CN101153372B - 焊接热影响部的韧性优异的钢材及其制法 - Google Patents

Abstract

一种钢材，其含有C：0.03～0.18％、Si：0.02～0.5％、Mn：0.9～2.0％、N：0.003～0.01％、REM：0.001～0.1％和Ca：0.0003～0.02％的至少一方、和Zr：0.001～0.05％，满足P：0.02％以下、S：0.015％以下、和Al：0.01％以下，测定所述钢材中所含的全部氧化物的组成，并作为单独氧化物进行质量换算时，所述REM的氧化物和CaO的合计为5％以上，且所述ZrO₂为5％以上，并且，是由软质相和硬质相构成的复合组织，且硬质相的维氏硬度Hv₁和软质相的维氏硬度Hv₂的比(Hv₁/Hv₂)为1.5～5.0，软质相的粒径圆当量直径为20μm以下。

Description

焊接热影响部的韧性优异的钢材及其制法

技术领域

本发明涉及在焊接桥梁、高层建筑物和船舶等上所使用的钢材时，对受到对热影响的部位(以下称为“焊接热影响部”或“HAZ”)的韧性进行了改善的钢材，此外，还涉及对重复应力下的疲劳龟裂扩展阻抗性、母材的脆性破坏发生特性、母材的脆性龟裂停止特性或母材的韧性进行了改善的钢材及其制法。

背景技术

使用于桥梁和高层建筑、船舶等之上的钢材所要求的特性近来年日益严格，尤其要求良好的韧性。这些钢材一般多通过焊接被接合，不过特别存在原问题是HAZ在焊接时受到热影响而韧性容易劣化。此韧性劣化随着焊接时的热能变大而越发显著呈现，其原因被认为在于若焊接时的热能变大则HAZ的冷却速度变慢，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，认为极力抑制焊接时的热能即可，但是在提高焊接作业效率上，则优选采用例如气电焊、电渣焊、潜弧焊等的焊接热能在40kJ/mm以上的高热能焊接法。

抑制采用了高热能焊接法时的HAZ韧性劣化的钢材，已提出过一些。例如特公昭55-26164号公报中提出有抑制了HAZ韧性的劣化的钢材，其通过使钢材中分散再析出微细的TiN，从而抑制在进行高热能焊接时于HAZ产生的奥氏体晶粒的粗大化。但是本发明者们研究时发现，若焊接金属变为1400℃以上的高温，则HAZ之中特别是在接近焊接金属的部位(接合部)，由于焊接时受到的热，致使上述TiN固深消失，而不能充分抑制HAZ韧性的劣化。

另外特开2003-213366号公报中，作为使母材和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，通过组合使用Ti和Zr，使微细的氧化物和氮化物生成，从而提高母材和HAZ的韧性，另外还公开为了使这样的微细的氧化物和氮化物生成，而可以在制造工序中顺序添加Ti、Zr。但是本发明者们研究时发现，为了进一步提高HAZ的韧性百增加氧化物量即可，但是在该文献的技术中，若为了增加氧化物量而大量添加Ti和Zr，则会形成Ti和Zr等的碳化物，钢材(母材)的韧性反而降低。

本发明者们在特开2005-48265号公报率先提出了一种钢材，其即使在焊接时受到高温的热影响时，HAZ的韧性也不会劣化。该钢材是使钢材中分散La₂O₃-SiO₂系氧化物、Ce₂O₃-SiO₂系氧化物和La₂O₃-Ce₂O₃-SiO₂系氧化物等的复合氧化物，该复合氧化物因为在钢水中以液状存在而微细分散在钢中，而且在焊接时即使受到热影响也不会固溶消失，因此有助于HAZ的韧性提高。该文献还公开，为了使上述复合氧化物生成而可以向调整了溶解氧理的钢水中添加La和Ce，接着添加Si。另外该文献还公开，通过使钢材中含有Ti而使钢材组织中析出TiN，从而进一步提高HAZ的韧性，另外为了生成这样的TiN，向生成有上述复合氧化物的钢水中添加Ti即可。

可是，在上述各种结构材料中，由于施加重复应力的情况不少，因此为了确保结构材料的安全性，不仅仅是HAZ韧性，而且对钢材来说疲劳特性的良好在设计上也极其重要。

钢材的疲劳过程被认为大体区分为应力集中部的龟裂的发生和一旦发生的龟裂的扩展这两个过程。而且，认为在通常的机械零件中有肉眼可见的龟裂的发生为使用界限，几乎没有允许龟裂的扩展的设计。然而，在焊接结构物中，即使疲劳龟裂发生也不会立即导致破坏，如果该龟裂在到达最终阶段之前通过定期检查被发现，龟裂进入的部分被修理，或者在使用期间内龟裂没有成长到致使最终破坏的长度，则即使有龟裂，结构物也将能够充分经受得起使用。

在焊接结构物中，作为应力集中部的焊接止端大量存在，完全防止龟裂的发生在技术上不可能贴近，另外在经济性上也不能说是上策。即，为了使焊接结构物的疲劳寿命良好，比起防止龟裂的发生本身，更为有效的作法是从龟裂已经存在的状态下大幅延长龟裂扩展寿命，为此，尽可能延缓钢材的龟裂的扩展速度这样的设计成为重要的事项。

作为抑制疲劳龟裂扩展的速度而提高疲劳龟裂扩展阻抗性的技术，至今为止提出了各种各样的技术，例如在专利第3298544号公报中，提出有作为硬质相和软质盯的2相组织，通过软质相/硬质相边界的龟裂的弯曲、停留、分歧而抑制龟裂扩展速度的技术。然而，在该技术中对于焊接部的HAZ韧性的改善未做考虑，为了进一步提高安全性，期望实现焊接热影响部的韧性和疲劳龟裂扩展阻抗性优异的钢材。

另外，为了确保作为结构物的安全性，希望抑制在钢材内发生的脆性破坏龟裂(以下称为脆性破坏发生特性或CTOD(Crack-Tip OpeningDisplacement)特性)。这是由于如果脆性破坏龟裂发生则结构物自身破坏。可是既可抑制脆性破坏龟裂的发生，又能够使高热能焊接时的HAZ韧性提高的钢材至今未知。

另外，为了确保作为结构物的安全性，优选即使发生脆性龟裂，也会使脆性龟裂的传播停止，并将脆性龟裂的传播区域抑制在最小限度(以下称为脆性龟裂停止特性)。为是由于如果发生的脆性龟裂波及大范围地传播，则会造成结构物自身的破坏。但既可抑制已发生的脆性破坏龟裂的传播，又能够使高热能焊接时的HAZ韧性提高的钢材至今未知。

另外，作为钢板自身的韧性，特别还要求低温(—40℃)韧性更优异，但是在上述技术中，虽然专心致力于HAZ韧性的改善，但是关于兼具母材韧性的问题没有研究。因此，迫切希望实现焊接热影响部的韧性和母材韧性优异的钢材。

发明内容

本发明鉴于上述情况而进行，其目的在于，特别提供在进行热能为40kJ/mm以上的焊接时的HAZ韧性优异，并且抑制在重复应力下的疲劳龟裂扩展速度而提高了疲劳龟裂扩展阻抗性的钢材，抑制了钢材内发生的脆性破坏龟裂的钢材，在脆性龟裂发生时使脆性龟裂的传播，龟裂难以传播的钢材，或者母材韧性优异的钢材，此外提供其制法。

能够解决上述课题(焊接热影响部的韧性和疲劳龟裂扩展阻抗性的改善)的本第一发明的钢材，含有：

C：0.03～0.18％(“质量％”的意思。下同)、

Si：0.02～0.5％、

Mn：0.9～2.0％、

N：0.003～0.01％、

REM：0.001～0.1％和Ca：0.0003～0.02％的至少一方、和

Zr：0.001～0.05％，并且，限制：

P：0.02％以下、

S：0.015％以下、和

Al：0.01％以下，

测定所述钢材中所含的全部氧化物的组成，以钢材中的全部氧化物的含量作为100％，并作为单独氧化物进行质量换算时，REM的氧化物和CaO的合计为5％以上，且ZrO₂为5％以上，是由软质相和硬质相构成的复合组织，且硬质相的维氏硬度Hv₁和软质相的维氏硬度Hv₂的比(Hv₁/Hv₂)为1.5～5.0，软质相的粒径圆当量直径为20μm以下。

根据本第一发明，在高热能焊接中，即使达到1400℃级别的高温，也会使钢材中分散有在钢材中不会固溶消失的组成的氧化物，因此不仅是小～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。另外，通过使钢材的组织成为由软质相和硬质相构成的复合组织，且将硬质相的维氏硬度Hv₁和软质相的维氏硬度Hv₂的比(Hv₁/Hv₂)控制在规定的范围内，并且使软质相的粒径微细化，能够成为疲劳龟裂扩展阻抗性也优异的钢材。

能够解决上述课题(焊接热影响部的韧性和脆性破坏发生特性的改善)的本第二发明的钢材，含有：

C：0.03～0.12％(“质量％”的意思。下同)、

Si：0.02～0.5％、

Mn：1.4～1.8％、和

N：0.003～0.01％、

REM：0.001～0.1％和Ca：0.0003～0.02％的至少一种、以及

Zr：0.001～0.05％，并且，限制：

P：0.02％以下、

S：0.015％以下、和

Al：0.01％以下，

测定所述钢材中所含的全部氧化物的组成，以钢材中的全部氧化物的含量作为100％，并作为单独氧化物进行质量换算时，REM的氧化物和/或CaO的合计为5％以上，ZrO₂为5％以上，并且，观察与厚度t(mm)的钢材的轧制方向平行且相对于钢材表面为垂直的面的金属组织时，满足下述(1)～(3)。

(1)铁素体面积率为75％以上。

(2)t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径为20.0μm以下。

(3)t/2位置的铁素体晶粒的平均长宽比为1.6以下。

还有，这里所说的厚度t是所述钢材为板状的情况下，板厚方向的厚度。

根据本第二发明，在高热能焊接中，即使达到1400℃级别的高温，也会使钢材中分散有在钢材中不会固溶消失的组成的氧化物，因此不仅是小～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。另外，因为适当地控制了钢材的金属组织，所以能够防止钢材内发生的脆性破坏龟裂。因此根据本第二发明，能够提供焊接热影响部的韧性和脆性破坏发生特性兼备的钢材。

能够解决上述课题(焊接热影响部的韧性和脆性破坏发生特性的改善)的本第三发明的钢材，含有

C：0.03～0.18％(“质量％”的意思。下同)、

Si：0.02～0.5％、

Mn：0.9～2.0％、

N：0.003～0.01％、

REM：0.001～0.1％和Ca：0.0003～0.02％的至少一种、和

Zr：0.001～0.05％，并且，限制：

P：0.02％以下、

S：0.015％以下、和

Al：0.01％以下，并且

测定所述钢材中所含的全部氧化物的组成，以钢材中的全部氧化物的含量作为100％，并作为单独氧化物进行质量换算时，REM的氧化物和/或CaO的合计为5％以上，ZrO₂为5％以上，并且，观察厚度t(mm)的钢材的金属组织时，从钢材表面到t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径为25μm以下。

还有，这里所说的厚度t是所述钢材为板状的情况下，板厚方向的厚度。

根据本第三发明，在高热能焊接中，即使达到1400℃级别的高温，也会使钢材中分散有在钢材中不会固溶消失的组成的氧化物，因此不仅是小～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。另外，因为适当地控制了钢材的金属组织，所以即使发生脆性龟裂，也能够使脆性龟裂的传播停止，能够将脆性龟裂的传播区域抑制在最小限度。因此根据本第三发明，能够提供焊接热影响部的韧性和脆性龟裂停止特性兼备的钢材。

能够解决上述课题(焊接热影响部的韧性和脆性破坏发生特性的改善)的本第四发明的钢材，含有：

C：0.03～0.12％(“质量％”的意思。下同)、

Si：0.02～0.5％、

Mn：1.4～1.8％、和

N：0.003～0.01％、

REM：0.001～0.1％和Ca：0.0003～0.02％的至少一种、以及

Zr：0.001～0.05％，并且，限制：

P：0.02％以下、

S：0.015％以下、和

Al：0.01％以下，

测定所述钢材中所含的全部氧化物的组成，以钢材中的全部氧化物的含量作为100％，并作为单独氧化物进行质量换算时，REM的氧化物和/或CaO的合计为5％以上，且ZrO₂为5％以上，并且，铁素体平均晶粒径为18.5μm以下。

还有，上述铁素体平均晶粒径指的是以后述实施例所示的方法测定的值。

根据本第四发明，在高热能焊接中，即使达到1400℃级别的高温，也会使钢材中分散有在钢材中不会固溶消失的组成的氧化物，因此不仅是小～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。另外，由于是对铁素体平均晶粒径进行了控制的组织，因而不会损害上述HAZ韧性，能够得到母材韧性也优异的钢材。

