CN101831588A - 焊接热影响部的韧性和母材疲劳特性优异的钢材及其制造方法 - Google Patents

焊接热影响部的韧性和母材疲劳特性优异的钢材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的钢材，(a)所述钢材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，(b)测定全部氧化物的组成并作为单独氧化物换算时，满足ZrO2：5～50％，REM的氧化物：10～50％，以及CaO：5.0～50％，(c)以当量圆直径计0.1～2.0μm的氧化物每1mm2有120个以上，以当量圆直径计超过5.0μm的氧化物每1mm2为5个以下，(d)以背散射电子衍射法(EBSP法)观察所述钢材的金属组织时，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D为25μm以下，该大角晶界中所占的随机晶界的比例R为70％以下，(e)平均硬度为170Hv以上。本发明的钢材，即使在进行线能量为50kJ/mm以上的大线能量焊接时，HAZ韧性也优异，而且母材自身的疲劳特性得到了改善。

Description

焊接热影响部的韧性和母材疲劳特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，特别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”)的韧性和钢材自身的疲劳特性优异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这样的问题。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、日本·特开2007-247004号公报和日本·特开2007-247005号公报中提出一种钢材，可抑制在采用大线能量焊接法时的HAZ韧性劣化。这些钢材作为氧化物含有REM的氧化物和/或CaO和ZrO2。上述氧化物在钢水中以液态存在，因此微细分散于钢中。而且上述氧化物热稳定，例如长时间曝露在1400℃级的高温下也不会固溶消失，因此有助于HAZ的韧性提高。
可是，桥梁、高层建筑物和船舶等结构物会受到反复应力而发生疲劳破坏，因此从确保结构物的安全性的观点出发，期望被作为原材使用的钢材其疲劳特性良好。钢材的疲劳过程认为大致区分为这样两个过程：应力集中部的龟裂的发生和已发生的龟裂在钢材中进展。
对于龟裂的发生来说，因为结构物的龟裂大多从焊接接头的起始点部发生，因此为了抑制疲劳龟裂的发生，改善焊接接头的起始点形状得到研究。
相对于此，发生在钢材上的疲劳龟裂在钢材中进展，但若龟裂进展，则钢材自身最终会断裂，因此期望发生的龟裂其扩散被迅速停止，或尽可能减小龟裂的进展速度而使龟裂难以进展。减小疲劳龟裂的进展速度的技术，在以下3个文献中被提出。中島清孝等，在“硬质第二相带给厚钢板的疲劳龟裂进展特性和焊接接头疲劳特性的影响”，焊接结构学术讨论会2004讲演论文集，2004年，335页中提出有一种技术，使金属组织成为软质层(铁素体)和硬质层(马氏体)的混合组织，使硬质层(马氏体)扁平化，从而使疲劳龟裂迂回而减小疲劳龟裂的进展速度。在誉田登等“自己抑制疲劳龟裂的新功能厚钢板及其接头特性”，焊接学会杂质第74卷第4号，2005年，25页中，和伊木聡等“造船用高功能钢-JFE钢的生命周期成本降低技术”，JFE技报No.5，JFE钢，2004年8月，13页中公开有一种技术，其通过使软质层(铁素体)中分散硬质相，而使疲劳龟裂迂回，以减小疲劳龟裂的进展速度。在此，前者是使贝氏体作为硬质层生成，后者是使珠光体作为硬质层生成。
发明内容
本发明鉴于这样的状况而做，其目的在于，提供一种即使在进行线能量为50kJ/mm以上的大线能量焊接时，HAZ韧性也优异，而且改善了母材自身的疲劳特性的钢材。另外，本发明的另一个目的在于，提供上述钢材的制造方法。
能够解决上述课题的本发明的钢材，是满足C：0.02～0.12％(“质量％”的意思。以下，涉及化学成分和氧化物均同。)、Si：0.5％以下、Mn：1～2％、Zr：0.0002～0.050％、REM：0.0002～0.050％、Ca：0.0005～0.010％、Ti：0.005～0.02％、N：0.0040～0.01％、O：0.0005～0.010％、P：0.02％以下、S：0.015％以下、Al：0.05％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢材，
(a)所述钢材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，
(b)所述钢材中所含的氧化物的平均组成中的ZrO2的质量比例为5～50％，REM的氧化物(若以M符号表示REM则为M2O3)的质量比例为10～50％，以及CaO的质量比例为5.0～50％，
(c)在所述钢材中所含的全部氧化物之中，以当量圆直径计0.1～2.0μm的氧化物每1mm2中有120个以上，以当量圆直径计超过5.0μm的氧化物每1mm2中为5个以下，
(d)以背散射电子衍射法(EBSP法)观察所述钢材的金属组织时，满足下述(1)式和(2)式，
(e)所述钢材的平均硬度为170Hv以上。
D≤25μm…(1)
R≤70面积％…(2)
[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)。
另外，式(2)中R的意思是，随机晶界在上述大角晶界中所占的比例(面积％)。]
所述钢材，作为其他元素也可以还含有如下等：
(1)Ni：0.4％以下、Cu：0.3％以下、Cr：1.5％以下和Mo：1％以下之中的至少1种元素，
(2)Nb：0.1％以下、V：0.1％以下和B：0.005％以下之中的至少1种元素。
本发明的上述钢材能够通过如下方式制造：将钢水的溶存氧量调整到0.0010～0.0060％的范围后，搅拌钢水而使钢水中的氧化物浮起分离，由此将总氧量调整到0.0010～0.0070％的范围之后，添加Ti，接着添加Zr、REM和Ca而调整成分组成之后进行铸造，并且在热轧时将钢坯加热至1100～1250℃后，在1050℃以下、超过Ar3点+100℃的温度区域，一边使每1道次的平均冷却速度为1.5℃/秒以上而进行冷却，一边使累积压下率为40％以上而进行第一轧制，接着在Ar3点+100℃以下、超过Ar3点的温度区域，使每1道次最大压下率为12％以下，累积压下率为50％以上而进行第二轧制后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至表面温度达到500℃以下的温度区域。
在添加所述Zr、REM和Ca后，优选在不超过40分钟的范围内搅拌钢水之后进行铸造。所述第一轧制优选在奥氏体再结晶温度区域进行。以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至所述轧制材的表面温度达到500℃以下的温度区域后，也可以在500℃以上、低于Ac1点的温度范围进行回火处理。
