钟后，以1000℃实施累积压下率25％的加工，再以900℃实施累积压下率25％的加工，其后从800℃以1℃/s的冷却速度冷却，将冷却中体积开始膨胀的温度作为Ar3相变温度而求得。

<加热时铁素体相变开始温度(Ac1)和加热时铁素体相变结束温度(Ac3)的测定方法>

在将加工相变(Formaster)试验片以10℃/s的加热速度从常温加热到1000℃的过程中，将体积开始缩小的温度作为Ac1相变温度，再继续加热，将体积开始膨胀的温度作为Ac3相变温度。

【表1】

钢种No.	脱氧方法	溶存氧量     (质量％)	元素的添加顺序
				1	由Si和Mn脱氧	0.0035	Zr→REM
2	由Si和Mn脱氧	0.0025	REM→Zr→Ca
				3	由Si和Mn脱氧	0.0025	Zr→Ca
4	由Si和Mn脱氧	0.0037	REM→Zr→Ti
				5	由Si和Mn脱氧	0.0045	Zr→REM→Ca→Ti
6	由Si和Mn脱氧	0.0043	REM→Zr→Ti
				7	由Mn脱氧	0.0076	REM→Zr→Ca→Ti
8	由Si和Mn脱氧	0.0031	REM→Zr→Ti
				9	由Si和Mn脱氧	0.0055	Zr→La→Ti
10	由Si和Mn脱氧	0.0039	Ti→Zr→Ce
				11	由Si和Mn脱氧	0.0052	Ti→REM→Zr→Ca
12	由Si和Mn脱氧	0.0045	Ti→REM→Zr
				13	由Si和Mn脱氧	0.0031	Ti→Zr→Ca
14	由Si和Mn脱氧	0.0070	Ti→Zr→REM
				15	由Si和Mn脱氧	0.0135	Zr
16	由Si和Mn脱氧	-	Zr
				17	由Si和Mn脱氧	0.0220	REM→Ti
18	由Si和Mn脱氧	0.0025	REM→Ti→Ca
				19	由Al脱氧	0.0005	Ti→Ca
20	由Si和Mn脱氧	0.0035	Ti→REM
				21	由Si和Mn脱氧	0.0032	Ti
22	由Si和Al脱氧	0.0015	Ti→REM
				23	由Mn和Al脱氧	0.0013	Ti→REM→Zr→Ca

上述熔炼后，对连续铸造得到的扁坯实施热轧后，进行直接淬火(DQ)或下线的淬火(RQ)。再加热到奥氏体一铁素体二相域或该二相域附近，接着在进行淬火之后进行回火，得到表3所增的板厚的钢板。表3中显示上述热轧中(终止)轧制结束温度“轧制结束时的t(板厚)/4部位的温度”，淬火方法和淬火开始温度(淬火开始时的t/4部位的温度)，二相域(附近)的热处理温度(t/4部位的温度)，和回火温度(t/4部位的温度)。

还有，表3所轧制结束时的t/4部位的温度，根据下述(1)～(6)的要领求得。

(1)在过程控制计算机中，基于从加热开始到加热结束的气氛温度、在炉时间，计算从钢坯的表面到里面的板厚方向的任意位置的加热温度。

(2)使用上述计算出的加热温度，基于轧制中的轧制表和轧道间的冷却方法(水冷或空冷)的数据，一边采用适于差分法等计算的方法计算板厚方向的任意位置的轧制温度，一边实施轧制。

(3)钢板表面温度，采用设置于轧制线上的放射型温度计实测(其中，在过程控制计算机中也实施计算)。

(4)将粗轧开始时、粗轧结束时及终轧开始时分别实测的钢板表面温度与过程控制计算机的计算温度进行对照。

(5)粗轧开始时、粗轧结束时和终轧开始时的计算温度与上述实测温度的差为±30℃以上时，按实测表面温度与计算表面温度一致的方式再进行计算，作为过程控制计算机上的计算温度。

(6)进行上述计算温度的修正时，求得t/4部位的终轧结束温度。

另外，在二相域(附近)的热处理温度(t/4部位的温度)是按下述(1)(2)的要领求得的。再有，淬火温度(淬火开始时的t/4部位的温度)和回火温度(t/4部位的温度)也以同样的方式求得。