所述本第一～四发明的钢材，优选含有Ti：0.005～0.08％，并且将所述Ti作为单独氧化物或复合氧化物含有。这是由于通过含有Ti，能够进一步提高焊接热影响部的韧性。如上所述在钢材含有Ti时，测定钢材中所含的全部氧化物的组成，以钢材中的全部氧化物的含量作为100％，并作为单独氧化物进行质量换算时，优选为0.3％以上。

所述本第一～四发明的钢材，作为其他元素还含有从如下元素构成的群中选择的1种以上：

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％、和

B：0.0003～0.005％，

通过含有如上元素能够提高母材的强度。

在所述本第一～四发明的钢材中，所述软质相是从铁素体、回火贝氏体和回火马氏体所构成的群中选择的1种以上，硬质相可列举贝氏体和/或马氏体(含岛状马氏体)。

所述本第一～四发明的钢材，例如向溶解氧量调整到0.0020～0.010％的范围内的钢水中添加从REM和Ca构成的群中选择的至少一种元素和Zr便能够制造。上述钢材特别是含有Ti时，优选向溶解氧量调整到0.0020～0.010％范围内的钢水中添加从REM和Ca构成的群中选择的至少一种元素，以及Ti和Zr。该情况下，优选向调整了上述溶解氧量的钢水中添加从REM和Ca构成的群中选择的至少一种元素和Zr之前添加Ti。

附图说明

图1是表示硬度比和疲劳龟裂扩展速度的关系的曲线图。

图2是表示钢材的t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径和平均长宽比与CTOD特性的关系的图。

图3是表示真应变量与平均铁素体晶粒径的关系的曲线图。

图4是表示平均铁素体晶粒径和脆性龟裂停止特性的关系的曲线图。

图5是表示铁素体平均晶粒径和vTrs(断裂转变温度)关系的曲线图。

图6是表示热轧时的精轧温度和铁素体平均晶粒径的关系的曲线图。

具体实施方式

首先就本第一～四发明共通的HAZ韧性的提高进行说明。

本发明者们首先就如下问题反复研究，即为了提高HAZ的韧性，不能通过使钢材中分散与上述特开2005-48265号公报不同的组成的氧化物来达成HAZ韧性的提高。其结果发现，如果将REM和/或Ca与Zr复合添加到钢材中，在该钢材中以使REM和/或Ca与Zr为单独氧化物或复合氧化物而含有的方式进行调整，则能够提高焊接热影响部的韧性，另外如果在这样的成分系中再添加Ti，从而使Ti作为单独氧化物或复合氧化物而含有的方式调整，则HAZ韧性进一步提高。此外，为了在不妨碍由上述氧化物带来的HAZ韧性的提高的前提下提高钢材的疲劳龟裂扩展阻抗性，如果将硬质相的维氏硬度Hv₁和软质相的维氏硬度Hv₂的比(Hv₁/Hv₂)控制在规定范围内，并且使软质相的粒径微细化，则此特性得到改善，从而完成本发明。以下，就上述本发明进行详述。

首先，本发明的钢材将REM和/或Ca、与Zr作为单独氧化物或复合氧化物含有。如果使这样的氧化物含有，则在焊接时即使受到热影响而达到1400℃级别的高温，上述氧化物也不会固溶消失，因此在焊接时的HAZ能够防止奥氏体晶粒的粗大化，作为其结果是，与分别单独添加REM和Ca、Zr而形成氧化物的情况相比，能够进一步改善HAZ韧性。

而且，如果组合上述单独氧化物或复合氧化物而使之含于钢材中，则能够增大钢材中所含的全部氧化物的绝对量，并能够防止构成钢材(母材)的韧性劣化的原因的REM的硫化物和Ca的硫化物、或者Zr的碳化物的生成，作为结果是既抑制了母材的韧性劣化，又能够使HAZ韧性提高。

本发明的钢材，(a)含有REM的氧化物和/或CaO和ZrO₂，或者(b)含有包含REM和/或Ca、与Zr的复合氧化物，或(c)含有REM的氧化物和/或CaO和ZrO₂，并且含有包含REM和/或Ca、与Zr的复合氧化物即可。所谓包含REM和/或Ca、与Zr的复合氧化物，可列举例如含REM和Zr的复合氧化物，含Ca和Zr的复合氧化物，含有REM、Ca和Zr的复合氧化物等。

本发明的钢材，优选除了上述氧化物以外还含有Ti的氧化物。即，测定所述钢材中所含的全部氧化物的组成，并作为单独氧化物进行质量换算时，含有Ti₂O₃、Ti₃O₅和TiO₂即可。通过含有Ti的氧化物，能够进一步增大分散在钢材中的氧化物量，因此能够使HAZ韧性进一步提高。

上述Ti的氧化物可以在钢材中作为单独氧化物(Ti₂O₃、Ti₃O₅、TiO₂)含有，也可以包含在例如上述复合氧化物(即含REM和Zr的复合氧化物，含Ca和Zr的复合氧化物，含有REM、Ca和Zr的复合氧化物)中，作为复合氧化物而含有。

上述钢材在测定所述钢材中所含的全部氧化物的组成，并作为单独氧化物进行质量换算时，优选满足REM的氧化物和/或CaO的合计为5％以上，且全部氧化物中所占的ZrO₂为5％以上。其理由是为了确保有助于HAZ韧性提高的氧化物量。REM的氧化物和/或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氧化物的时，测定该钢材所含的全部氧化物的组成，并作为单独氧化物进行质量换算时，优选Ti的氧化物满足0.3％以上。更优选为1％，进一步优选为3％以上，特别优选为5％以上，最优选为10％以上。还有，Ti的氧化物在钢中作为Ti₂O₃、Ti₃O₅和TiO₂而存在，但只要测定钢材中所含的全部氧化物的组成，将全部的Ti的氧化物作为Ti₂O₃进行换算的值满足上述范围即可。

本发明的钢材，测定该钢材所含的全部氧化物的组成，并作为单独氧化物进行质量换算时，优选REM的氧化物和/或CaO，以及ZrO₂和Ti的氧化物(以Ti₂O₃换算)的合计为55％以上。这是由于当这些氧化物的合计低于55％时，有助于HAZ韧性的氧化物量不足，不能充分地改善HAZ韧性。更优选为60％以上，进一步优选为65％以上。

还有，全部氧化物的组成的余量的成分没有特别限定，但作为单独氧化物进行换算时，例如有SiO₂、Al₂O₃和MnO即可。除了SiO₂、Al₂O₃和MnO以外的“其他”的成分优选抑制为低于5％。

钢材中所含的氧化物的组成，其测定如下，用例如EPMA(ElectronProbe X-ray Micro Analyzer：电子微探针X射线分析计)观察钢材的断面，并定量分析观察视野内被确认到的夹杂物。EPMA的观察例如是使加速电压为20kV、试料电流为0.01μA、观察视野面积为1～5cm²，将夹杂物的中央部的组成作为特性X射线的波长分散光，由此来进行定量分析。作为分析对象的夹杂物的大小，其最大径为0.2μm以上，分析个数最少为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，预先求得各元素的X射线强度与元素浓度的关系作为检量线，根据由作为分析对象的夹杂物得到的X射线强度和所述检量线，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％以上的夹杂物作为氧化物。但是，由一个夹杂物观测多个元素时，从显示这些元素的存在的X射线强度的比换算为各元素的单独氧化物，计算氧化物的组成。在本发明的钢材中，如此对于各个氧化物来说，是将得到的定量结果平均，成为氧化物的平均组成。

其次，就本发明的钢材(母材)的成分组成进行说明。成分组成在本第一～四发明中大体共通。在以下的记述中，特别是各发明没有分别记述的事项，在本第一～四发明中共通。但是，由于目标特性不同，本第一～四发明每个之中也有不同的事项。这样的情况下各发明记述最佳范围。

本发明的钢材，含有REM：0.001～0.1％和/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和Zr在钢材中形成REM的单独氧化物和Ca的单独氧化物(CaO)、Zr的单独氧化物(ZrO₂)、或者REM和/或Ca与Zr的复合氧化物，是有助于HAZ的韧性提高的元素。在本发明的钢材中，REM和Ca可以单独使用，也可以并用。

含有REM时应该为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的硫化物生成而母材的韧性劣化，因此应该将其抑制在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(稀土类元素)，是含有镧系元素(从La到Ln的15个元素)以及Sc(钪)和Y(钇)的意思，这些元素之中，优选含有从La、Ce和Y构成的群中选择的至少1种元素，更优选含有La和/或Ce。

含有Ca时应该为0.0003％以上，优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上。但是若过量添加，则粗大的Ca的硫化物生成而母材的韧性劣化，因此应该抑制在0.02％以下。优选在0.015％以下，更优选在0.01％以下。

Zr应该含有0.001％以上，优选在0.003％以上，更优选有0.005％以上。但是若过量地添加，则粗大的Zr的碳化物生成而母材的韧性劣化，因此应该抑制在0.05％以下。优选在0.04％以下，更优选在0.03％以下。

本发明的钢材，除了含有REM和/或Ca、和Zr以外，作为基本元素还含有C：0.03～0.18％、Si：0.5％以下(不含0％)、Mn：0.9～2.0％和N：0.003～0.01％。规定这一范围的理由如下。

C是用于确保钢材(母材)的强度所不能缺少元素。为了发挥这一效果，在本第一发明中，需要含有0.03％以上，优选为0.04％以上，更优选为0.05％以上。在本第二发明中，需要含有0.03％以上，优选为0.04％以上，更优选为0.05％以上。在本第三发明中，需要含有0.03％以上，优选为0.04％以上，更优选为0.05％以上。在本第四发明中，需要含有0.03％以上，优选为0.04％以上，更优选为0.05％以上。但是若过量含有，则在焊接时HAZ大量生成岛状马氏体，不仅招致HAZ的韧性劣化，而且也给焊接性带来不良影响。因此在本第一发明中，C需要抑制在0.18％以下，优选抑制在0.15％以下。在本第二发明中，C需要抑制在0.12％以下，优选抑制在0.11％以下，更优选抑制在0.10％以下。。在本第三发明中，C需要抑制在0.18％以下，优选抑制在0.15％以下，更优选抑制在0.12％以下。在本第四发明中，C需要抑制在0.12％以下，优选抑制在0.11％以下，更优选抑制在0.10％以下。

Si具有脱氧作用，并且是有助于钢材(母材)的强度提高的元素。为了有效地发挥这一效果，在本第一发明中，优选含有0.02％以上，更优选含有0.05％以上，进一步优选含有0.1％以上。在本第二发明中，优选含有0.02％以上，更优选含有0.05％以上，进一步优选含有0.1％以上。在本第三发明中，优选含有0.02％以上，更优选含有0.05％以上，进一步优选含有0.1％以上。在本第四发明中，优选含有0.02％以上，更优选含有0.05％以上，进一步优选含有0.1％以上。但是若过量地含有，则钢材(母材)的焊接性和母材韧性劣化，因此在本第一发明中，需要将其抑制在0.5％以下，优选在0.45％以下，更优选在0.4％以下。在本第二发明中，需要抑制在0.5％以下，优选在0.45％以下，更优选在0.4％以下。在本第三发明中，需要抑制在0.5％以下，优选在0.45％以下，更优选在0.4％以下。在本第四发明中，需要抑制在0.5％以下，优选在0.45％以下，更优选在0.4％以下。还有，在追求HAZ的更高韧性时，在本第一～四各发明中，Si均抑制在0.3％以下。此外，在本第二～四发明中，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的韧性提高，但有强度降低的倾向。

Mn是有助于钢材(母材)的强度提高的元素。为了有效地过挥这一效果，在本第一发明中，需要含有0.9％以上，优选为1.0％以上。在本第二发明中，需要含有1.4％以上，优选为1.45％以上，更优选为1.50％以上。在本第三发明中，需要含有0.9％以上，优选为1.0％以上，更优选为1.3％以上，进一步优选为1.5％以上。在本第四发明中，需要含有1.4％以上，优选为1.45％以上，更优选为1.50％以上。但是若过量含有则HAZ韧性劣化。因此在本第一发明中，Mn量为2.0％以下，优选为1.70％以下。在本第二发明中，Mn量为1.8％以下，优选为1.75％以下，更优选为1.70％以下。在本第三发明中，Mn量为2.0％以下，优选为1.8％以下，更优选为1.7％以下。在本第四发明中，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，该氮化物防止在焊接时于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的韧性提高。为了有效地发挥这一效果而含有0.003％以上。优选为0.004％以上。因为N越多奥氏体晶粒的微细化越被促进，所以有效地作用于HAZ的韧性提高。但是若超过0.01％，则固溶N量增大而母材的韧性劣化。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、S：0.015％以下和Al：0.01％以下。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结合而生成LaS和CeS，阻碍氧化物的生成。因此S应该抑扬在0.015％以下，优选在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，若过量地添加，则将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。