根据本发明，构成晶内铁素体相变的核的氧化物(含有Zr、REM和Ca的氧化物)被规定量生成，并且存在于钢材中的氧化物的大小和个数(粒度分布)也得到适当控制，因经能够提供大线能量焊接时的HAZ韧性优异的钢材。特别是在本发明的钢材中，不仅对HAZ韧性提高有用的当量圆直径为0.1～2.0μm的微细的氧化物存在规定量以上，而且可知会对HAZ韧性提高造成不利影响的当量圆直径超过5.0μm的粗大的氧化物的个数被有意地抑制，因此，即使以比上述特开2007-100213号的实施例所公开的HAZ韧性评价方法更大的线能量进行焊接，也能够提高HAZ韧性。
另外根据本发明，以EBSP法观察金属组织时，将被结晶方位差为15°以上的大角晶界(以下仅称为“大角晶界”)包围的晶粒的平均当量圆直径D控制为25μm以下，以及将大角晶界中所占的随机晶界的比例R控制在70％以下，且将母材的平均硬度控制在170Hv以上，因此也能够改善母材自身的疲劳特性。
附图说明
图1是表示实施例中使用的紧凑拉伸型试验片(CT试验片)的形状的概略说明图。
图2是表示被大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D与冲击特性(vE-60)的关系的曲线图。
图3是表示在大角晶界中所占的随机晶界的比例R和疲劳龟裂进展速度(da/dN)的关系的曲线图。
图4是表示轧制材的平均硬度与疲劳龟裂进展速度(da/dN)的关系的曲线图。
图5是表示Ar3点+100℃以下的累积压下率与大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D的关系的曲线图。
图6是表示γ粒径与大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D的关系的曲线图。
图7是表示1050℃以下的累积压下率与γ粒径的关系的曲线图。
图8是表示被大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D与大角晶界中所占的随机晶界的比例R的关系的曲线图。
具体实施方式
本发明公开的技术，用于将上述日本·特开2007-100213号所公开的晶内铁素体相变技术加以改良，得到即使以更大的线能量进行焊接，HAZ韧性也良好，而且母材自身的疲劳特性也优异的钢材。
即，本发明以上述日本·特开2007-100213号所公开的技术为基础，为了进一步改善HAZ韧性而进行研究，其结果发现，钢材中的全部氧化物(不限定于构成晶内铁素体相变的核的上述氧化物，而是以全部的氧化物为对象。)的大小和个数与HAZ韧性的提高密切相关，特别是如果将以当量圆直径计超过5μm的粗大的氧化物抑制在5个以下，则即使进行线能量大约为50kJ/mm左右的大线能量焊接，也能够得到HAZ韧性优异的钢材。此外，如上述改善了HAZ韧性以后，本发明者们为了改善母材自身的疲劳特性进一步反复研究。其结果发现，如果平衡控制钢材的金属组织与硬度，则能够提高疲劳特性，从而完成了本发明。具体来说，对于钢材的金属组织以EBSP法测定邻接的两个结晶的方位差时，如果使被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D为25μm以下，以及在大角晶界中所占的随机晶界的比例R为70面积％以下，并且使钢材的硬度为170Hv以上，则可知能够改善母材自身的疲劳特性。
即，为了使母材自身的韧性提高并改善疲劳特性，有效的是使金属组织微细化，特别是使被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D为25μm以下即可。但是，若使组织微细化，则结晶晶界增加，因此发生在钢材上的龟裂的进展速度变大。这是因为龟裂容易在结晶晶界进展，所以结晶晶界增加导致龟裂的进展路径增加。因此，既要以组织微细化为目标，又要以改善母材自身的疲劳特性为目标而进行研究，其结果发现，降低晶界能高、疲劳龟裂容易进展的随机晶界即可。即在结晶方位差为15°以上的大角晶界中，也存在被称为“对应晶界”的晶界，其在全部的偏移角中能量也并不高，而为某一特定的偏移角时，晶界能极低(例如“材料组织学”：高木節雄、津崎兼彰 朝倉书店发生第45页)。即，大角晶界被大体区分为晶界能低的“对应晶界”和晶界能高的“随机晶界”，可知龟裂容易在随机晶界进展，但难以在对应晶界进展。因此在本发明中，前提也基于使结晶方位差为15°以上的大角晶界中所占的随机晶界的比例R降低的观点，将该比例R降低到70面积％以下而改善母材的疲劳特性。
可是，本发明者们进一步研究时判明，如上述仅仅使结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D为25μm以下，且使该大角晶界中所占的随机晶界的比例R为70面积％以下，对母材的疲劳特性改善来说仍不充分，进一步使钢材的硬度达到170Hv以上极其重要。
即，若降低大角晶界中所占的随机晶界的比例R，则疲劳龟裂容易容易进展的路径减少，因此疲劳龟裂以选择随机晶界的方式一边在结晶晶界迂回一边在钢材内进展。但是，不能在结晶晶界进展的疲劳龟裂不在结晶晶界进展，而在结晶晶粒内进展。因此如上述，即使降低大角晶界中所占的随机晶界的比例R而减小疲劳龟裂的进展速度，而如果没有一并减小结晶晶粒内的疲劳龟裂的进展速度，则结局仍是不能改善母材自身的疲劳特性。而且在本发明中，在结晶晶内进展的疲劳龟裂的速度，晶粒越软变得越大，基于这一观点，接着将对于结晶晶内的疲劳龟裂的进展防止有用的钢材的硬度定为170Hv以上。
在本说明书中，构成晶内铁素体相变的核的氧化物，即含有Zr、REM和Ca的氧化物和钢材中所含的全部的氧化物有所区别，因此为了说明上的方便，有前者特别称为“Zr·REM·Ca系氧化物”，后者特别称为“全部氧化物”的情况。
另外，有将构成上述的“Zr·REM·Ca系氧化物”的必须成分(Zr、REM和Ca)特别称为晶内铁素体相变核生成元素的情况。
另外在本说明书中，钢材中所含的全部氧化物之中，有将当量圆直径为0.1～2.0μm的氧化物称为“微细的氧化物”，将当量圆直径超过5μm的氧化物称为“粗大的氧化物”的情况。
根据本发明，粗大的氧化物的个数受到显著抑制，因此即使以比上述特开2007-100213号的实施例所公开的HAZ韧性评价方法[施加以1400℃的加热温度保持5秒钟后，以300秒冷却800℃至500℃的温度的热循环(线能量条件：1400℃×5秒，冷却时间Tc＝300秒)，测定-40℃下的吸收能的方法]更大的线能量进行焊接，也能够提高HAZ韧性。具体来说，本发明的钢材，即使同上述一样，通过在施加1400℃的保持时间长达30秒的热循环(线能量条件：1400℃×30秒，冷却时间Tc＝300秒)时测定吸收能的方法进行评价时，仍显示出良好的HAZ韧性(参照后述的实施例)。
以下，对于构成本发明的上述(a)～(e)的要件进行详细地说明。
[(a)关于Zr·REM·Ca系氧化物]
首先，对于构成晶内铁素体相变的起点的Zr·REM·Ca系氧化物进行说明。上述的Zr·REM·Ca系氧化物，是包含Zr的氧化物和REM的氧化物和Ca的氧化物的意思。构成Zr·REM·Ca系氧化物的元素(晶内铁素体相变核生成元素)为Zr、REM和Ca，但除上述以外，也可以含有例如Ti、Mn、Si、Al等的氧化物形成元素和其他的钢成分。