(1)在过程控制计算机中，基于从加热开始到加热结束的气氛温度、在炉时间，计算从钢坯的表面到里面的板厚方向的任意位置的加热温度。

(2)由计算出的计算温度求得t/4部位的温度。

使用以上述方式得到的钢板，分别按下述要领，实施拉伸试验、组织观察、利用EPMA的夹杂物组成的调查，以及HAZ韧性的评价。

<拉伸试验>

从各钢板的t(板厚)/4部位相对于轧制方向呈直角的方向提取JIS Z2201的4号试验片，按JIS Z2241的要领进行拉伸试验，测定抗拉强度(TS)。然后，TS在590MPa以上，YR在80％以下的评价为抗拉特性优异。

<金属组织的观察>

铁素体分率以下述方式测定。

(i)以能够观察到与轧制方向平行且相对于钢板表面垂直的、包含钢板表里面的板厚截面的方式，从上述钢板提取试样。

(ii)通过由湿式金刚砂研磨纸(#150～#1000)的研磨，或者具有与之同等的功能的研磨方法(使用了金刚石研磨浆(diamond slurry)等的研磨剂的研磨等)，进行观察面的镜面精加工。

(iii)使用3％的硝酸乙醇溶液腐蚀研磨好的试样，使铁素体组织的结晶晶界出现。

(iv)在t(板厚)/4部位，以100倍或400倍的倍率对出现的组织拍摄照片(在本实施例中作为6cm×8cm的写真进行拍摄)，将铁素体组织着色成黑色。

接下来，将所述照片输入图像分析装置(所述照片的区域100倍的情况相当于600μm×800μm，400倍的情况相当于150μm×200μm)。输入到图像分析在任何倍率的情况下，都以区域的合计为1mm×1mm以上的方式输入(即，100倍时至少输入上述照片至少6张，400时输入上述照片至少35张)。

(v)在图像分析装置中，计算每幅照片黑色的面积率，将全部的照片的平均值作为铁素体分率。

还有，在上述显微观察中，在任何的实施例中均确认余量为贝氏体组织及/或马氏体组织。

<夹杂物组成的调查>

从各钢板的t(板厚)/4位置的横截面切出试样。使用岛津制作所制“EPMA-8705(装置名)”以600倍观察切出的试样表面，对于最大直径为0.2μm以上的析出物进行成分组成的定量分析。观察条件加速电压为20kV、试料电流为0.01μA、观察视野面积为1～5cm²、分析个数为100个，通过特性X射线的色散对夹杂物的中央部的组成进行定量分析。分析对象元素为Al、Mn、Si、Ti、Zr、Ca、La、Ce和O，采用已知物质将各元素的电子射线强度和元素浓度的关系作为预先检量线求得，接着，从所述析出物得到的电子射线强度和从所述检量线定量此析出物的元素浓度。

得到的定量结果之中氧含量为5％以上的析出物为氧化物，平均了的为氧化物的平均组成。下述表4显示整个氧化物的平均组成。还有，从一个夹杂物观察多个元素时，由表示这些元素存在的X射线强度的比换算成单独氧化物来计算氧化物的组成。

由EPMA观察上述试样表面的结果，被观察的氧化物大半是含有REM及/或Ca和Zr的复合氧化物，或者还含有Ti的复合氧化物，但是作为单独氧化物也生成有REM的氧化物、CaO、ZrO₂、Ti₂O₃。

<HAZ韧性的评价>

接着，为了评价HAZ的韧性，以热能为30～170kJ/mm进行电渣焊，制作焊接接头。然后使用在该焊接接头的熔合区加入V切口的由JISZ2242(2006)规定的试验片，在0℃下进行摆锤冲击试验，测定吸收能(vE₀)。求得每实施例No.之中提取的3个试验片的平均值，vE₀为150J以上的评价为HAZ韧性优异。

表3一落千丈并记录测定结果。

[表3]

※1轧制结束温度是考虑钢板的加热、轧制、途中水冷条件而由过程计算机算出的t/4部的温度。

由表1～4能够进行如下考察(还有，下述No.表示表3的实施例No.)。No.1～3、6～7、20～22是满足本发明规定的要件的例子，因为在钢材中含有REM的氧化物及/或CaO和ZrO₂，所以能够得到焊接热影响部的韧性良好的钢材。另外，铁素体分率也满足本发明规定的必要条件，能够使590MPa以上的强度和80％以下的屈服比并存。

另一方面，No.4、5、18、19、23～31均是在本发明必要条件之外的例。特别是No.23～30因为在钢材中不含有REM的氧化物及/或CaO、和ZrO₂中的任一个，所以焊接热影响部的韧性差。