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，允许混入因原料、物资、制造设备等的状况而掺入的元素(例如Mg和As、Se等)。另外，也可以还积极地含有下述元素。

Ti在钢中生成Ti的氧化物，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。但是若过量地含有，则氧化物大量地过度生成，使钢材(母材)的韧性劣化，因此应该将其抑制在0.08％以下。优选在0.07％以下，更优选在0.06％以下。

为了提高强度，使本发明的钢材中含有从Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V和B构成的群中选择的1种以上的元素也有效。这些元素的含有范围如下。

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。特别是若含有0.6％以上，则除了固溶强化以外还发挥出时效析出强化，能够大幅提高强度。但是若含有超过2％，则钢材(母材)的韧性降低，因此Cu可以抑制在2％以下。优选在1.8％以下，更优选在1.6％以下。

Ni是在提高钢材的强度，并且使钢材的韧性提高上有效发挥作用的元素，为了发挥这一作用，优选含有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，但是因为是昂贵的元素，所以从经济性的观点出发优选抑制在3.5％以下。更优选为3.3％以下，进一步优选为3％以下。

为了添加Cr来提高强度，优选含有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。

添加Mo来提高强度，优选含有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1％，则使焊接性恶化，因此，Mo优选为1％以下。更优选为0.9％以下，推荐进一步优选将其抑制在0.8％以下。

为了添加Nb来提高强度，优选含有0.005％以上。更优选为0.01％以上，进一步优选为0.03％以上。但是若超过0.25％，则碳化物(NbC)析出，母材韧性劣化，因此Nb优选抑制在0.25％以下。更优选在0.23％以下，进一步优选在0.20％以下。

为了添加V来提高强度，优选使之含有0.005％以上。更优选为0.01％以上，进一步优选为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优选为0.1％以下。更优选为0.08％以下，进一步优选为0.06％以下。

B提高钢材的强度，并且在焊接时冷却被加热的HAZ的过程中与钢中的N结合而析出BN，促进来自奥氏体晶粒内的铁素体相变。为了有效地发挥这一效果，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，对于作为本第一发明特征的疲劳龟裂扩展阻抗性进行说明。

疲劳龟裂在通常的稳定成长区域，在相对于应力成直角的方向上推进。考虑到这样的疲劳龟裂的扩展机理，为了提高对于龟裂扩展的阻抗性，通过将钢材的组织作为复合组织，在软质相和硬质相的边界使龟裂迂回(弯曲)、停留，能够取得使龟裂扩展速度降低，延缓疲劳寿命的立意。而且，硬质相(以下称为“第二相”)中的龟裂的弯曲需要一定的硬度差。但是若硬度差过大，则硬质相发生脆性破坏，龟裂将向硬质相内扩展，因此该效果反而降低。从这一观点出发，在本第一发明中，硬质相的维氏硬度Hv₁和软质相的维氏硬度Hv₂的比(Hv₁/Hv₂)需要控制在1.5～5.0的范围内。

即，通过使上述比(Hv₁/Hv₂)的值为1.5以上，龟裂前端的位错的移动时的软质相和硬质相的界面龟裂前端的塑性域变化，发生弯曲、停留、分歧，因此龟裂扩展速度降低。但是，若硬质相的硬度变得过高，则如上述，硬质相在龟裂前端的应力作用下发生脆性破坏，龟裂扩展抑制效果降低，因此需要使上述比(Hv₁/Hv₂)的值为5.0以下。该比值的优选下限为1.7，更优选为2.0以上，优选的上限值为4.5，更优选为4.0以下。这了控制上述比(Hv₁/Hv₂)的值，可以适当地控制硬质相和软质相的比例，从这一观点出发，优选软质相的比例为20～90面积％。还有，以下将上述比(Hv₁/Hv₂)称为“硬度比”。

本第一发明的钢材中的所谓软质相，可列举从铁素体、回火贝氏体和回火马氏体构成的群中选择的1种以上，作为硬质相，可列举贝氏体和/或马氏体(含岛状马氏体)。另外本第一发明的钢材的组织包含作为第一相的软质相和作为第二相的硬质相即可，但是未必一定是二相组织，也可以是含上述各相3种或4种以上的复合组织。但是，珠光体在微观下是软质的铁素体和容易脆性破坏的硬质的渗碳体呈条状存在的组织，难以得到上述效果，因此任何相都不含有。从这一观点出发，珠光体优选为5面积％以下。

龟裂扩展除了在上述硬质相/软质相边界以外，在晶界也会发生弯曲、停留、分歧，从而使龟裂扩展速度降低。若软质相的粒径变得粗大，则与成为龟裂扩展阻抗的晶界碰撞的频率降低，因此龟裂扩展速度不会降低。在本第一发明的钢材中，例如通过进行过冷，使核生成点增加，伴随着铁素体微细化，硬质相也将微细地分散。由此，在龟裂扩展时与硬质相遭遇的概率平均化，遭遇的频率上升，因此能够得到龟裂扩展速度降低这样的效果。从这一观点出发，在本发明的钢材中，还需要软质相的粒径其圆相量直径为20μm以下(关于粒径测定方法后述)。该软质相的粒径优选为15μm以下。

其次，就作为本第二发明特征的脆性破坏发生特性改善进行说明。

如上述，在本第二发明的钢材中，为了使HAZ韧性提高，调整的方式是在钢材中复合添加REM和/或Ca、和Zr，使REM和/或Ca、和Zr作为单独氧化物或复合氧化物包含在钢材中，但是，即使调整钢材中含有的氧化物的组成，仍不能改善脆性破坏发生特性。

因此本发明者们为了使因含有规定的氧化物而提高了的HAZ韧性不会劣化，并改善脆性破坏发生特性而研究时判明，对于厚t(mm)的钢材，观察与轧制方向平均且相对于钢材表面为垂直的面的金属组织时，如果(1)铁素体面积率为75％以上，(2)t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径为20.0μm以下，(3)t/2位置的铁素体晶粒的平均长宽比为1.6以下，则能够改善钢材的脆性破坏发生特性，还不会使上述HAZ韧性劣化。以下，就如此规定的理由加以详述。

本第二发明的钢材的金属组织，为了确保钢材的强度而以铁素体为主。所谓铁素体主体，意思是钢材中所占的铁素体分率为75体积％以上，观察钢材断面的金属组织时，铁素体的面积率为75％以上即可。铁素体的面积率优选为80％以上，更优选为85％以上。

上述金属组织的余量，作为第二相生成有珠光体、贝氏体和马氏体等即可，其种类没有特别限定。第二相的面积率低于25％即可，优选低于20％，更优选低于15％。

上述钢材的金属组织除了以铁素体为主体以外，为了改善CTOD特性，适当地调整铁素体晶粒的圆当量直径和长宽比的两方面很重要。即，本发明者们重复各种实验的结果是，需要t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径为20.0μm以下，t/2位置的铁素体晶粒的平均长宽比为1.6以下。

这根据后述的实施例阐明，图2是表示钢材的t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径和平均长宽比与CTOD特性的关系。图1中，X轴表示t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径，Y轴表示CTOD特性(δc_-40℃)，O表示t/2位置的铁素体晶粒的平均长宽比为1.6以下的结果，●表示t/2位置的铁素体晶粒的平均长宽比超过1.6时的结果。

由该图2表明的可知，表示t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径越小，越显示出CTOD特性得到改善的倾向(δc_-40℃的数值变大的倾向)。这时如果t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径为20.0μm以下，且平均长宽比为1.6以下，则δc_-40℃为0.20mm以上，能够确实地改善CTOD。

关于其理由认为如下。即，在脆性破坏中，因为晶粒和晶粒的边界(晶界)成为龟裂传播的阻抗，所以如果晶界密集存在，则脆性破坏自身难以发生，即使有微小的脆性破坏发生，如果龟裂扩展方向上有晶界密集存在，则仍能够防止龟裂的传播。可是，因为铁素体晶粒在轧制工序中在轧制方向上延伸，所以铁素体晶粒的长宽比变大。为此在轧制方向上铁素体晶粒的长径容易一致，在板厚方向上短径容易一致。因此在板厚方向虽然晶界密集存在，但因为轧制方向上的晶界空疏，所以晶界的密度容易发生偏差，而容易发生脆性破坏。另外，若脆性破坏一旦发生，则龟裂将容易沿着晶界在轧制方向上传播。相对于此，如果减小铁素体晶粒的平均圆当量直径，且减小平均长宽比，则晶界的密度几乎没有偏差，因此脆性破坏难以发生，纵使发生晶界也会成为阻抗，从而能够防止龟裂的传播。

在本第二发明中，虽然使铁素体晶粒的平均圆当量直径为20.0μm以下，铁素体的平均长宽比为1.6以下，但是控制平均圆当量直径和平均长宽比的位置是将钢材的厚度作为t时的t/2位置。因为已知一般脆性破坏会在板厚的中央附近发生，所以通过对t/2位置上的组织进行适当控制，能够抑制脆性破坏的发生。

因为板厚越厚，钢材的t/2位置的温度和导入t/2位置的应变与钢材的表面附近(例如t/4位置)的温度和导入的应变相差越大，所以通过管理t/2位置的温度，适当控制t/2位置的组织，能够改善脆性破坏龟裂特性。

上述t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径优选为17.5μm以下，更优选为16μm以下。铁素体晶粒的平均圆当量直径的下限未特别规定，越小越为优选，但因为减小有极限，所以通常为约7μm以上(最好是10μm以上)。还有，所谓圆当量直径，意思是将铁素体晶粒换算成同一面积的圆时的圆的直径。

另一方面，上述t/2位置的铁素体晶粒的平均长宽比优选为1.5以下，更优选为1.4以下。还有，所谓铁素体晶粒的长宽比，意思是铁素体晶粒在轧制方向上的粒径(D1)与在板厚方向上的粒径(Dt)之比(D1/Dt)。

上述铁素体晶粒的平均圆当量直径和平均长宽比按如下所示步骤计算。首先，包含钢材的正面与背面，并且使与轧制方向平行且相对于钢材表面(钢材的正面)为垂直的面露出，以此方式来切割试样，研磨该露出面并进行镜面精加工。

露出面的研磨方法没有特别限定，例如使用#150～#1000的湿式砂纸进行研磨，或采用与之具有同等功能的研磨方法进行研磨即可。另外，进行镜面精加工时，使用金刚石研磨浆等研磨剂即可。

使用3％硝酸乙醇腐蚀液对经过镜面精加工的试样进行腐蚀，使铁素体组织的晶界呈现后，以100倍或400倍的倍率拍照，并输入图像分析装置。任何倍率下输入图像的区域均相当于1mm×1mm。

接着，在图像分析装置中，把被晶界包围的铁素体晶粒的区域(面积)换算成具有同等面积的圆，将所换算的圆的直径定义为铁素体晶粒的圆当量直径来测定圆当量直径。在全部观察视野中对其进行测定，平均结果从而计算平均圆当量直径。

另一方面，关于铁素体晶粒的长宽比，是对于被上述晶界包围的铁素体晶粒，测定其轧制方向的粒径D1与板厚方向的粒径Dt，将D1与Dt的比(D1/Dt)作为长宽比进行计算。这在全部的观察视野中进行，平均结果从而计算平均长宽比。

接下来，就作为本第三发明特征的脆性龟裂停止特性进行说明。

如上述，在本第三发明的钢材中，为了使HAZ韧性提高而在钢材中复合添加REM和/或Ca、和Zr，以作为单独氧化物或复合氧化物含有REM和/或Ca、和Zr的方式进行调整，但是调整钢材中含有的氧化物的组成仍不能改善脆性龟裂停止特性。

因此，本发明者们为了使因含有规定的氧化物而提高了的HAZ韧性不会劣化，并改善脆性龟裂停止特性而研究时判明，观察厚t(mm)的钢材的金属组织时，如果从钢材表面到t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径为25μm以下，则能够改善钢材的脆性龟裂停止特性，上述HAZ韧性也不会劣化。

这由后述的实施例阐明，特别在图2中，显示了从钢材表面到t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径与脆性龟裂停止特性(0℃的Kca值)的关系。由此图2可知，从钢材表面到t/100位置的区域中的铁素体晶粒越小，则脆性龟裂停止特性越能得到改善(0℃的Kca值大)。

如此，如果减小钢材表面的铁素体晶粒的平均粒径则能够改善脆性龟裂停止特性的理由认为如下。即，脆性龟裂的传播被认为，因为晶粒与晶粒的边界(晶界)成为龟裂传播的阻抗，所以如果晶界密集存在，则脆性破害自身难以发生，即使发生了微小的脆性龟裂，龟裂的传播也会被停止。因此，如果使铁素体晶粒微细化，则能够停止已发生的脆性龟裂。因为该龟裂传播的停止作用一般在钢材的表层部显著，所以在本第三发明中将钢材的铁素体晶粒的平均粒径作为问题。