上述Zr·REM·Ca系氧化物的存在形态没有特别限定，可以作为单独含有晶内铁素体相变核生成元素的单独氧化物存在，也可以作为含有晶界铁素体相变核生成元素的2种以上的复合氧化物存在。作为单独氧化物的例子，Zr可例示ZrO2；Ca可例示CaO，REM以“M”的符号表示REM时，可例示M2O3、M3O5、MO2等。另外，这些氧化物可以互相凝集存在，也可以以在上述氧化物中复合析出硫化物和氮化物等的其他的化合物的形态存在。
上述的Zr·REM·Ca系氧化物，优选还含有Ti氧化物。若还存在Ti氧化物，则晶内铁素体相变被促进，使HAZ韧性的提高进一步加强。Ti的氧化物可以作为单独氧化物(例如Ti2O3、Ti3O5、TiO2)存在，也可以以与上述Zr·REM·Ca系氧化物的形成复合氧化物的形态存在。
[(b)关于氧化物的平均组成]
本发明的钢材，所述钢材中所含的氧化物的平均组成中的ZrO2的质量比例为5～50％，REM的氧化物(若以M符号表示REM则为M2O3)的质量比例为10～50％，以及CaO的质量比例为5.0～50％，由此，作为晶内铁素体相变的核有效发挥作用。若各氧化物低于下限值，则焊接时构成晶界铁素体的生成核的氧化物量不足，HAZ韧性的提高作用得不到发挥。另一方面，若各氧化物超过上限值，则氧化物粗大化，作为晶内铁素体的生成核有效发挥作用的微细的氧化物的个数变少，HAZ韧性提高作用无法被有效发挥。
上述ZrO2为5％以上，优选为10％以上，更优选为13％以上，进一步优选为15％以上。另一方面，上限为50％，优选为45％，更优选为40％。
上述REM的氧化物为10％以上，优选为15％以上，更优选为20％以上，进一步优选为30％以上。另一方面，上限为50％，优选为45％，更优选为40％。还有，REM的氧化物若以符号M表示REM，则在钢材中以M2O3、M3O5、MO2等的形态存在，但REM的氧化物意思是将全部REM的氧化物换算成M2O3时的量。
上述CaO为5.0％以上，优选为10％以上，更优选为15％以上，进一步优选为18％以上。另一方面，上限为50％，优选为45％，更优选为40％，特别优选为30％。
还有，全部氧化物的组成的其余的成分没有特别限定，可列举本发明的钢材中所含的氧化物形成元素的氧化物(例如SiO2、Al2O3和MnO等)。
钢材中所含的全部氧化物的组成，以例如电子探针X射线微区分析仪(Electron Probe X-ray Micro Analyzer，EPMA)观察钢材的表面，定量分析并测定观察视野内确认到的氧化物。测定条件的详情在后述的实施例一栏中说明。
[(c)关于全部氧化物的粒度分布]
接着，对于本发明最富特征的全部氧化物(不限定于上述的Zr·REM·Ca系氧化物，而是存在于钢材中的全部氧化物)的个数和大小进行说明。
本发明的钢材中所含的全部氧化物，满足以当量圆直径计0.1～2.0μm的微细的氧化物在观察视野的每1mm2面积中有120个以上，并且以当量圆直径计超过5.0μm的粗大的氧化物在观察视野的每1mm2中为5个以下。
本发明者们对于全部氧化物的粒度分布与HAZ韧性的关系进行详细地调查时发现，当量圆直径为0.1～2.0μm的微细的氧化物和超过5.0μm的粗大的氧化物与大线能量焊接的HAZ韧性密切相关，大大有助于HAZ韧性的提高的是微细的氧化物的个数，粗大的氧化物成为脆性破坏的起点，招致HAZ韧性的降低。另外还可知，以当量圆直径计低于0.1μm的氧化物，对基于氧化物分散带来的HAZ韧性提高作用几乎没有帮助。因此，为了提高HAZ韧性，优选尽可能使微细的氧化物的个数多的方法，但若微细的氧化物变多，则相应地粗大的氧化物的个数也有变多的倾向，因此需要适当控制微细的氧化物和粗大的氧化物的个数。
微细的氧化物的优选个数为，观察视野每1mm2面积中有200个以上，更优选为500个以上，进一步优选为1000个以上。
粗大的氧化物以少为宜，优选察视野每1mm2面积中为3个以下，更优选为1个以下，最优选为0个。关于上述以外的尺寸的氧化物的个数，本发明没有任意限定，如果一并控制上述尺寸的氧化物，便能够得到期望的HAZ韧性，这通过实验得到了确认。
上述所谓“当量圆直径”，是假定与氧化物的面积相等的圆的直径，在透射型电子显微镜(TEM)观察面上确认。
[(d)关于被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D和大角晶界中所占的随机晶界的比例]
本发明的钢材，以背散射电子衍射法(EBSP法)观察金属组织时，需要满足下述(1)式和(2)式。通过满足两式，母材自身的疲劳特性得到改善。
D≤25μm…(1)
R≤70面积％…(2)
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，使D值为25μm以下。通过使D值为25μm以下，能够确保母材自身的韧性。另外，一般已知疲劳龟裂在结晶方位差为15°以上的大角晶界中弯曲、迂回或停止。因此，通过使结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒微细化，疲劳龟裂弯曲、迂回、停留的位置增加，其结果是，母材的冲击特性上升，母材自身的疲劳特性良好(参照后述图2)。另外，如后述为了使随机晶界的比例R降低到规定值以下，有效的是使大角晶界所包围的晶粒微细化(参照后述图8)。随机晶界的比例R随着大角晶界所包围的晶粒的微细化而变得越容易降低。D值越小越好，优选为23μm以下，更优选为20μm以下。还有，D值的下限大约为13μm左右。
D值是设钢材的板厚为t(mm)时，观察测定板厚方向的t/2位置的金属组织。之所以以t/2位置的D值为基准，是因为板厚越大，应变的施加越困难，所以这是金属组织的控制最困难的位置。具体的测定步骤在后述的实施例的项目中说明。
上述(2)式中，R的意思是，以EBSP法测定邻接的2个结晶的方位差时，在结晶方位差为15°以上的大角晶界中所占的随机晶界的比例(面积％)。
在本发明中，使R值为70面积％以下。如上述，大角晶界分为对应晶界和随机晶界，但通过降低疲劳龟裂容易进展的随机晶界，龟裂迂回的路径变长，能够减小龟裂进展速度，因此能够改善疲劳特性。另外，龟裂的能量在传播过程中衰减，因此延长龟裂传播的路径，随着能量减少，龟裂停止，能够改善母材自身的疲劳特性(参照后述图3)。
R值越小越好，优选为65面积％以下，更优选为60面积％以下。还有，R值的下限大约为40面积％左右。
R值是设钢材的厚度为t(mm)时，分别观察测定板厚方向的表面、t/4位置、t/2位置的金属组织。之所以观察钢材的表面，是由于疲劳龟裂容易在钢材的表面发生，之所以观察t/4位置，是由于这是评价钢材整体的特性的作为一般性的标准的位置，之所以观察t/2位置，是由于板厚越大，应变的施加越困难，所以这是金属组织的控制最困难的位置。具体的测定步骤在后述的实施例的项目中说明。
[(e)关于平均硬度]
在本发明中，使钢材的平均硬度为170Hv以上。使钢材硬到一定程度，即使难以在晶界进展的龟裂在晶内进展时，也能够减小在晶内进展的速度。其结果是，能够减小在钢材内进展的龟裂的进展速度(参照后述图4)。