No.4、5、28、29因为铁素体分率低于规定范围，所以屈服比变高。

No.18、19、27因为铁素体分率高于规定范围，所以不能得到高强度。

No.23因为Mn不足，所以不能达成高强度。

No.31因为Mn和Al过量，溶存氧量也少，所以不能充分确保规定的氧化物，HAZ韧性差。

实施例2

接下来就本第二发明的实施例加以说明。

用240吨转炉将铁水一次精炼后，从该转炉向铸桶浇包，一边进行成分调整和温度调整一边进行二次精炼。这里，在铸桶中通过实施例1的表1所示的脱氧方法，调整至表1所示的溶存氧量。其后，按表1所示的顺序添加元素。接着根据需要添加其余的合金元素，最终调整成表5所示的组成。还有，在二次精炼中使用RH式脱气精炼装置进行脱H和脱S等。

表5中“—”表示没有添加的元素，“低于”的意思是虽然没有添加元素，但是其却不可避免地含有，所以在低于定量界限的范围被检测到。另外，表5所示的Bf(贝氏体相变结束温度)和Ms(马氏体相变开始温度)是通过加工相变(Formaster)试验制成CCT曲线而分别求得。具体来说，是将加工相变(Formaster)试验片加热到1100℃保持10秒钟后，以1000℃实施累积压下率25％的加工，再以800℃实施累积压下率25％的加工，其后在1～100℃之间使从700℃的冷却速度变化7个阶段，测定冷却中的体积变化发生的温度并求得相变温度。再观察冷却后的组织，并且测定维氏硬度以鉴定最终组织。由这些结果制成CCT曲线，求得Bf、Ms。

用连续铸机将成分调整后的钢水铸造成扁坯，其后实施热轧，制作表6所示的板厚的钢板。

表6显示热轧的终轧温度(轧制结束时的t/4部位的温度)，轧制结束后的冷却速度，该冷却速度下的冷却停止温度。

求得上述终轧结束时的t/4部位的温度的方法与实施例1相同。

使用如上述这样得到的钢板，分别按下述要领实施拉伸试验、金属组织的观察、基于EPMA的夹杂物组成的调查、HAZ韧性及母材韧性的评价。

<拉伸试验>

从各钢板的t(板厚)/4部位相对于轧制方向呈直角的方向提取JIS Z2201的4号试验片，按JIS Z2241的要领进行拉伸试验，测定抗拉强度(TS)。然后，TS在510MPa以上，YR在390MPa以上的评价为抗拉特性优异。

<金属组织的观察>

岛状马氏体的分率以如下方式测定。即，以能够观察到与轧制方向平行且相对于钢板表面垂直的、包含钢板表里面的板厚截面的方式，从上述钢板提取试样。对观察面进行镜面研磨后，用レペラ—(LePera)腐蚀液进行腐蚀。然后，用光学显微镜以400倍的倍率拍摄t(板厚)/4部位(1个视野大小：60μm×80μm)，判断主体的组织为贝氏体(B)或铁素体(F)+珠光体(P)的基础上，在主体组织为贝氏体的情况下，将所述照片输入图像分析装置，进行黑白图像处理之后求得白色部分(MA)的面积率。该测定对于任意的12个以上的视野进行，将其平均值作为MA分率。

<夹杂物组成的调查>

运用与实施例1同样的方法。表7显示整个氧化物的平均组成。

<HAZ韧性的评价>

接着，为了评价HAZ的韧性，以热能为40～60kJ/mm进行气电焊或潜弧焊，从以板厚方向的里面7mm为中心的板厚位置，提取由JISZ2242(2006)规定的V切口摆锤试验片3个。接着，使用该试验片在—40℃下进行摆锤冲击试验，测定吸收能(vE_-40)，求得上述3个试验片的平均值。然后，vE_-40为150J以上的评价为HAZ韧性优异。

<母材韧性的评价>

从各钢板的t/4部位提取由JIS Z2202(2006)规定的V切口试验片，根据JISZ2242(2006)所规定的方法进行摆锤冲击试验，测定断裂转变温度(vTrs)。然后，vTrs为—40℃以下的评价为母材韧性优异[能够稳定确保船级E级钢材规格值(—20℃下55J以上)]

表6显示这些测定结果。

【表6】

※1轧制结束温度是考虑钢板的加热、轧制、途中水冷条件而由过程计算机算出的t/4部的温度。

※2冷却速度是从轧制结束温度到冷却停止温度的平均值。

※3 B：贝氏体组织主体、F+P：铁素体珠光体组织主体

从表1、5～7能够做如下考察(还有，下述No.表示表5、7的钢板No.)。No.1～3、5～9、13～19是满足由本发明规定的必要条件的例子，因为钢材中含有REM的氧化物及/或CaO和ZrO₂，所以能够得到焊接热影响部的韧性良好的钢材。另外，MA分率也满足本发明规定的必要条件，母材韧性也优异。