在本第三发明中，通过使上述平均粒径为25μm以下，在脆性破坏传播停止试验(详情参照实施例)中能够确保0℃的Kca为5900N/mm^1.5以上，能够改善脆性龟裂停止特性。上述平均粒径优选为20μm以下。

上述铁素体晶粒的平均粒径能够以如下所示的步骤计算。首先，使包含钢材的正面与背面，使与轧制方向平行且相对于钢材表面(钢材的正面)为垂直的面露出，以此方式切割试样，研磨该露出面并进行镜面精加工。

露出面的研磨方法没有特别限定，例如使用#150～#1000的湿式砂纸进行研磨，或采用与之具有同等功能的研磨方法进行研磨即可。另外，进行镜面精加工时，使用金刚石研磨浆等研磨剂即可。

使用3％硝酸乙醇腐蚀液对经过镜面精加工的试样进行腐蚀，使铁素体组织的晶界呈现后，以100倍或400倍的倍率对钢材表面至t/100位置的区域拍摄照片。对拍摄的照片进行图像分析，测定观察视野内确认到的铁素体晶粒在板厚方向的长度，将其平均作为铁素体晶粒的平均粒径。

还有，上述铁素体晶粒的平均粒径，在从钢材表面至t/100位置的区域中观察。如果从钢板表面至t/100位置的区域中的铁素体晶粒的粒得到了适当地控制，则不仅是钢板表面部，而且钢板整体的脆性龟裂停止特性都有所提高，这通过本发明者们的研究已经证实。

从钢材表面到t/100位置的区域中的金属组织以铁素体为主体。所谓铁素体主体，意思是铁素体分率为50体积％以上，观察钢材断面的金属组织时，铁素体的面积率为50％以上即可。铁素体的面积率优选为55％以上，更优选为60％以上。

上述金属组织的余量，作为第二相生成有珠光体、贝氏体和马氏体等即可，其种类没有特别限定。第二相的面积率低于50％即可，优选低于45％，更优选低于40％。

接下来，就作为本第四发明特征的母材韧性的提高进行说明。

在本第四发明中，为了确保优异的母材韧性，需要使金属组织中的铁素体(α)的平均晶粒径微细化至18.5μm以下。图5是表示铁素体平均晶粒径和vTrs(断裂转变温度)的关系的曲线图，是整理的后述实施例的实验结果(化学成分No.4、7)，据该图5可知，为了得到vTrs为—40℃以下和显示出优异的母材韧性的钢材，需要使铁素体平均晶粒径微细化至18.5μm以下。更优选上述铁系体的平均晶粒径为16μm以下。

还有，本第四发明的钢材优选具有的组织为：全部组织中所占的铁素体的占积率为70％以上(最好是75％以上)，珠光体是仅次于上述铁素体的第二多的组织。

接下来，说明在制造本发明的钢板时能够优选采用的制法。首先，就本第一～第四发明共通的制造条件进行说明。

如上述，为了使钢材中作为单独氧化物或复合氧化物而适量含有REM和/或Ca、与Zr，如后述的实施例表明的，对于添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素和Zr之前的溶解氧量进行适当地控制，即，向适当控制了溶解氧量的钢水中，复合添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素和Zr非常有效。这是由于如果以该方法进行制造，则即使一定程度上增多REM和Ca、Zr的添加量，仍能够确实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。

这时上述溶解氧量低于0.0020％时，即使复合添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素和Zr，因为氧量不足，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还会形成硫化物，Zr会形成碳化物，使母材的韧性劣化。复合添加上述元素之前的溶解氧量优选调整到0.0025％以上，更优选为0.0030％以上。但是，若溶解氧量超过0.010％，则钢水中的氧量过多，因此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，而且还会生成粗大的REM的氧化物、Ca的氧化物和ZrO₂。因此，溶解氧量应该抑制在0.010％以下，优选在0.008％以下，更优选为0.007％以下。

复合添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素和Zr后，添加合金元素来调整钢材的成分即可。

还有，当向调整了上述溶解氧量的钢水中添加上述元素时，复合添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素和Zr即可，例如复合添加REM和Ca时，(a)可以向调整了上述溶解氧量的钢水中添加REM和Ca和Zr后，再添加合金元素来调整钢材的成分，(b)也可以向调整了上述溶解氧量的钢水中添加REM(或Ca)和Zr后，再添加Ca(或REM)以外的合金元素来调整钢材的成分，接着再添加Ca(或REM)。

向调整了上述溶解氧量的钢水中添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素和Zr的顺序未特别限定，例如(a)可以添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素后，再添加Zr，(b)可以在添加Zr后，再添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素，(c)可以同时复合添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素和Zr。复合添加REM和Ca时，(d)可以添加REM(或Ca)后再添加Zr，接着再添加Ca(或REM)，(e)也可以同时复合添加REM和Ca和Zr。

本发明的钢材包含Ti时，向调整了溶解氧量的钢水中复合添加从REM和Ca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。优选向调整了溶解氧量的钢水中，添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素，和Ti与Zr。

钢材含Ti时，推荐在向调整了溶解氧量的钢水中添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素和Zr之前添加Ti。如果向调整了溶解氧量的钢水中添加Ti，首先会形成Ti₂O₃，但是该Ti₂O₃跟钢水的界面能小，因此所形成的Ti₂O₃的尺寸变得微细。其次通过复合添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素和Zr，REM的氧化物和CaO、ZrO₂以上述Ti₂O₃为生成核成长，因此结果是粒子的个数增多，焊接时的HAZ的奥氏体晶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解氧量通过超过0.010％.因此在本发明的制法中，需要在复合添加从REM和Ca构成的群中选择的至少1种元素和Zr前，或添加Ti前，就将钢水中的溶解氧量调整到上述范围。作为调整溶解氧量的方法，可列举例如使用RH式脱气精炼装置进行真空C脱气的方法，和添加Si、Mn、Ti和Al等的脱氧性元素的方法等，当然也可以适当组合这些方法来调整溶解氧量。另外，也可以采用铸桶加热式精炼装置和简易式钢水处理设备等取代RH式脱气精练装置来调整溶解氧量。这种情况下，不能利用真空C脱氧进行溶解氧量的调整，因此溶解氧量的调整采用添加Si等的脱氧性元素的方法即可。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出钢时添加脱氧性元素。

添加到钢水中的REM、Ca、Zr和Ti的形态未被特别限定，例如作为REM，添加纯La、纯Ce和纯Y等，或者纯Ca、纯Zr、纯Ti，此外还有Fe-Si-La合金、Fe-Si-Ce合金等的REM合金，Fe-Si-Ca合金、Fe-Ca合金、Ni-Ca合金等的Ca合金，Fe-Si-La-Ce合金等的REM-Ca合金等即可。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，因为在混合稀土中大多含有作为杂质的Ca，所以混合稀土含有Ca时需要满足本发明规定的范围。

接下来，对于本第一发明中特有的制造方法进行说明。

在本第一发明的钢材中，有由软质相和硬质相构成的复合组织，将该硬质相的维氏硬度Hv₁和软质相的维氏硬度Hv₂的比(Hv₁/Hv₂)控制在规定范围，并且实现软质相的粒径的微细化，为了得这样的组织，例如遵循下述所示的(1)～(3)的方法即可。还有，下述方法所示的温度在t(板厚)/4部位进行管理(管理方法后述)。

(1)将具有上述这样化学成分组成的钢坯加热到950℃以上、1250℃以下，在加热温度～Ar₃相变点的温度范围终止轧制，以20℃/秒以上的冷却速度进行第一次加速冷却，进行冷却至600～700℃后，在该温度区域保持10～100秒(也可以以0.5℃/秒以下的冷却速度放冷)，其后以5℃/秒以上的冷却速度实施第二次加速冷却直到400℃以下。在该方法中，通过在轧制后进行冷却，使组织成为过冷状态，使核生成点增加，随着铁素体微细化，硬质相也微细分散，能够成为硬质相和软质相的复合组织。该方法中各条件的范围设定理由如下。

加热温度：低于950℃时，轧制温度变得过低，若超过1250℃则奥氏体晶粒粗大化，母材韧性劣化，因此需要以950℃～1250℃加热。

轧制温度：若轧制温度低于Ar₃相变点，则组织中产生各向异性，除了冲击吸收能有可能降低以外，制造上轧制负荷高，生产性将降低。

第一次加速冷却速度：通过进行加速冷却，γ成为过冷状态，至低温相变被抑制。其后通过以低温进行相变，相变的驱动力高，生成组织均一微细的铁素体。冷却速度低于20℃/秒时，加速冷却中将产生一部分相变，达不到组织的均一微细化。

冷却停止温度：停止温度低于600℃时，铁素体将成为针状，或者成为贝氏体组织。针状的铁素体虽然韧性良好，但是相对于多边铁素体来说硬度高，与第二相的硬度差减少，相此相边界的龟裂扩展抑制效果小。另一方面，若冷却停止温度超过700℃，则在规定的保持温度下相变缓慢，除了不能确保充分的铁素体分率(例如20面积％以上)，而且晶粒变得粗大，韧性劣化。

冷却后的保持时间：该保持时间低于10秒时相变不充分，铁素体分率不充分，此外C浓缩成未反应的γ的空间丧失。另外，若保持时间超过100秒，则生产性降低，并且接近平衡状态，可见珠光体的生成。该珠光体虽然是铁素体和渗碳体构成的层状组织，但渗碳体脆，会在龟裂前端发生脆性破坏，因此龟裂扩展抑制效果小。

第二次加速冷却速度：该冷却速度低于5℃/秒时，在冷却阶段从未相变的奥氏体生成铁素体+珠光体，硬质相的硬度不充分。

最终冷却停止温度：这时的停止温度若超过400℃，则由于自回火而硬质相软化，硬度不能和到充分确保，因此冷却停止温度需要为400℃以下，优选为300℃以下。

(2)将具有上述这样化学成分组成的钢坯加热到950℃以上、1250℃以下，在加热温度～Ar₃相变点的温度范围终止轧制，空冷至(Ar₃相变点—30℃)～(Ar₁相变点+30℃)的温度范围，或者以5℃/秒以下的冷却速度进行冷却后，再以5℃/秒以上的冷却速度实施加速冷却。该方法中各条件的范围设定理由如下。

加热温度：低于950℃时，轧制温度变得过低，若超过1250℃则奥氏体晶粒粗大化，母材韧性劣化，因此需要以950℃～1250℃加热。

轧制温度：若轧制温度低于Ar₃相变点，则组织中产生各向异性，冲击吸收能有可能降低，此外制造上轧制负荷高，生产性将降低。

冷却速度：通过空冷至(Ar₃相变点—30℃)～(Ar₁相变点+30℃)的温度范围，或者以5℃/秒以下的冷却速度进行加速冷却，使组织成为铁素体(α)+γ，通过其后的加速冷却，使硬质相由浓缩有C的未相变γ生成，从而能够成为软质相+硬质相的复合组织。若以比5℃/秒快的冷却速度进行冷却，则不采用保持时间时，C向未相变γ的浓度的时间少，即使通过其后的加速冷却也无法获得充分的硬质相，而且板厚方向的均一性也会降低。

冷却停止温度：若停止温度超过(Ar₃相变点—30℃)，则几乎不生成铁素体，当低于(Ar₁相变点+30℃)，则几乎在铁素体+珠光体上结束相变，得不到软质相+硬质相。

第二次冷却速度：该冷却速度低于5℃/秒时，在冷却阶段从未相变的奥氏体生成铁素体+珠光体，硬质相的硬度不充分。

最终冷却停止温度：若这时的停止温度超过400℃，则由于自回火而硬质相软化，硬度不能和到充分确保，因此冷却停止温度需要为400℃以下，优选为300℃以下。

(3)将具有上述这样化学成分组成的钢坯加热到950℃以上、1250℃以下，在加热温度～Ar₃相变点的温度范围终止轧制，以10℃/秒以上的冷却速度进行第一次加速冷却直至400℃以下，其后再加热至(Ac₁相变点+30℃)～(Ac₃相变点—30℃)的温度范围，之后以5℃/秒以上的冷却速度实施第二次加速冷却。在该方法中，通过使再加热前的组织成为淬火组织，能够使组织单位微细，经再加热到Ac₁相变点以上，从而成为高温回火贝氏体或马氏体+奥氏体组织。碳化物从回火贝氏体、马氏体向逆相变奥氏体扩散，回火贝氏体、马氏体的硬度大大下降，并且通过其后的加速冷却，浓缩有C的γ相变为硬质相，从而能够成为硬质相和软质相的复合组织。该方法中各条件的范围设定理由如下。