平均硬度越大越好，优选为180Hv以上，更优选为190Hv以上，进一步优选为200Hv以上。
为了使钢材的平均硬度达到170Hv以上，推荐金属组织为贝氏体主体。这是由于若金属组织中所占的铁素体分率高，则钢材的硬度有变小的倾向。所谓贝氏体主体，意思是以电子显微镜观察金属组织时，贝氏体分率约60面积％以上。还有，平均硬度的上限大约为260Hv左右。这是由于若变得过硬，则龟裂在晶内不进展，难以减小龟裂进展速度。该平均硬度的上限为与贝氏体组织的平均硬度大致相等的值。
钢材的硬度是设钢材的板厚为t(mm)时，在板厚方向的t/2位置测定的。之所以以t/2位置的硬度为标准，是因为板厚越大，至板厚中央的冷却越困难，难以适当控制金属组织。一般钢材的硬度依存于金属组织的形态，而金属组织的形态依存于冷却速度。具体的测定步骤在后述的实施例的项目中说明。
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，作为基本成分，满足C：0.02～0.12％(“质量％”的意思。以下，涉及化学成分和氧化物均同。)、Si：0.5％以下(不含0％)、Mn：1～2％、Zr：0.0002～0.050％、REM：0.0002～0.050％、Ca：0.0005～0.010％、Ti：0.005～0.02％、N：0.0040～0.01％、O：0.0005～0.010％、P：0.02％以下、S：0.015％以下、Al：0.05％以下(不含0％)。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。为了发挥这样的效果，需要使之含有0.02％以上。C优选含有0.04％以上，更优选为0.05％以上。但是若超过0.12％，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在0.12％以下，优选在0.1％以下，更优选在0.08％以下。
Si是有助于通过固溶强化而确保钢材的强度的元素。但是若Si超过0.5％，则在焊接时在HAZ大量生成鸟状马氏体(MA)，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Si在0.5％以下。优选在0.3％以下，更优选在0.2％以下，进一步优选在0.18％以下。还有，为了添加Si而确保钢材的强度，优选使之含有0.02％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选使之含有0.1％以上。
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％以上。 Mn优选含有1.2％以上，更优选含有1.4％以上。但是若超过2％，则使钢材(母材)的焊接性劣化。因此，Mn需要抑制在2％以下。优选在1.8％以下，更优选在1.6％以下。
Zr是生成ZrO2所需要的元素。通过含有ZrO2，氧化物容易微细分散，该微细分散的氧化物成为晶内铁素体的生成核，因此有助于HAZ韧性的提高。但是Zr低于0.0002％时，构成上述晶内铁素体的的生成核的微优选为细的氧化物量变少，因此不能提高HAZ韧性。因此Zr需要含有0.0002％以上。优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。但是若过剩地添加Zr，则粗大的氧化物大量生成，HAZ韧性劣化。另外还会形成造成析出强化的微细的Zr碳化物，招致母材自身的韧性降低。因此Zr抑制在0.050％以下。优选为0.04％以下，更优选为0.01％以下，进一步优选为0.008％以下。
REM(稀土类元素)和Ca是生成各自氧化物所需要的元素。通过含有这些氧化物，氧化物容易微细分散，该微细分散的氧化物成为晶内铁素体的生成核，因此有助于HAZ韧性的提高。
REM应该含有0.0002％以上，优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0015％以上。但是，若过剩地添加REM，则形成粗大的氧化物，HAZ韧性反而劣化。因此REM应该抑制在0.050％以下。优选为0.04％以下，更优选为0.01％以下。
还有，在要发明中，所谓REM是含有镧系元素(从La到Ln的15个元素)和Sc(钪)和Y(钇)的意思。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。
Ca应该含有0.0005％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.0015％以上。但是，若过剩地添加Ca，则形成粗大的氧化物，HAZ韧性反而劣化。因此Ca需要抑制在0.010％以下。优选为0.008％以下，更优选为0.005％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。为了发挥这样的效果，需要使Ti含有0.005％以上。优选为0.007％以上，更优选为0.010％以上。但是若过剩地添加Ti，则使钢材(母材)的韧性劣化，因此Ti应该抑制在0.02％以下。优选在0.018％以下，更优选在0.017％以下。
N是析出氮化物(例如ZrN和TiN等)的元素，该氮化物在钉扎效应下，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，需要使之含有0.0040％以上。优选为0.005％以上，更优选为0.006％以上。N越多越形成含Ti氮化物，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着作用。但是若N超过0.01％，则固溶N量增大，母材自身的韧性劣化HAZ韧性也降低。因此N需要抑制在0.01％以下。优选在0.0095％以下，更优选在0.009％以下。
O(氧)是用于使有助于HAZ韧性提高的构成晶内铁素体的生成核的微细的氧化物生成所需要的元素。但是O低于0.0005％时，上述微细的氧化物量不足，不能使HAZ韧性提高。因此需要使O含有0.0005％以上。优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。但是，若过剩地添加，则氧化物粗大化，反而使HAZ韧性劣化。因此应该抑制在0.010％以下。优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。
P是容易偏析的元素，特别是在钢材中的晶界偏析而使母材的韧性劣化。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需要抑制在0.015％以下。优选为0.012％以下，更优选在0.008％以下，进一步优选在0.006％以下。
Al脱氧力强，是作为脱氧剂发挥作用的元素。但是若过剩地添加，则使氧化物还原而难以生成有于HAZ韧性提高的上述Zr·REM·Ca系氧化物。因此Al需要抑制在0.05％以下。Al优选在0.4％以下，更优选在0.035％以下。还有，Al也可以为0％。
本发明的钢材，含有上述元素作为必须成分，余量可以是铁和不可避免的杂质(例如Mg、As和Se等)。