另一方面，No.4、10～12、20～28是偏离了本发明规定的某个必要条件的例子。特别是No.20～27因为钢材中不含REM的氧化物及/或CaO和ZrO₂的任何一种，所以熔接热影响部的韧性差。

No.10、11因为进行推荐冷却速度下的冷却直到比Ms低的温度域，所以MA过量生成，成为母材韧性劣的结果。

No.12因为没有进行推荐的冷却速度下的冷却，另外冷却速度的控制也在比Bf高的温度域结束，所以得不到贝氏体为主体的组织，抗拉强度差。

No.28因为Mn和Al过量，溶存氧量也少，所以不能充分确保规定的氧化物，HAZ韧性差。

Claims (9)

1.一种钢材，其特征在于，以质量％计，含有：

C：0.03～0.2％、Si：0.02～0.5％、Mn：1.0～2.0％、及N：0.002～0.01％，并满足P：0.02％以下、S：0.015％以下、及Al：0.01％以下，

还分别含有REM：0.001～0.1％及Ca：0.0003～0.005％的至少一个、和Zr：0.001～0.05％，

所述钢材含有REM的氧化物和CaO的至少一个、以及ZrO₂作为钢中氧化物，

并且，所述钢材的铁素体占整个组织的分率以面积％计为4～24％，余量是贝氏体组织和马氏体组织的至少一种，

并且，以质量％计，在所述钢材中作为钢中氧化物含有的REM的氧化物和CaO在钢中整个氧化物中所占的比例合计为5％以上，且所述钢材中作为钢中氧化物含有的ZrO₂在钢中整个氧化物中所占的比例为5％以上，

其中，所述REM是镧元素和Sc和Y的意思。

2.一种钢材，其特征在于，以质量％计，含有：

C：0.03～0.12％、Si：0.002～0.5％、Mn：1.4～1.8％、及N：0.003～0.01％，

并满足P：0.02％以下、S：0.015％以下、及Al：0.01％以下，

还分别含有REM：0.001～0.1％及Ca：0.0003～0.02％的至少一个、和Zr：0.001～0.05％，

所述钢材含有REM的氧化物和CaO的至少一个、以及ZrO₂作为钢中氧化物，

并且，所述钢材的岛状马氏体占整个组织的分率以面积％计在1.1％以下，余量是贝氏体组织，

并且，以质量％计，在所述钢材中作为钢中氧化物含有的REM的氧化物和CaO在钢中整个氧化物中所占的比例合计为5％以上，且所述钢材中作为钢中氧化物含有的ZrO₂在钢中整个氧化物中所占的比例为5％以上，

其中，所述REM是镧元素和Sc和Y的意思。

3.根据权利要求1或2所述的钢材，其特征在于，以质量％计，所述钢材还含有Ti：0.005～0.08％，并且所述钢材作为钢中氧化物含有Ti₂O₃。

4.根据权利要求3所述的钢材，其特征在于，以质量％计，在所述钢材中作为钢中氧化物含有的Ti₂ O₃在钢中整个氧化物中所占的比例为0.3％以上。

5.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，以质量％计，所述钢材还含有从如下元素构成的群中选择的1种以上的元素：Cu：0.05～2％、Ni：0.05～2％、Cr：0.01～1.5％、Mo：0.01～1％、Nb：0.005～0.05％、V：0.005～0.1％、及B：0.0003～0.005％。

6.根据权利要求2所述的钢材，其特征在于，以质量％计，所述钢材还含有从如下元素构成的群中选择的1种以上的元素：Cu：0.05～2％、Ni：0.05～3.5％、Cr：0.01～3％、Mo：0.01～1％、Nb：0.005～0.25％、V：0.005～0.1％、及B：0.0003～0.005％。

7.一种制造权利要求1或2所述的钢材的方法，其特征在于，包括向将溶存氧量调整到以质量％计为0.0020～0.010％的范围的钢水中添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr的工序，其中，所述REM是镧元素和Sc和Y的意思。

8.一种制造权利要求3所述的钢材的方法，其特征在于，包括向将溶存氧量调整到以质量％计为0.0020～0.010％的范围的钢水中添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Ti和Zr的工序，其中，所述REM是镧元素和Sc和Y的意思。

9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，在向上述调整了溶存氧量的钢水中添加从REM和Ca所构成的群中选择的至少1种元素和Zr之前，先添加Ti，其中，所述REM是镧元素和Sc和Y的意思。

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