加热温度：低于950℃时，轧制温度变得过低，若超过1250℃则奥氏体晶粒粗大化，母材韧性劣化，因此需要以950℃～1250℃加热。

轧制温度：若轧制温度低于Ar₃相变点，则组织中产生各向异性，冲击吸收能有可能降低，此外制造上轧制负荷高，生产性将降低。

冷却速度、冷却停止温度：若冷却速度低于10℃/秒，停止温度超过400℃，则组织不会成为回火组织，因此粒径变得粗大，韧性与疲劳龟裂扩展阻抗性一起降低。

再加热温度：低于(Ac₁相变点+30℃)时，几乎不发生α→γ相变，不能确保充分的硬质相。若超过(Ac₃相变点+30℃)，则再加热后几乎都发生α→γ相变，经其后的淬火全部成为硬质相。

第二次冷却速度：该冷却速度低于5℃/秒时，硬质相的硬度不充分。

最终冷却停止温度：若这时的停止温度超过400℃，则由于自回火而硬质相软化，硬度不能和到充分确保，因此冷却停止温度需要为400℃以下，优选为300℃以下。

如此得到的本第一发明的钢材，能够作为例如桥梁和高层建筑物、船舶等的结构物的材料使用，不仅是小～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，并且能够确保优异的疲劳龟裂扩展阻抗性。

接着就本第二发明中特有的制造方法进行说明。

在本第二发明中，为了使钢材的金属组织为铁素体主体，并且t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径为20.0μm以下，t/2位置的铁素体晶粒的平均长宽比为1.6以下，将铸造得到的钢坯加热到1000～1200℃后进行粗轧，接着在奥氏体未再结晶温度区域进行精轧即可。以下按顺序说明。

加热钢坯的温度优选为1000～1200℃。这是因为为了使粗轧和随后的冷却后(自然放冷或强制水冷)得到的铁素体组织微细化，而使奥氏体逆相变。即，通常加热到900℃左右，从铁素体逆相变为奥氏体，但为了使轧制结束后的铁素体组织微细化，有效的方法是轧制奥氏体而使之再结晶。因此，奥氏体的再结晶温度的下限也基于钢材的化学成分组成，但通过是850～900℃，因此为了在此下限温度以上轧制奥氏体组织而使之再结晶，加热温度便为1000℃以上。优选为1050℃以上。还有，上述加热温度可以使用过程控制计算机计算钢材的厚度方向的平均温度(计算值)，按此平均温度进行管理。

但是若超过1200℃进行加热，则初期的奥氏体组织过于粗大化，因此即使轧制这样的奥氏体组织而使之再结晶，仍难以充分地使奥氏体组织微细化。另外，以高温加热在能源上也不经济。因此加热温度为1200℃以下。更优选为1100℃以下。

加热了的钢坯在奥氏体的再结晶温度区域下使累积压下率为40％以上进行粗轧即可。这是由于通过在奥氏体的再结晶温度区域使累积压下率为40％以上进行粗轧，能够使奥氏体组织再结晶，能够使轧制结束后的铁素体组织微细化。即，即使在奥氏体的再结晶温度区域的累积压下率低于40％，通过增大后述的奥氏体未再结晶温度区域下的累积压下率，仍能够使铁素体晶粒微细化。但是，若在奥氏体未再结晶温度区域开始轧制的时刻铁素体晶粒已经粗大化，则即使在该奥氏体未再结晶温度区域适当轧制，则最终得到的金属组织仍容易成为混合着粗大的铁素体晶粒和微细的铁素体晶粒的混粒状态。若如此金属组织成为混粒状态，则有CTOD特性难以稳定的倾向。因此为了在奥氏体的再结晶温度区域中使奥氏体组织充分微细化，推荐使奥氏体再结晶温度区域下的累积压下率为40％以上。优选为45％以上，更优选为50％以上。

优选上述累积压下率尽可能大，随着累积压下率的增加，能够使铁素体粒的圆当量直径微细化至约25～30μm左右。但是，即使增大奥氏体的再结晶温度区域的累积压下率超过70％，其效果也大体饱和，因此该累积压下率为70％以下即可。

进行上述粗轧的温度区域虽然为奥氏体粗结晶温度区域，但是该温度区域会根据钢材的化学成分组成而有一些变化。但是由于奥氏体的再结晶温度的下限通常为850～900℃左右，所以将900℃以上的温度区域下的累积压下率调整到上述范围即可。但是，若使轧制温度区域过高，则轧后的再结晶继续，奥氏体晶粒的成长变早，因此不能有效地微细化。因此轧制开始温度为1000℃以下。

上述累积压下率的计算方法是，设钢材的t/2位置的温度(计算值)为1000℃时的厚度为t₀，设钢材的t/2位置的温度(计算值)为900℃时的厚度为t₁时，能够由下式(a)计算。

累积压下率(％)＝[(t₀—t₁)/t₀]×100…(1)

但是，粗轧开始温度低于1000℃时，将粗轧开始时的钢材厚度作为t₀，粗轧开始温度超过1000℃时，将钢材的t/2位置的温度在1000℃下的钢材厚度作为t₀来计算上述累积压下率。另一方面，粗轧结束温度未达到900℃时(超过900℃时)，将粗轧结束时的钢材厚度作为t₁，粗轧结束温度比900℃低时，将900℃的钢材厚度作为t₁来计算上述累积压下率。

粗轧时的温度是使用过程控制计算机计算t/2位置的温度，并以计算出的温度为基准。这是为了适当控制t/2位置的金属组织。还有，与t/2位置的温度(计算值)相比，钢板表面的温度(实测值)在钢材的厚度为150mm时约低50～70℃，钢材的厚度为100mm时约低40～50℃。因此进行上述粗轧的温度考虑到这样的温度差，使用钢板表面的温度(实测值)作为基准进行管理即可。

奥氏体的再结晶温度区域将累积压下率作为40％而进行粗轧后，推荐冷却至奥氏体未再结晶温度区域，在该奥氏体未再结晶温度区域使真应变为0.5以上而进行精轧。这是由于在奥氏体未再结晶温度区域进行精轧，能够使铁素体晶粒进一步微细化。即，在奥氏体再结晶温度区域轧制得到的金属组织，因为是平均粒径约25～30μm的奥氏体组织，所以直接对此钢材进行空冷或强制空冷，得到的铁素体晶粒的平均圆当量粒径充其量也只有25μm左右。为此CTOD特性不能充分改善。相对于此，如果在奥氏体未再结晶温度区域进行精轧，则应变被导入铁素体晶粒，因此能够便铁素体晶粒更微细化。

在此精轧中，可以使真应变量为0.5以上进行轧制。真应变量低于0.5时，铁素体晶粒的微细化不充分，不能充分改善CTOD特性。真应变量越多越为优选，如果增多则能够减小铁素晶粒。

还有，上述所谓奥氏体未再结晶温度区域，是指即使对钢材进行轧制奥氏体组织也不会再结晶的温度区域。该温度区域根据钢材的化学成分组成而有一些变化，但是在本发明中，使钢材的t/2位置的温度为850℃以下的区域导入的真应变量为0.5以上来进行精轧。但是，若精轧的温度区域过低，则铁素体的扁平率(即长宽比)容易显著变大，因此有CTOD特性劣化的倾向。因此精轧结束温度为“Ar₃相变点+10℃”以上。Ar₃相变点的温度能够基于钢材中所含的化学成分的含量由下式(b)计算。其中，[]表示各元素的含量(质量％)。

Ar₃相变点(℃)＝868—369×[C]+24.6×[Si]—68.1×[Mn]—36.1×[Ni]—20.7×[Cu]—24.8×[Cr]+190×[V]…(b)

上述真应变量计算方法是，设钢材的t/2位置的温度(计算值)为850℃时的厚度为t₂，设钢材的t/2位置的温度(计算值)为精轧结束温度下的厚度为t₃时，能够由下式(c)计算。

真应变＝ln(t₂/t₃)…(c)

但是，精轧开始温度低于850℃时，设精轧开始时的钢材厚度为t2，精轧开始温度超过850℃时，设钢材的t/2位置的温度为850℃下的钢材厚度为t₂来计算上述真应变。另一方面，精轧结束温度达不到“Ar₃相变点+10℃”时(超过Ar₃相变点+10℃时)，将精轧结束时的钢材厚度作为t₃，精轧结束温度比“Ar₃相变点+10℃”低时，将“Ar₃相变点+10℃”下的钢材厚度作为t₃来计算上述真应变，

上述精轧时的温度以使用过程控制计算机分别计算t/2位置的温度而计算出的温度为基准。

精轧时的温度可以设钢材的厚度为t(mm)时，以使用过程控制计算机计算t/2位置的温度而计算出的温度为基准。这是为了适当地控制t/2位置的金属组织。还有，钢材的厚度为40～80mm左右时，因为钢板内部的温度(t/2位置的温度)和钢板的表面温度的温度差充其量为10～40℃左右，所以考虑这样的温度差，以钢板的表面温度(实测值)为基准进行管理也没有问题(例如“850℃—温度差”，“Ar₃相变点+10℃—温度差”)。

精轧结束后，遵循常规方法进行冷却即可。冷却方法未特别限定，可以空冷，也可以强制冷却。这时的冷却速度也没有特别限定，但是本发明者们确认，如果是4℃/秒以下的程度，则对铁素体晶粒的大小没有影响。

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、船舶等的结构物的材料使用，不仅是小～中热能焊接，即使在高热能焊接中(例如40kJ/mm以上)，也能够防止焊接热影响部(HAZ)的韧性劣化，并且脆性破坏龟裂特性也优异。

本第二发明的钢板的板厚没有特别限定，但即使最终制品厚为40mm以上(特别是50mm以上)，本发明的钢材也能够防止焊接热影响部的韧性劣化，脆性破坏龟裂特性也优异。板厚的上限例如为80mm左右。

接下来就本第三发明特有的制造方法进行说明。

在本第三发明中，为了从钢材表面到t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径为25μm以下，加热铸造得到的钢坯并粗轧后，为了调整精轧的温度区域而进行空冷或强制冷却，接着在奥氏体再结晶温度区域、奥氏体未再结晶温度区域或二相温度区域，将真应变量作为0.5以上进行精轧即可。这是由于通过使精焗的温度区域处于适当的温度区域，能够使铁素体晶粒微细化。即，不进行温度管理而遵循常规方法轧制后，空冷或强制冷却而得到的金属组织平均粒径充其量为约35μm以上的铁素体组织，因此不能充分改善脆性龟裂停止特性。相对于此，如果在适当的温度区域进行精轧，则能够使铁素体晶粒更微细化。特别是如果在二相温度区域进行精轧，则能够使铁素体晶粒直接变形，因此真应变被大量导入，能够进一步使铁素体晶粒微细化。

在此精轧中，使真应变量为0.5以上即可。这是由于真应变量低于0.5时，铁素体晶粒的微细化不充分，不能充分改善脆性龟裂停止特性。真应变量越多越为优选，越多则铁素晶粒越小。

进行上述精轧的温度区域会根据钢材的化学成分组成而有一些变化。因此在本发明中，使钢材表面的温度为900℃以下的区域导入的真应变量为0.5以上来进行精轧。但是，若精轧的温度区域过低，则铁素体组织的加工脆化变得显著，有脆性龟裂停止特性降低的倾向。因此精轧结束温度为“Ar₃相变点—40℃”以上。Ar₃相变点的温度能够基于钢材中所含的化学成分的含量，由下式(i)计算。上述温度在上述范围对从钢材表面到t/100位置的温度进行控制即可。

Ar₃相变点(℃)＝868—369×[C]+24.6×[Si]—68.1×[Mn]—36.1×[Ni]—20.7×[Cu]—24.8×[Cr]+190×[V]…(i)

上述真应变量计算方法是，设钢材的表面温度为900℃时的钢坯厚度为t_s，设精轧结束温度下的钢坯厚度为t_f时，能够由下式(ii)计算。

真应变＝ln(t_s/t_f)…(ii)

但是，精轧开始温度低于900℃时，设精轧开始时的钢材厚度为t_s来计算上述真应变。还有，精轧开始温度超过900℃时，设钢材的表面温度为900℃时的钢坯厚度为t_s。

精轧结束后，根据常规方法进行冷却即可。冷却方法未特别限定，可以空冷，也可以强制冷却。

如此得到的本第三发明的钢材，例如能够作为桥梁和高层建筑物、船舶等的结构物的材料使用，不仅是小～中热能焊接，即使在高热能焊接中(例如40kJ/mm以上)，也能够防止焊接热影响部(HAZ)的韧性劣化，并且脆性龟裂停止特性也优异。