本发明的钢材，作为其他元素，还含有使钢材的强度提高的元素(Ni、Cu、Cr、Mo)和使HAZ韧性进一步提高的元素(Nb、V、B)等也有效。
具体来说、优选含有如下等元素：
(1)Ni：0.4％以下、Cu：0.3％以下、Cr：1.5％以下和Mo：1％以下之中的至少1种元素，
(2)Nb：0.1％以下、V：0.1％以下和B：0.005％以下之中的至少1种元素。规定这一范围的理由如下。
[(1)Ni、Cu、Cr、Mo]
Ni、Cu、Cr和Mo均是有助于提高钢材的强度的元素，能够分别单独添加，或者也能够复合添加。
特别是Ni除了提高钢材的强度，也是有助于提高钢材自身的韧性的元素。为了有效地发挥这样的作用，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优选尽可能使之含有，但是其为昂贵的元素，因此若过剩地含有则成本提高。因此从经济性的理由出发，上限优选为0.4％。更优选为0.38％以下，进一步优选为0.35％以下。
Cu是进行固溶强化而提高钢材的强度的元素。为了有效地发挥这样的作用，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。但是若含有超过0.3％，则钢材的韧性劣化，因此Cu优选在0.3％以下。更优选为0.28％以下，进一步优选在0.25％以下。
Cr优选使之含有0.1％以上。更优选为0.2％以上，进一步优选为0.5％以上。但是若Cr超过1.5％，则使钢材(母材)的强度显著过高，母材韧性劣化，因此HAZ韧性降低。因此Cr优选为1.5％以下。更优选在1.2％以下，进一步优选在1％以下。
Mo优选使之含有0.1％以上。更优选为0.2％以上，进一步优选为0.3％以上。但是，若超过1％，则钢材(母材)的强度显著过高，母材韧性反而劣化，因此HAZ韧性也降低。因此优选Mo在1％以下。更优选在0.7％以下，进一步优选抑制在0.5％以下。
[(2)Nb、V、B]
Nb、V、B均是使HAZ韧性提高的元素，能够分别单独添加，或者复合添加。
特别是Nb和V，在固溶带来的溶质拖曳(solute drag)效应和由碳氮化物的析出带来的钉扎效应下，其抑制轧制前的板坯加热时奥氏体晶粒粗大化，是具有使组织微细化，使HAZ韧性提高作用的元素。
为了有效的发挥来自Nb添加带来的这一作用，优选使之含有0.002％以上。更优选在0.005％以上，进一步优选在0.008％以上。但是若Nb超过0.1％，则析出的碳氮化物粗大化，母材的韧性劣化。因此Nb优选在0.1％以下。更优选在0.08％以下，进一步优选在0.05％以下。
V与Nb一样，若添加超过0.1％，则析出的碳氮化物也粗大化，母材的韧性劣化。因此V优选在0.1％以下。更优选在0.08％以下，进一步优选在0.05％以下。还有，为了有效地发挥来自V添加的作用，优选使之含有0.002％以上。更优选在0.005％以上，进一步优选在0.01％以上。
另一方面，B抑制晶界铁素体的生成，是使HAZ韧性提高的元素。但是若B超过0.005％，则在奥氏体晶界作为BN析出，招致HAZ韧性的降低。因此B优选为0.005％以下。更优选为0.004％以下。还有，为了有效地发挥来自B添加的作用，优选使之含有0.001％以上。更优选在0.0015％以上。
接下来，对于制造本发明的钢材时能够适合采用的制造方法进行说明。
首先，在铸造时，将钢水的溶存氧量调整到0.0010～0.0060％的范围后，搅拌钢水而使钢水中的氧化物浮起分离，由此将总氧量调整到0.0010～0.0070％的范围之后，添加Ti，接着添加Zr、REM和Ca，调整成分组成。由此能够满足上述(a)～(c)的要件。
接着在热轧时，将钢坯加热至1100～1250℃后，在1050℃以下、超过Ar3点+100℃的温度区域，一边使每1道次的平均冷却速度为1.5℃/秒以上而进行冷却，一边使累积压下率为40％以上而进行第一轧制(相当于粗轧)，接着在Ar3点+100℃以下、超过Ar3点的温度区域，使每1道次最大压下率为12％以下，累积压下率为50％以上而进行第二轧制(相当于精轧)后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至表面温度达到500℃以下的温度区域。由此，能够满足上述(d)、(e)的要件。
若说明本发明的制法的概略则如下。
首先，在调整了溶存氧量和总氧量的钢水中，按规定的顺序添加规定的合金元素，由此能够使构成晶内铁素体的生成核的期望的氧化物生成。特别是在本发明中，在调整溶存氧量后，调整总氧量而不使粗大的氧化物生成极其重要。
所谓溶存氧，意思是不形成氧化物而存在于钢水中的游离状态的氧。所谓总氧量，意思是在钢水中所包含的全部的氧，即，游离氧和形成氧化物的氧的总和。
接着，进行铸造，热轧得到的钢坯，但为了使被大角晶界包围的晶粒的平均圆当量直径D为25μm以下，并使大角晶界中所占的随机晶界的比例R为70面积％以下，如第二轧制规定的，重要的是在Ar3+100℃到Ar3点的温度区域，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50％以上而进行热轧。然后，为了一边通过该温度区域的热轧而达成R≤70面积％，一边满足D≤25μm，如第一轧制规定的，在1050℃至Ar3点+100℃的温度区域，一边使每1道次的平均冷却速度为1.5℃/秒以上而进行冷却，一边使累积压下率为40％以上而进行轧制。如此进行第一轧制，预先使奥氏体(γ)粒径为50μm以下，由此金属组织通过继第一轧制之后的第二轧制被适当地控制，以满足本发明规定的要件的方式得到调整。以下，就本发明的制造方法按顺序进行详细地说明。
首先，将钢水的溶存氧量调整到0.0010～0.0060％的范围。钢水的溶存氧量低于0.0010％时，钢水中的溶存氧量不足，因此不能规定量地确保构成晶内铁素体相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物，得不到优异的HAZ韧性。另外，若溶存氧量不足，则不能形成氧化物的Zr形成碳化物，REM和Ca形成硫化物，因此成为使母材自身的韧性劣化的原因。因此上述溶存氧量为0.0010％以上。上述溶存氧优选为0.0013％以上，更优选为0.0020％以上。
另一方面，若上述溶存氧量超过0.0060％，则钢水中的氧量过多，因此钢水中的氧与上述元素的反应剧烈，不仅熔炼操作上不为优选，而且会生成粗大的氧化物，反而使HAZ韧性劣化。因此上述溶存氧量应该抑制在0.0060％以下。上述溶存氧量优选在0.0055％以下，更优选在0.0053％以下。
可是，经转炉和电炉被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，无论运用哪种方法都需要将钢水中的溶存氧量调整到上述范围内。
作为调整钢水中的溶存氧量的方法，例如可列举使用RH式脱氧精炼装置进行真空C脱氧的方法，和添加Si、Mn、Ti和Al等脱氧元素的方法等，也可以适宜组合这些方法来调整溶存氧量。另外，也可以使用铸桶加热式精炼装置和简易式钢水处理设备等替代RH式脱氧精炼装置来调整溶存氧量。这种情况下，因为不能通过真空C脱氧进行溶存氧量的调整，所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，也可以在从转炉出钢到铸桶时添加脱氧性元素。