接下来就本第四发明特有的制造方法进行说明。

本第四发明的钢材，是将铁素体的平均晶粒半径控制在18.5μm以下，为了得到这样的组织，按如下方式进行即可。即，使用满足上述成分组成的钢材，在制造过程中，推荐将热轧时的精轧温度控制在830℃以下，通过奥氏体粒径的微细和向奥氏体晶粒内导入变形带而使铁素体核生成点增加。图6是表示热轧时的精轧温度和铁素体平均晶粒径的关系的曲线图，是整理的后述实施例的实验结果，(化学成分No.4、7)，据该图6可知，为了使上述铁素体平均晶粒径微细化至18.5μm以下，使精轧结束温度为830℃以下即可。更优选为810℃以下。还有，所谓上述精轧温度是指，按后述的实施例所示的要领求得的精轧结束时的t(板厚)/4部位的温度。

还有，为了使铁素体晶粒微细化，有效的方法是在不会发生贝氏体相变的范围增加热轧后的冷却速度。优选以5℃/s以下的速度对精轧结束后至500℃的温度区域进行冷却，作为冷却方法，除了空冷以外，也可以根据需要适当采用水冷等的加速冷却。

制造厚物的高强度钢材时，一般采用从Ar₃相变点以上的温度(奥氏体区域)得到理论的界限冷却速度的直接淬火。然而，通过这样的热处理而得到的组织以旧奥氏体粒径大的贝氏体为主体，与此同时硬质相的岛状马氏体(M—A)生成，这会成为破坏的起点而使钢材的破坏韧性降低。相对于此，在本发明的钢材中，通过使微细的铁素体生成，能够实现高强度、高韧性。

如此得到的本第四发明的钢材，例如能够作为桥梁和高层建筑物、船舶等的结构物的材料使用，不仅是小～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，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，也可以在符合前、后述宗旨的范围内适当地加以变更实施，这些均包含于本发明的技术范围内。

实施例1

通过实施例更详细地说明本第一发明。

用240吨的转炉对铁水进行一次精炼后，从该转炉出钢到铸桶中，边进行成分调整和温度调整边进行二次精炼。这里在铸桶中，按下述表1所示的脱氧方法，调整为下述表1所示的溶解氧量。其后，按下述表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，在二次精炼中采用RH式脱氧精炼装置进行脱H和脱S等。另外，表1中的化学成分No.16的溶解氧量“—”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。

表2中“—”表示没有添加元素，“低于”意思是没有添加元素，但因为会不可避免地含有，所以在低于定量限定的范围内被检测到。

【表1】

 

化学成分No.	脱氧方法	溶存氧量 (质量％)	元素的添加顺序
				1	由S和Mn脱氧	0.0035	Zr→REM
2	由S和Mn脱氧	0.0025	REM→Zr→Ca
				3	由S和Mn脱氧	0.0025	Zr→Ca

 

化学成分No.	脱氧方法	溶存氧量 (质量％)	元素的添加顺序
				4	由S和Mn脱氧	0.0037	REMとZr同时→Ti
5	由S和Mn脱氧	0.0045	Zr→REM→Ca→Ti
				6	由S和Mn脱氧	0.0043	REM→Zr→Ti
7	由Mn脱氧	0.0076	REM→Zr→Ca→Ti
				8	由S和Mn脱氧	0.0031	REM、Zr、Ti同时
9	由S和Mn脱氧	0.0055	Zr→La→Ti
				10	由S和Mn脱氧	0.0039	Ti→Zr→Ce
11	由S和Mn脱氧	0.0052	Ti→REMとZr同时→Ca
				12	由S和Mn脱氧	0.0045	Ti→REM→Zr
13	由S和Mn脱氧	0.0031	Ti→Zr→Ca
				14	由S和Mn脱氧	0.0070	Ti→Zr→REM
15	由S和Mn脱氧	0.0135	Zr
				16	由S和Mn脱氧		Zr
17	由S和Mn脱氧	0.0220	REM→Ti
				18	由S和Mn脱氧	0.0025	REM→Ti→Ca
19	由Al脱氧	0.0005	Ti→Ca
				20	由S和Mn脱氧	0.0035	Ti→REM
21	由S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

[0244]

用连续铸造机将成分调整后的钢水铸造成钢坯，其后实施热轧而制作成各种钢板。还有上述表2所示的相变点(Ar₃、Ar₁、Ac₁、Ac₃)是根据下式(1)～(4)求得的值。这时的制造条件显示在下述表3、4中。还有，对于这时的温度，按t/4(t这板厚)的位置的温度进行管理，详细地温度管理步骤如下。

Ar₃＝868—369·[C]+24.6·[Si]—68.1·[Mn]—36.1·[Ni]—20.7·[Cu]

       —24.8·[Cr]+29.6·[Mo]+190·[V]                        …(1)

Ar₁＝630.5+51.6·[C]+122.4·[Si]—64.8·[Mn]—57.5·[Mo]

                                                               …(2)

Ac₁＝723—14·[Mn]+22·[Si]—14.4·[Ni]+23.3·[Cr]

                                                               …(3)

Ac₃＝908—223.7·[C]+30.49·[Si]—34.3·[Mn]+37.92·[V]—

          23.5·[Ni]                                           …(4)

其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]、[Mo]和[V]分别表示C、Si、Mn、Ni、Cu、Mo和V的含量(质量％)。

[温度管理的步骤]

1.使用过程控制计算机，基于从加热开始至加热结束的气氛温度和在炉时间，计算出从钢坯的表面至背面的任意位置(例如t/4位置)的加热温度。

2.采用计算出的加热温度，基于轧制中的轧制表(pass schedule)和轧道间的冷却方法(水冷或空冷)的数据，运用差分法等适于计算的方法一边计算板厚方向的任意位置上的轧制温度，一边实施轧制。

3.钢板的表面温度使用设置于轧制线上的放射型温度计实测。但是，用过程控制计算机也可以预先计算理论值。

4.将粗轧开始时、粗轧结束时、精轧开始时分别实测的钢板的表面温度与由过程控制计算机计算出的计算温度进行对照。

5.计算温度与实测温度的差为±30℃以上时，以使计算表面温度与实测温度一致的方式进行再计算，并作为过程控制计算机上的计算温度，当低于±30℃时，直接采用由过程控制计算机计算出的计算温度。

6.采用上述计算出的计算温度，管理作为控制对象的区域的轧制温度。

针对上述这样得到的各钢板，分别按下述的要领实施疲劳龟裂扩展速度、(硬质相/软质相)的硬度比(Hv₁/Hv₂)、和软质相的粒径、利用EPMA的夹杂物组成的调查以及HAZ韧性的评价。

[疲劳龟裂扩展速度]

切割热轧材，依据ASTM E647，使用小型(compact)试验片实施疲劳龟裂扩展试验，据此求得疲劳龟裂扩展速度。这时，将由下式(5)规定的帕里斯法则(Paris Law)成立的稳定成长区域

的值作为代表值进行评价。还有，疲劳龟裂扩展速度的评价，对于标准来说，由于通常的钢材是4.0～6.0×10^-5mm/cycle(ΔK＝20的时候)左右的扩展速度，因此以3.5×10^-5mm/cycle以下为基准。

da/dn＝C(ΔK)m…(5)

其中，a、n、C、m分别表示由载荷等的条件决定的常数，a：龟裂长度、n：重复次数、C、m：材料。

[(硬质相/软质相)的硬度比]

使用10gf的显微维氏硬度计测定硬质相的维氏硬度Hv₁和软质相的维氏硬度Hv₂，求得各5点的平均值，计算硬度比(Hv₁/Hv₂)。

[软质相的粒径的测定方法]

(a)在与钢材轧制方向平行的方向进行切割，准备包含板厚的表里面部的试样。

(b)使用#150～#1000的湿式砂纸进行研磨，或采用与之具有同等功能的研磨方法进行研磨，使用金刚石研磨浆等的研磨材实施镜面精加工。

(c)使用3％硝酸乙醇溶液(腐蚀液)对研磨过的试样进行腐蚀，使软质相的晶界呈现。

(d)以100倍或400倍的倍率对呈现出的组织进行拍照(拍摄6cm×8cm的照片)，并输入图像分析装置(100倍的相当于600μm×800μm，400倍的相当于150μm×200μm)。进行该输入时，任何倍率下输入的个数均相当于1mm×1mm的个数(100倍的至少是6个视野，400倍的是35个视野)。

(e)在图像分析装置中，换算成与一个晶界所包围的区域具有同等面积的圆，换算的圆的直径定义为圆当量软质相的粒径。

(f)将针对全部视野测定的值的平均值作为平均圆当量软质相粒径计算出来。

[夹杂物组成的调查]

从各钢板的t(板厚)/4位置的横截面切割试样。使用岛津制作所制“EPMA-8705(装置名)”以600倍观察切割下的试样表面，对于最大径为0.2μm以下的析出物进行分成组成的定量分析。观察条件如下：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个以上，通过特性X射线的波长色散分析，定量分析在析出物中央部的成分组成。分析对象元素为Al、Mn、Si、Ti、Zr、Ca、La、Ce和O，采用已知物质预先求得各元素的电子射线强度与元素浓度的关系作为检量线，其次，根据由所述析出物得到的电子射线强度和所述检量线对该析出物的元素浓度进行定量。

得到的定量结果之中氧含量为5％以上的析出物为氧化物，将其平均作为氧化物的平均组成。还有，Ti的氧化物和REM的氧化物若由M表示金属元素，则在钢材中以M₂O₃、M₃O₅和MO₂的形态存在，但将这些氧化物换算成M₂O₃来计算氧化物组成。另外，由一个夹杂物对多个元素进行观测时，从显示这些元素的存在的X射线强度的比换算成各元素的单独氧化物来计算氧化物的组成。还有，下述5、6中的所谓“其他”，是指不作为分析对象的元素的氧化物(例如MgO等)的总量。

由EPMA观察上述试样的结果是，被观察到的氧化物大半是含有REM和/或Ca、和Zr的复合氧化物，或此外还含有Ti的复合氧化物，但是也生成有作为单独氧化物的REM的氧化物、CaO、ZrO₂、Ti₂O₃。

[HAZ韧性的评价]

模拟高热能焊接进行下述所示的焊接再现试验。该焊接再现试验，是加热从钢坯切下的试验片(125mm×32mm×55mm的试验片)使之整体达1400℃，在该温度下保持30秒或50秒后进行冷却。这时的冷却速度按800～500℃的冷却时间为400秒的方式进行调整。该再现试验循环条件相当于以热能为40～60kJ/mm的电渣焊(ESW)或潜弧焊(SAW)进行焊接时形成熔合部时的条件。对于进行了上述再现热循环的各试验片进行V切口摆锤冲击试验(JISZ2202)，求得—40℃下的吸收能(vE_-40)。然后，vE_-40的值为100J以上的评价为HAZ韧性优异。

全部氧化物的平均组成的调查结果在下述表5、6中显示，疲劳试验扩展速度的测定结果、硬度比和软质相粒径(圆当量直径)与HAZ韧性一起显示在下述表7、8中。

由这些结果能够进行如下考察。首先，在不含REM氧化物和/或CaO和ZrO₂的任何一种的(钢板No.32～41)中，可知HAZ韧性差。

另一方面，对于疲劳龟裂扩展速度来说，在脱离优选的制造条件的(钢板No.2、3、6、7、9、10、12、13、15、16、20、21、23、24、20和30)中，可知发生晶粒的粗大化，得不到充分的硬质相硬度，由此硬度比(Hv₁/Hv₂)达不到适当的值，疲劳龟裂扩展速度快。基于这一数据，硬度比(Hv₁/Hv₂)和疲劳龟裂扩展速度的关系显示在图1中，不过通过将硬度比规定在1.5～5.0的范围，疲劳龟裂扩展速度会变低。

实施例2

以下通过实施例更详细地说明本第二发明。

实施例2—1

用240吨的转炉对铁水进行一次精炼后，从该转炉出钢到铸桶中，边进行成分调整和温度调整边进行二次精炼。

在铸桶中，按下述表9所示的脱氧方法，调整到下述表9所示的溶解氧量。其后，按下述表9所示的顺序添加元素。在表9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。还有表9中的No.16的溶解氧量“—”表示低于定量界限。

接着根据需要添加其余的合金元素，最终调整成下述表10所示的组成(余量是铁和不可避免的杂质)。还有，在二次精炼中采用RH式脱氧精炼装置进行脱H和脱S等。表10中“—”表示没有添加元素，“低于”意思是没有添加元素，但因为会不可避免地含有，所以被检测到，但处于低于定量界限的范围。

用连续铸造机将进行了成分调整的钢水铸造成钢坯，将得到的钢坯加热到下述表11所示的温度后进行粗轧。表11所示的加热温度是使用设置于轧制线上的放射型温度计测定的实测值(表面温度)。另外在表11中，钢材的t/2位置的温度(计算值)分别表示1000℃时的钢材厚度(mm)和900℃时的钢材厚度(mm)，并且1000～900℃的范围内的累积压下率采用上述(a)式计算，结果显示在表3中。

粗轧后进行精轧，制作成表11所示的板厚(制品厚)的热轧钢板。表11中显示精轧结束温度(℃)。另外，表10中一并显示由上述(b)式计算出的Ar₃相变点温度和“Ar₃相变点+10℃”的值。