将钢水的溶存氧量调整到0.0010～0.0060％的范围后搅拌钢水，使钢水中的氧化物浮起分离，由此将钢水中的总氧量调整到0.0010～0.0070％。如此在本发明中，搅拌适当控制了溶存氧量的钢水，除去不要的氧化物之后，添加Zr等晶内铁素体相变核生成元素，因此能够防止粗大的氧化物的生成。在前述的日本·特开2007-100213号中，因为不进行该浮起分离工序，所以粗大的氧化物生成，不能确保良好的HAZ韧性(参照后述的实施例)。
上述总氧量低于0.0010％时，因为期望的氧化物量不足，所以不能确保构成有助于HAZ韧性提高的晶内铁素体的生成核的氧化物量。因此上述总氧量为0.0010％以上。上述总氧量优选为0.0015％以上，更优选为0.0018％以上。
另一方面，若上述总氧量超过0.0070％，则钢水中的氧化物量过剩，粗大的氧化物生成，HAZ韧性劣化。因此上述总氧量应该抑制在0.0070％以下。上述总氧量优选在0.0060％以下，更优选在0.0050％以下。
钢水中的总氧量大体上随着钢水的搅拌时间而变化，因此能够通过调整搅拌时间等而加以控制。具体来说，搅拌钢水，一边测定除去浮起的氧化物后的钢水中的总氧量，一边适当控制钢水中的总氧量。
将钢水中的总氧量调整到上述范围后，添加Ti，接着再添加Zr、REM和Ca，之后进行铸造。通过向调整了总氧量的钢水添加上述的元素，能够得到期望的构成晶内铁素体相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物。Ti氧化物与Zr·REM·Ca系氧化物相比，与钢水的界面能较小，因此，如果按该顺序添加合金元素，则Ti氧化物得到微细化，因此结果是能够使有助于HAZ韧性的微细的氧化物生成。
向钢水添加的REM、Ca、Zr和Ti的形态没有特别限定，例如作为REM，添加纯La、纯Ce和纯Y等即可，或者添加纯Ca、纯Zr、纯Ti，还可以添加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，也可以向钢水添加混合稀土金属。所谓混合稀土金属，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。但是在混合稀土金属中，因为大多作为杂质而含有Ca，所以混合稀土金属含有Ca时需要满足本发明规定的范围。
在本发明中，出于促进粗大的氧化物的除去的目的，在添加Zr、REM和Ca后，优选在不超过40分钟的范围内搅拌钢水。若搅拌时间超过40分钟，则微细的氧化物在钢水中凝集、合并，因此氧化物粗大化，HAZ韧性劣化。因此优选搅拌时间在40分钟以内。搅拌时间更优选在35分钟以内，进一步优选在30分钟以内。钢水的搅拌时间的下限值没有特别限定，但若搅拌时间过短，则添加元素的浓度不均匀，作为钢材整体得不到期望的效果。因此需要与容器尺寸相对应的期望的搅拌时间。
如以上通过添加Zr、REM和Ca，能够得到成分组成得到了调整的钢水。使用得到的钢水进行铸造，得到钢坯。
得到的铸片进行热轧，但热轧时的加热温度1100～1250℃。之所以使加热温度的下限为1100℃，是为了使钢坯的金属组织成为奥氏体。但是若加热温度过高，则初期的奥氏体组织过度粗大化，因此使相变后的组织充分地微细化有困难。因此加热温度的上限为1250℃。
加热后，在钢坯的t/2位置(t为钢坯的厚度)为1050℃以下、超过Ar3点+100℃的温度区域，一边使每1道次的平均冷却速度为1.5℃/秒以上而进行冷却，一边使累积压下率为40％以上而进行第一轧制。
通过在1050℃以下、超过Ar3点+100℃的温度区域一边冷却一边进行轧制，能够防止奥氏体的粗大化，使奥氏体粒径为50μm以下，通过以后述的适当的条件进行第二轧制，能够将大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D控制在25μm以下(参照后述图6)。
但是，若在上述温度区域轧制时的平均冷却速度低于1.5℃/秒，或累积压下率低于40％，则奥氏体粗大化，使奥氏体粒径超过50μm，即使如后述以适当的条件进行第二轧制，也不能将大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D控制在25μm以下(参照后述图7)。因此不能改善母材的疲劳特性。因此在上述温度区域轧制时的平均冷却速度为1.5℃/秒以上。优选为2℃/秒以上，更优选为2.5℃/秒以上。
另外，累积压下率为40％以上。优选为50％以上，更优选为60％以上。累积压下率的上限没有特别限定，但大约为65％左右。
上述Ar3点的温度能够根据下式(3)计算。式中，[]表示各元素的含量(质量％)，t的意思是制品的最终厚度(mm)。
Ar3(℃)＝910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo]+0.35×(t-8)    …(3)
上述累积压下率是由下式(4)求得的值。t0意思是钢坯的平均温度处于目标的温度区域时的轧制开始厚度(mm)，t1意思是钢坯的平均温度处于目标的温度区域时的轧制结束厚度(mm)。
积累压下率＝[(t0-t1)/t0]×100(％)…(4)
在1050℃以下、超过Ar3点+100℃的温度区域进行第一轧制后，也可以连续进行后述的第二轧制，但在1050℃以下、超过Ar3点+100℃的温度区域之中，优选第一轧制在奥氏体再结晶的温度区域进行轧制。为了以奥氏体再结晶温度至超过Ar3点+100℃的温度(该温度区域以下称为奥氏体未再结晶温度区域)进行轧制，需要提高压下率，造成设备负荷。
奥氏体再结晶温度的上限值根据钢坯的化学成分组成而有一些变化，但本发明中作为对象的钢种中，大约为1060℃左右。在奥氏体再结晶温度区域中，结束第一轧制，能够减小奥氏体晶粒。
结束第一轧制的温度，在奥氏体再结晶温度区域之中，优选为下限值极限的温度(到达奥氏体未再结晶区域之前的温度)。这是由于在第一轧制结束后，若在奥氏体再结晶温度区域长时间保持，则奥氏体再结晶而粗大化。
结束第一轧制后，在钢坯的t/2位置(t为钢坯的厚度)的温度为Ar3点+100℃以下、超过Ar3点的温度区域，使每1道次最大压下率为12％以下，累积压下率为50％以上而进行第二轧制。
若以超过Ar3点+100℃的温度进行第二轧制，则不能使结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒微细化。另一方面，以Ar3点以下的温度进行第二轧制，也不能使大角晶界所包围的晶粒微细化，因为轧制温度过低，所以设备负荷变大。
在上述温度区域进行轧制时的每1道次的最大压下率为12％以下。若最大压下率超过12％，则过度的应变蓄积而发生再结晶，大角晶界中所占的随机晶界的比例R变大。因此最大压下率为12％以下。优选为11.5％以下，更优选为11％以下。
在上述温度区域进行轧制时的累积压下率为50％以上。若累积压下率低于50％，则结晶方位差为15°以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D变大(参照后述图5)，另外在角晶界中所占的随机晶界的比例R变大，因此疲劳龟裂进展速度变大，不能改善母材的疲劳特性。因此累积压下率为50％以上。优选为55％以上，更优选为60％以上。
还有，在奥氏体再结晶温度区域结束第一轧制时，冷却至钢坯的t/2位置的温度成为Ar3点+100℃以下的温度区域之后开始第二轧制。
另外，出于生产的安排或是设备的适合，从第一轧制结束后至第二轧制开始需要花费的时间时，在第一轧制结束后，迅速冷却至奥氏体未再结晶温度区域，在该温度区域待机、准备，然后开始第二轧制即可。通过使钢坯的待机温度为奥氏体未结晶温度区域，可防止微细化的奥氏体再度粗大化。
结束第二轧制后，使平均冷却速度为5℃/秒以上，积极冷却(加速冷却)以钢坯的表面温度计超过Ar3点的温度至500℃以下的温度。若冷却开始温度低于Ar3点，则铁素体大量生成而不能确保硬度。因此，冷却开始温度为超过Ar3点的温度。还有，为了完全地使相变完毕，冷却停止温度为500℃以下。
从超过Ar3点的温度至500℃以下的平均冷却速度为5℃/秒以上。若平均冷却速度低于5℃/秒，则铁素体大量生成而不能确保硬度。因此平均冷却速度为5℃/秒以上。优选为7℃/秒以上。更优选为9℃/秒以上。
冷却至钢坯的表面温度为500℃以下的温度区域后，也可以在500℃以上、低于Ac1点的温度范围进行回火处理。通过回火处理，由轧制和相变导入的应变消失，因此能够提高母材韧性。
上述Ac1点的温度能够由下式(5)计算。式中，[]表示各元素的含量(质量％)。
Ac1(℃)＝723-14×[Mn]+22×[Si]-14.4×[Ni]+23.3×[Cr]…(5)
本发明的钢材，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，不用说小～中线能量焊接，即使是在线能量为50kJ/mm以上的大线能量焊接中，也能够防止焊接热影响部的韧性劣化。
本发明的钢材以板厚约3.0mm以上的厚钢板等的钢材为对象。来自本发明的优异的HAZ韧性提高作用，在对板厚为20mm以上(特别是40mm以上)的厚钢板进行线能量为50kJ/mm以上的大线能量焊接时得到有效地发挥。
【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，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。
使用真空熔融炉(容量150kg)，以下述表1所示的条件，熔炼含有下述表2所示的化学成分(质量％)的供试钢(钢种a～w。余量为铁和不可避免的杂质。)，铸造成150kg的铸锭并加以冷却。将得到的铸锭加热至下述表3或表4所示的加热温度后，冷却至板坯的t/2位置(t为板坯的厚度。下同。)的平均温度达到1050℃以下，接着进行热轧，制造制品厚度为10～80mm的轧制材。以下，对于制造条件进行具体地说明。
当以真空熔融炉熔炼供试钢时，对于Ti、Zr、Al、REM和Ca以外的元素进行成分调整，并且用C、Si和Mn之中的至少1种元素进行脱氧，调整钢水的溶存氧量。调整后的溶存氧量(ppm)显示在下述表1中。
将调整了溶存氧量的钢水搅拌1～10分钟左右，使钢水中的氧化物浮起分离，由此调整钢水的总氧量。调整后的总氧量(ppm)显示在下述表1中。
在调整了总氧量的钢水中添加Ti后，添加Zr、REM和Ca，由此得到经过成分调整的钢水。还有，Ti以Fe-Ti合金的形态添加，Zr以Fe-Zr合金的形态添加，REM以含有La约25％和含有Ce约50％的混合稀土金属的形态添加，Ca以Ni-Ca合金或Ca-Si合金或Fe-Ca压粉体的形态添加。
但是，表1的No.22为了调整总氧量而添加FeO。另外，表1的No.7没有搅拌调整了溶存氧量的钢水而直接添加了Ti。
添加上述元素(Zr、REM和Ca)而进行了成分调整的钢水，以下述表1所示的时间进行搅拌之后，铸造成铸锭并加以冷却。
将得到的铸锭加热至下述表3或表4所示的加热温度后，进行热轧。在本实施例中，使用粗轧机进行第一轧制，使用精轧机进行第二轧制。
粗轧的轧制开始温度显示在下述表3或表4中。还有，轧制开始温度以钢坯的t/2位置的平均温度进行管理。
一边使每1道次的平均冷却速度为下述表3或表4所示的速度进行冷却，一边进行粗轧。粗轧的结束温度为Ar3点+120℃以上。粗轧的累积压下率显示在下述表3或表4中。
粗轧结束后，冷却至钢坯的t/2位置的平均温度达到Ar3点+100℃以下，进行精轧。精轧开始温度为Ar3点+100℃以下，精轧结束温度为Ar3点+40℃以上。精轧的每1道次的最大压下率和累积压下率显示在下述表3或表4中。
精轧结束后，冷却至热轧材的表面温度成为500℃以下。精轧结束后的冷却开始温度显示在下述表3或表4中。另外，从冷却开始温度至500℃的平均冷却速度显示在下述表3或表4中。
还有，表3的No.1-2～1-8是使用表2所示的钢种a并改变了热轧条件等的例子，表3的No.2-2是使用表2所示的钢种b并改变了热轧条件等的例子，表3的No.3-2是使用表2所示的钢种c并改变了热轧条件等的例子。
另外，表3的No.1-2和No.1-3是冷却至热轧材的表面温度为500℃以下的温度区域后，以下述表3所示的回火温度(以表面温度管理)进行回火处理的例子。
钢坯的t/2位置的温度以下述步骤计算。
《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，基于轧制中的轧制表和道间的冷却方法(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)钢坯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、粗轧结束时和精轧开始时分别实测的钢坯的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坯表面温度的差为±30℃时，将实测的钢坯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/2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3或表4中，也显示冷却得到的轧制材的制品厚度(mm)。另外，在下述表3或表4中，还显示基于上述表2所示的化学成分组成，运用上式(3)、式(5)计算的Ar3点、Ac1点的值。
从得到的轧制材的t/4位置(t为轧制材的厚度)的横截面切下试样，测定该试样中所含的全部氧化物的组成，作为单独氧化物进行质量换算，计算氧化物的平均组成。
使用岛津制作所制“EPMA-8705(装置名)”，以600倍观察被切割下的试样表面，在最大直径为0.2μm以上的粒子中定量分析成分组成。观察条件为，加速电压20kv，试料电流0.01μA，观察视野面积1～5cm2，分析个数100个，通过特性X射线的波长色散谱法定量分析粒子中央部的成分组成。分析对象元素为Mn、Ti、Zr、La、Ce、Ca、Si、Al和O(氧)，使用已知物质预先求得各元素的电子射线强度和元素浓度的关系作为检量线，接着根据由上述粒子得到的电子射线强度和预先的所述检量线定量该粒子的元素浓度。