上述t/2位置的温度(计算值)按下述(1)～(6)的要领求得。

(1)使用过程控制计算机，基于从加热开始至加热结束的气氛温度和在炉时间，计算出从钢坯的表面至背面的板厚方向的任意位置的加热温度。

(2)采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，运用差分法等适于计算的方法一边计算板厚方向的任意位置的轧制温度，一边进行轧制。

(3)钢板的表面温度使用设置于轧制线上的放射型温度计实测(但是，在过程控制计算机上也可以计算)。

(4)将粗轧开始时、粗轧结束时、精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温度进行对照。

(5)粗轧开始时、粗轧结束时、精轧开始时的计算温度与上述实测温度的差为±30℃以上时，使实测表面温度与计算表面温度一致，如此进行再计算，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矫正，求得t/2位置的精轧结束温度。

采用得到的钢板，分别按下述的要领实施利用EPMA的夹杂物组成的调查、HAZ韧性的评价、金属组织的观察及脆性破坏龟裂发生特性的评价。

(夹杂物组成的调查)

夹杂物组成的调查方法与实施例1的情况完全相同。全部氧化物的平均组成显示在下述表12中。表12中的所谓“其他”，是指不作为分析对象的元素的氧化物(例如MgO等)的总量。

由EPMA观察上述试样的结果是，被观察到的氧化物大半是含有REM和/或Ca、和Zr的复合氧化物，或此外还含有Ti的复合氧化物，但是也生成有作为单独氧化物的REM的氧化物、CaO、ZrO₂、Ti₂O₃。

[HAZ韧性的评价]

其次，为了评价焊接时受到热影响的HAZ的韧性，模拟高热能焊接(热能相当于40～60kJ/mm)进行焊接再现试验。该焊接再现试验，是以使上述钢材整体达到1400℃的方式进行加热，在该温度下保持40～60秒后进行冷却。冷却速度以从800℃到500℃的冷却时间(Tc)为400秒的方式进行调整。在下述表13中显示焊接再现试验中的热循环条件。

对于冷却后的钢材，从板厚方向的里面从以7mm位置为中心的部位，提取3个JISZ2242(2006)规定的V切口摆锤冲击试验片。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)。测定结果显示在下述表13中。

(金属组织的观察(圆当量直径和长宽比的测定步骤))

包含钢材的正面与背面，并且使与轧制方向平行且相对于钢材表面(钢材的正面)为垂直的面露出，以此方式来切割试样，研磨该露出面并进行镜面精加工。在露出面的研磨中使用#150～#1000的湿式砂纸进行研磨后，使用金刚石研磨浆作为研磨剂进行镜面精加工。

使用3％硝酸乙醇溶液对经过镜面精加工的试样进行腐蚀，使铁素体组织的晶界呈现后，以400倍的倍率进行拍摄，成为6cm×8cm的照片(即，400倍下相当于150μm×200μm)。照片的6cm的边对应板厚方向，8cm的边对应轧制方向。其在任何倍率下输入图像分析装置中的区域均相当于1mm×1mm以上。

接着，在图像分析装置中，把被晶界包围的铁素体晶粒的区域(面积)换算成具有同等面积的圆，将所换算的圆的直径定义为铁素体晶粒的圆当量直径来测定圆当量直径。在全部观察视野中进行测定，平均结果从而计算平均圆当量直径。

另一方面，关于铁素体晶粒的长宽比，是对于被上述晶界包围的铁素体晶粒，测定其轧制方向的粒径D1与板厚方向的粒径Dt，将D1与Dt的比(D1/Dt)作为长宽比进行计算。这在全部的观察视野中进行，平均结果从而计算平均长宽比。

还有，铁素体晶粒的圆当量直径和长宽比的测定，在钢材的厚度为t(mm)时为t/2位置。另外观察视野数为35个。

计算铁素体晶粒的平均圆当量直径和长宽比时，也一并测定金属组织中所占的铁素体面积率。结果一并显示在下述表13中。

(脆性破坏龟裂发生特性的评价)

脆性破坏发生特性，是基于社团法人日本焊接协会(WES)发行的WES1108(1995年2月1日制定)所规定的“龟裂前端开口位移试验(CTOD试验)”进行龟裂前端开口位移试验，测定不稳定破坏开始时的开口位移(δc)，基于此结果进行评价。还有，在进行龟裂前端开口位移试验时，还参考WES1109(1995年4月1日制定)所规定的“关于焊接热影响部CTOD试验方法的指南”。

试验片采用WES1108(1995年2月1日制定)的P.6的图6所示的“标准三点弯曲试验片”。试验温度为—40℃，测定δc_-40℃(mm)。在本发明中，δc_-40℃在0.20mm以上时为合格。CTOD试验的结果显示在下述表5中。

[表9]

 

No.	脱氧方法	溶存氧量 (质量％)	元素添加顺序
				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とZr同时→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同时
				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とZr同时→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

[0325]

【表11】

【表12】

[表13]

 

No.	热循环条件	vE<sub>-40</sub> (J)	铁素体面积率 (％)	平均圆当量直径 (μm)	平均长宽比	δc<sub>-40℃</sub>(mm)
							1	1400℃×60s Tc：400s	123	77	13.7	1.5	0.39
2	1400℃×40s Tc：400s	143	77	11.8	1.4	0.48
							3	1400℃×40s Tc：400s	177	83	17.3	1.5	0.29
4	1400℃×40s Tc：400s	207	75	15.9	1.3	0.34
							5	1400℃×50s Tc：400s	140	87	15.4	1.4	0.33
6	1400℃×60s Tc：400s	156	86	17.4	1.5	0.24
							7	1400℃×40s Tc：400s	204	86	12.8	1.3	0.43
8	1400℃×60s Tc：400s	162	79	15.3	1.6	0.32
							9	1400℃×40s Tc：400s	226	75	15.3	1.3	0.34
10	1400℃×40s Tc：400s	125	90	18.9	1.4	0.21
							11	1400℃×50s Tc：400s	152	85	17.3	1.3	0.28
12	1400℃×50s Tc：400s	156	87	19.2	1.5	0.25
							13	1400℃×50s Tc：400s	113	84	14.6	1.6	0.34
14	1400℃×60s Tc：400s	179	86	17.2	1.3	0.27
							15	1400℃×50s Tc：400s	58	87	15.0	1.3	0.38
16	1400℃×40s Tc：400s	76	79	18.3	1.4	0.26

 

No.	热循环条件	vE<sub>-40</sub> (J)	铁素体面积率 (％)	平均圆当量直径 (μm)	平均长宽比	δc<sub>-40℃</sub>(mm)
							17	1400℃×60s Tc：400s	30	86	17.6	1.3	0.26
18	1400℃×50s Tc：400s	9	76	17.1	1.3	0.29
							19	1400℃×50s Tc：400s	76	81	15.0	1.4	0.32
20	1400℃×40s Tc：400s	77	78	15.3	1.3	0.35
							21	1400℃×50s Tc：400s	33	85	16.7	1.4	0.28
22	1400℃×60s Tc：400s	42	88	12.6	1.3	0.42
							23	1400℃×40s Tc：400s	34	88	14.3	1.3	0.38

由表9～13能够进行如下考察。No.1～14因为在钢材中含有作为氧化物的REM氧化物和/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，因为金属组织也得到适当地控制，所以能够防止脆性破坏的发生。

另一方面，No.15～22因为在钢材中不含作为氧化物的REM氧化物和/或CaO和ZrO₂的任何一种，所以焊接影响部的韧性差。No.23因为Mn、P和Al过量，溶解氧量也少，所以氧化物的生成量少，HAZ韧性差。

实施例2—2

在上述实施例2—1的No.8的示例中，将热轧由连续铸造机得到的钢坯时的条件适宜变为下述表14所示的条件，制作板厚(制品厚)为65mm的钢板。

使用得到的钢板，与上述实施例2—1同样，进行金属组织的观察和脆性破坏龟裂发生特性的评价。结果显示在下述表14中。钢材的t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径和平均长宽比与CTOD特性的关系显示在图2中。

【表14】

由表14和图2能够进行如下考察。No.31、34、35、37、39、40、42～45，因为金属组织被适当控制，所以能够防止脆性破坏发生。另一方面，No.32、33、36、38、41，因为t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径或平均长宽比不满足本发明规定的要件，所以不能防止脆性破坏发生。

实施例3

以下通过实施例更详细地说明本第三发明。

用240吨的转炉对铁水进行一次精炼后，从该转炉出钢到铸桶中，边进行成分调整和温度调整边进行二次精炼。

在铸桶中，按下述表15所示的脱氧方法，调整到下述表15所示的溶解氧量。其后，按下述表15所示的顺序添加元素。在表15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。还有表15中的No.16的溶解氧量“—”表示低于定量界限。

其次，根据需要添加其余的合金元素，最终调整成下述表16所示的组成(余量是铁和不可避免的杂质)。还有，在二次精炼中采用RH式脱氧精炼装置进行脱H和脱S等。表16中“—”表示没有添加元素，“低于”意思是没有添加元素，但因为会不可避免地含有，所以被检测到，但处于低于定量界限的范围。

用连续铸造机将进行了成分调整的钢水铸造成钢坯，将得到的钢坯加热后进行粗轧，为了调整精轧的温度区域而进行空冷或强制冷却后，再进行精轧。作为精轧的条件，下述表17中显示精轧结束温度(表面温度)。表面温度是使用设置于轧制线上的放射型温度计测定的实测值。在表17中，基于钢板所含的化学成分的含量，由上式(i)并显示Ar₃相变点的温度。

由上式(ii)计算出在钢材的表面温度为900℃以下的区域导入的真应变量，并显示在下述表17中。精轧结束后，以表17所示的条件进行冷却。表17所示的冷却速度是从冷却开始温度到500℃的平均值。

使用得到的钢板，分别按下述的要领实施利用EPMA的夹杂物组成的调查、HAZ韧性的评价、金属组织的观察及脆性龟裂停止特性的评价。

(夹杂物组成的调查)

夹杂物组成的调查方法与实施例1的情况完全相同。全部氧化物的平均组成显示在下述表18中。表18中的所谓“其他”，是指不作为分析对象的元素的氧化物(例如MgO等)的总量。

由EPMA观察上述试样的结果是，被观察到的氧化物大半是含有REM和/或Ca、和Zr的复合氧化物，或此外还含有Ti的复合氧化物，但是也生成有作为单独氧化物的REM的氧化物、CaO、ZrO₂、Ti₂O₃。

[HAZ韧性的评价]

其次，为了评价焊接时受到热影响的HAZ的韧性，模拟高热能焊接(热能40～60kJ/mm)进行焊接再现试验。焊接再现试验，是以使上述钢坯整体达到1400℃的方式进行加热，在该温度下保持30秒或50秒后进行冷却。冷却速度以从800℃到500℃的冷却时间(Tc)为300秒的方式进行调整。

从冷却后的钢坯提取3个JISZ2242(2006)所规定的V切口摆锤冲击试验片。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。在保持30秒时和保持50秒时的两方中，vE_-40为100J以上的评价为HAZ韧性优异。测定结果显示在下述表19中。

(金属组织的观察(圆当量直径和长宽比的测定步骤))

包含钢材的正面与背面，并且使与轧制方向平行且相对于钢材表面(钢材的正面)为垂直的面露出，以此方式来切割试样，研磨该露出面并进行镜面精加工。在露出面的研磨中使用#150～#1000的湿式砂纸进行研磨后，使用金刚石研磨浆作为研磨剂进行镜面精加工。

使用3％硝酸乙醇溶液对经过镜面精加工的试样进行腐蚀，使铁素体组织的晶界呈现后，以100倍或400倍的倍率对从钢材表面到t/100位置的区域进行拍摄，成为6cm×8cm的照片(即，100倍下相当于600μm×800μm，400倍下相当于150μm×200μm)。照片的6cm的边对应板厚方向，8cm的边对应轧制方向。对拍摄的照片进行图像分析，测定观察视野内确认到的铁素体晶粒的长度，将其平均作为铁素体晶粒的平均粒径。结果显示在下述表19中。

另外，上述真应变量与平均铁素体晶粒径的关系显示在图3中。由图3表明的，如果将真应变量控制在0.5以下，则从钢材表面到t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径能够控制在25μm以下。

在计算铁素体晶粒的平均粒径时，观察从钢材表面到t/100位置的区域中的金属组织，也同时测定铁素体面积率。其结果是金属组织中所占的铁素体的面积率为50％以上。

还有，倍率为100倍时，观察视野数至少为6个，400时观察视野数至少为35个。

(脆性龟裂停止特性的评价)

脆性龟裂停止特性的评价，是依据社团法人日本焊接协会(WES)发行的钢种认定试验方法(2003年3月31日制定)所规定的“脆性破坏传播停止试验进行。试验采用脆性破坏传播停止试验方法的图7.2所示的形状的试验片，在—190℃～+60℃的范围选择的任意的温度范围内对该试验片设立温度梯度，分别进行4个试验体。Kca值由下式(iii)计算。下式(iii)中，c表示从传播部入口至脆性龟裂前端的长度，T表示脆性龟裂前端的温度(单位K)，σ表示传播部的总应力，W表示传播部宽度。

$\mathrm{Kca}=\mathrm{\σ}\sqrt{2W\tan (\mathrm{\πc}/2W)}...\left(\mathrm{iii}\right)$

X轴作为1/T，Y轴作为计算出的Kca值，制成表示1/T和Kca值的相关有关系的曲线图，将4点的近似曲线和273K的交点作为0℃下的Kca值。0℃下的Kca值显示在下述表19中。另外，从钢材表面到t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径和脆性龟裂停止特性的关系显示在图4中。在本发明中，0℃下的Kca值在5900N/mm^1.5以上时为合格(脆性龟裂停止特性优选)。

综合判定满足HAZ韧性和脆性龟裂停止特性两方特性的例子为本发明例(○)，满足至少一方面特性的例子为比较例(×)。判定结果显示在下述表5中。

[表15]

 

钢种No.	脱氧方法	溶存氧量(质量％)	元素添加顺序
				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とZr同时→Ti
				5	由Si和Mn脱氧	0.0045	Zr→REM→Ca→Ti

 

钢种No.	脱氧方法	溶存氧量(质量％)	元素添加顺序
				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同时
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とZr同时→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AI脱氧	0.0013	Ti→REM→Zr→Ca

[0367]

【表17]

【表19]

由表19和图4能够进行如下考察。下述No.意思是表19的No.。No.1、2、4、5、7～11、13～18、20～22、24、26～29因为在钢材中含有作为氧化物的REM氧化物和/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，因为从钢材表面到t/100位置的区域中的金属组织得到了适当地控制，脆性龟裂停止特性也优异。

No.3、6、12、19、23、25因为金属组织未被适当控制，所以不能改善脆性龟裂停止特性。No.30～46因为在钢材中不含作为氧化物的REM氧化物和/或CaO和ZrO₂的任何一种，所以焊接影响部的韧性差。在No.32、37、38、42、44、46中脆性龟裂停止特性也差。

实施例4

以下通过实施例更详细地说明本第四发明。

用240吨的转炉对铁水进行一次精炼后，从该转炉出钢到铸桶中，边进行成分调整和温度调整边进行二次精炼。这里在铸桶中，按下述表20所示的脱氧方法，调整到下述表20所示的溶解氧量。其后，按下述表20所示的顺序添加元素。其次根据需要添加其余的合金元素，最终调整为下述表21所示的组成。还有，在二次精炼中采用RH式脱氧精炼装置进行脱H和脱S等。另外，表20中的化学成分No.16的溶解氧量“—”表示低于定量界限。

还有，在表20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。

表20中“—”表示没有添加元素，“低于”意思是没有添加元素，但因为会不可避免地含有，所以在低于定量限定的范围内被检测到。

【表20】

 

化学成分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とZr同时→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同时
				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とZr同时→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

[0382]

用连续铸造机将成分调整后的钢水铸造成钢坯，其后实施热轧，制作成表22所示的板厚的钢板。

热轧的精轧结束温度(轧制结束时的t/4部位的温度)、轧制结束后的冷却速度等显示在下述表3中。

上述精轧结束时的t/4部位的温度按下述(1)～(6)的要领求得。

(1)在过程控制计算机中，基于从加热开始至加热结束的气氛温度和在炉时间，计算出从钢坯的表面至背面的板厚方向的任意位置的加热温度。

(2)采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，运用差分法等适于计算的方法边计算板厚方向的任意位置的轧制温度，边实施轧制。

(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(但是，在过程控制计算机上也可以实施计算)。

(4)将粗轧开始时、粗轧结束时、精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温度进行对照。

(5)粗轧开始时、粗轧结束时、精轧开始时的计算温度与上述实测温度的差为±30℃以上时，使实测表面温度与计算表面温度一致，如此进行再计算，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矫正，求得t/2位置的精轧结束温度。

使用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、利用EPMA的夹杂物组成的调查、HAZ韧性和母材韧性的评价。

(拉伸试验)

从各钢板的t(板厚)/4部位，在相对于轧制方向成直角的方向提取JIS Z 2201的4号试验片，按JIS Z 2241的要领进行拉伸试验，测定抗拉强度(TS)。然后，TS为440MPa以上，YP为315MPa以上的评价为抗拉特性优异。

(金属组织的观察)

铁素体平均晶粒径以下述方式测定。

(i)以能够观察到与钢材轧制方向平行的方向且相对于钢板表面为垂直的，包含钢板表里面的板厚断面的方式，从上述钢板提取试验片。

(ii)通过使用湿式砂纸(#150～#1000)的研磨，或通过与之具有同等功能的研磨方法(使用金刚石研磨浆等的研磨剂的研磨等)，进行观察面的镜面精加工。

(iii)使用3％硝酸乙醇溶液对研磨过的试样进行腐蚀，使铁素体组织的晶界呈现。

(iv)在t(板厚)/4部位，以100倍或400倍的倍率对呈现出的组织拍照(本实施例中拍摄6cm×8cm的照片)，并输入图像分析装置。所述照片的区域，100倍时相当于600μm×800μm，400倍时相当于150μm×200μm，输入到图像分析装置无论任何倍率的情况下，均以区域的合计为1mm×1mm以上的方式进行输入(即，在100倍的情况下上述照片至少输入6张，400倍情况下上述照片至少输入35张)。

(v)在图像分析装置中，换算成与一个晶界所包围的区域具有同等面积的圆，换算的圆的直径定义为软素体圆当量粒径。

(vi)在输入图像分析装置的全部区域中，求得上述铁素体圆当量粒径，将其平均值作为铁素体(α)平均晶粒径。

还有，在任何一种钢板中，组织均由铁素体+珠光体构成，全部组织中所占的铁素体的占积率为70％以上。

(夹杂物组成的调查)

夹杂物组成的调查方法与实施例1的情况完全相同。全部氧化物的平均组成显示在下述表23中。还有，下述表23中的所谓“其他”，是指不作为分析对象的元素的氧化物(例如MgO等)的总量。

由EPMA观察上述试样的结果是，被观察到的氧化物大半是含有REM和/或Ca、和Zr的复合氧化物，或此外还含有Ti的复合氧化物，但是也生成有作为单独氧化物的REM的氧化物、CaO、ZrO₂、Ti₂O₃。

[HAZ韧性的评价]

进行HAZ再现试验。按下述表22所示的条件(热能相当于40～60kJ/mm)对从钢板提取的试验片(提取5个12.5mm×32mm×55mm的试验片)进行热循环试验。其后，从各试验片上提取2个摆锤冲击试验片(JISZ2202V切口摆锤冲击试验片)，各钢板10个，求得—40℃下的平均吸收能(vE_-40)。然后，vE_-40的平均值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JIS Z 2202(2006)所规定的V切口试验片，按JIS Z 2242(2006)中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等级钢材规格值(—20℃下55J以上)]。

这些测定结果显示在下述表22中，全部氧化物的平均组成的调查结果显示在下述表23中。

由表20～23能够进行如下考察(还有，下述No.表示表22、23的钢板No.)。No.1～3、5、6、8～11、13～19是满足本发明规定的要件的例子，因为钢材中含有REM氧化物和/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，因为铁素体的平均粒径也满足本发明规定的要件，母材韧性也优异。

另一方面，No.4、7、12、20～28是偏离本发明规定的任一要件的例子。特别是No.20～27因为钢材中不含REM氧化物和/或CaO和ZrO₂的任何一种，所以焊接影响部的韧性差。

No.4未以推荐的冷却速度进行冷却，发生贝氏体相变，因此母材韧性差。

No.7、12因为比推荐的轧制结束温度高，所以铁素体晶粒的微细化不充分，母材韧性差。

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

Claims (11)

1.一种钢材，其特征在于，以质量％计含有：

C：0.03～0.18％、

Si：0.02～0.5％、

Mn：0.9～2.0％、

N：0.003～0.01％、

REM：0.001～0.1％和Ca：0.0003～0.02％中的至少一种、以及

Zr：0.001～0.05％，

并且，满足：

P：0.02％以下、

S：0.015％以下、和

Al：0.01％以下，

并且，在测定所述钢材中含有的全部氧化物的组成，以钢材中的全部氧化物的含量作为100％，并作为单独氧化物进行质量换算时，REM的氧化物和CaO的合计为5％以上，且ZrO₂为5％以上，

并且，钢材的组织是由软质相和硬质相构成的复合组织，且硬质相的维氏硬度Hv₁和软质相的维氏硬度Hv₂之比Hv₁/Hv₂为1.5～5.0，软质相的粒径以圆当量直径计为20μm以下。

2.一种钢材，其特征在于，以质量％计含有：

C：0.03～0.12％、

Si：0.02～0.5％、

Mn：1.4～1.8％、和

N：0.003～0.01％、

REM：0.001～0.1％和Ca：0.0003～0.02％中的至少一种、以及

Zr：0.001～0.05％，

并且，满足：

P：0.02％以下、

S：0.015％以下、和

Al：0.01％以下，

并且，在测定所述钢材中含有的全部氧化物的组成，以钢材中的全部氧化物的含量作为100％，并作为单独氧化物进行质量换算时，REM的氧化物和/或CaO的合计为5％以上，ZrO₂为5％以上，并且，观察厚度t的钢材的与轧制方向平行且相对于钢材表面为垂直面的金属组织时，满足下述(1)～(3)，其中，t的单位是mm，

(1)铁素体面积率为75％以上，

(2)t/2位置的铁素体晶粒的平均圆当量直径为20.0μm以下，

(3)t/2位置的铁素体晶粒的平均长宽比为1.6以下。

3.一种钢材，其特征在于，以质量％计含有：

C：0.03～0.18％、

Si：0.02～0.5％、

Mn：0.9～2.0％、和

N：0.003～0.01％、

REM：0.001～0.1％和Ca：0.0003～0.02％中的至少一种、以及

Zr：0.001～0.05％，

并且，满足：

P：0.02％以下、

S：0.015％以下、和

Al：0.01％以下，

并且，在测定所述钢材中含有的全部氧化物的组成，以钢材中的全部氧化物的含量作为100％，并作为单独氧化物进行质量换算时，REM的氧化物和/或CaO的合计为5％以上，ZrO₂为5％以上，并且，观察厚度t的钢材的金属组织时，从钢材表面到t/100位置的区域中的铁素体晶粒的平均粒径为25μm以下，其中，t的单位是mm。

4.一种钢材，其特征在于，以质量％计含有：

C：0.03～0.12％、

Si：0.02～0.5％、

Mn：1.4～1.8％、和

N：0.003～0.01％、

REM：0.001～0.1％和Ca：0.0003～0.02％中的至少一种、以及

Zr：0.001～0.05％，

并且，满足：

P：0.02％以下、

S：0.015％以下、和

Al：0.01％以下，

并且，测定所述钢材中含有的全部氧化物的组成，以钢材中的全部氧化物的含量作为100％，并作为单独氧化物进行质量换算时，REM的氧化物和/或CaO的合计为5％以上，且ZrO₂为5％以上，并且，铁素体平均晶粒径为18.5μm以下。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢材，其特征在于，所述钢材以质量％计含有Ti：0.005～0.08％，并且所述Ti作为单独氧化物或复合氧化物含有。

6.根据权利要求5所述的钢材，其特征在于，测定所述钢材中含有的全部氧化物的组成，以钢材中的全部氧化物的含量作为100％，并作为单独氧化物进行质量换算时，所述Ti的氧化物为0.3％以上。

7.根据权利要求1～4中任一项所述的钢材，其特征在于，所述钢材以质量％计含有从下述元素中选择的至少1种：

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％、和

B：0.0003～0.005％。

8.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，所述软质相是从铁素体、回火贝氏体和回火马氏体中选择的1种以上，硬质相是贝氏体和马氏体的至少一种，其中马氏体包括岛状马氏体。

9.一种权利要求1～4中任一项所述的钢材的制造方法，其特征在于，向溶解氧量被调整到以质量％计为0.0020～0.010％的范围内的钢水中，添加从REM及Ca中选择的至少1种元素和Zr。

10.一种权利要求5所述的钢材的制造方法，其特征在于，向溶解氧量被调整到以质量％计为0.0020～0.010％的范围内的钢水中，添加从REM及Ca中选择的至少1种元素，以及Ti和Zr。

11.一种权利要求10所述的钢材制造方法，其特征在于，在向所述调整了溶解氧量的钢水中添加从REM及Ca中选择的至少1种元素和Zr之前添加Ti。

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