得到的定量结果中，氧含量为5％以上的粒子认定为氧化物。在被认定为氧化物的各粒子中，进一步认定是由上述方法检测出的元素的氧化物。但是，从一个粒子检测出多个元素时，基于表示这些元素的存在的X射线强度的比，以分割“1个”的方式计算。(例如，A元素：0.6个，B元素：0.4个)，然后求得每个元素的粒子的个数。就某一元素的氧化物来说，以(该元素氧化物的分子量)×(该元素氧化物的粒子个数)相对于
(氧化物的分子量)×(粒子个数)的涉及全部的检测元素的总和的比例，作为平均组成中的该元素的氧化物的质量比例。全部氧化物的平均组成显示在下述表3或表4中。还有，若以M表示金属元素，则在钢材中REM的氧化物以M2O3、M3O5和MO2的形态存在，但将全部的氧化物作为M2O3进行上述计算。
以EPMA观察上述试样表面的结果是，观察到的氧化物大半是含有Ti、Zr、REM和Ca的复合氧化物，但作为单独氧化物，也生成有Ti2O3、ZrO2、REM的氧化物、CaO。
另外，得到的定量结果之中，测定氧含量为5％以上的氧化物的当量圆直径，计算当量圆直径(粒径)为0.1～2.0μm的氧化物的个数和当量圆直径(粒径)超过5.0μm的氧化物的个数。下述表5中显示将氧化物的个数换算成观察视野中每1mm2的个数。
接着，为了评价在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。焊接再现试验是施加如下热循环：把从轧制材上切下试样加热到1400℃，以该温度保持30秒之后进行冷却。冷却速度的调整是使800℃到500℃冷却时间为300秒。
进行V切口摆锤冲击试验，测定-40℃下的吸收能(vE-40)，评价冷却后的试样的冲击特性。vE-40为100J以上的为合格。测定结果显示在下述表5中。
接着，以下述步骤观察得到的轧制材的金属组织，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，和在大角晶界中所占的随机晶界的比例R。D(μm)和R(面积％)的值显示在下述表6中。
《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/2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。
《R的计算方法》
(1)大角晶界中所占的随机晶界的比例R，使用以计算上述D时相同的条件实施了镜面加工的试样，以TexSEM Laboratories公司制的EBSP装置，在镜面研磨面之中，在板厚方向的表面和t/2位置和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。还有，表示测定方位的可靠性的置信指数比0.1小的测定点从分析对象中除去。
(2)测定结果之中，结晶方位差低于5.5°的认为是噪音而消除，求得至62.5°的各方位差的分布。
(3)通过使上述(2)的结晶方位差与对应映象对应，计算随机晶界分率。所谓对应映象，是记载有各对应晶界的个数(分率)的表面。所谓对应晶界，是在夹住晶界的2个晶粒的各个晶格点之中，某一一定的比例晶格点处于两晶粒共通这样的特殊的方位关系的晶界。具体来说，使各对应晶界(∑1～49)除以根据结晶方位分布得到的方位差15°以上的大角晶界的个数，由此求得各对应晶界的分布(分率)，从100％减去各对应晶界的分布(分率)，测定[对应晶界以外为随机晶界(＞∑49)]、随机晶界分率R(平均值)。即，大角晶界由对应晶界和随机晶界构成，为了计算作为此次目的的随机晶界分率，需要求得对应晶界的分率(分布)。为此，需要求得作为对应晶界被认为是∑1～49的各分率(分布)。在此，∑是设夹住晶界的两个结晶中占据共通的位置的晶格点为A，设其以外的晶格点为B时，A相对于A与B相加的全部晶格点的数量的比的倒数。
还有，在对应晶界的测定中，使用株式会社TSL社的“TSL OIM DataCollection ver5.2”，分析中，使用株式会社TSL公司的“TSL OIM Analysisver5.0”。
另外，以下述步骤观察得到的轧制材的金属组织，求得奥氏体粒径(γ粒径)和硬度。γ粒径的值显示在下述表6中。
《γ粒径的测定方法》
(1)轧制材的γ粒径，使用以计算上述D时相同的条件实施了镜面加工的试样，使用超低碳腐蚀溶液进行腐蚀，若使旧γ晶界显现，则用光学显微镜以100倍或400倍的倍率拍摄板厚方向t/2位置的区域，作为6cm×8cm的照片。即，观察倍率100倍时相当于600μm×800μm，观察倍率400倍时相当于150μm×200μm。
(2)照片的6cm的边与板厚方向对应，8cm的边与轧制方向对应。对拍摄的照片进行图像分析，求得在观察视野内确认到的γ晶粒的平均粒径。
《硬度的测定方法》
轧制材的硬度，使用以计算上述D时相同的条件实施了镜面加工的试样，用维氏硬度试验机测定。测定位置为轧制材的板厚方向的t/2位置，使载荷为10kgf，使测定次数为20点，以平均值为轧制材的硬度。
接着，按以下的步骤评价得到的轧制材的疲劳特性。
《冲击特性的评价》
轧制材的冲击特性，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JIS Z2242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)。
《疲劳龟裂进展速度的测定》
从轧制材的t/4位置，提取厚度为12.5mm的紧凑拉伸型试验片(CT试验片)。提取的CT试验片的形状显示在图1中。使用该CT试验片，依据ASTM E647实施疲劳龟裂进展试验，由此求得疲劳龟裂进展速度。试验条件如下。
试验方法：使用电液压伺服式±10吨疲劳试验机，龟裂长度的测定通过利用计算机控制的柔度法(compliance method)求得。所谓柔度，是龟裂开口位移δ与载荷P的比(δ/P)的意思，根据该柔度龟裂长度自动被测定。
验试环境：室温，大气中
控制方法：载荷控制
控制波形：正弦波
应力比：R＝0.1
试验速度：600～1200cpm
龟裂从焊接缝边部发生，假设在HAZ、母材进展，以作为中ΔK区域的
Figure GSA00000023142400271
的价值进行评价。还有，该试验的ΔK区域判明是由下式(6)规定的Paris定律成立的稳定成长区域。
da/dN＝C(+ΔK)m  …(6)
其中，a表示龟裂长度，n表示反复数，C、m表示由材料、载荷等的条件决定的常数，ΔK表示应力扩大系数范围。
还有，已知基于CT试验的疲劳龟裂进展速度的值有偏差，所以以现有钢板的数据的平均值为基准进行评价。现有钢板的数据的平均值为5.4×10-5mm/cycle左右，因此在本发明中，低于5.4×10-5mm/cycle为合格。还有，现有钢板的数据的平均值基于社团法人日本材料学会发行的“金属材料疲劳龟裂进展阻抗数据”决定。
基于这些结果，被大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D和冲击特性(vE-60)的关系显示在图2中。由图2可知，为了改善-60℃下的冲击特性，使上述平均当量圆直径D为25μm以下有用。
在大角晶界中所占的随机晶界的比例R与疲劳龟裂进展速度(da/dN)的关系显示在图3中。由图3可知，为了使疲劳龟裂进展速度低于5.4×10-5mm/cycle，有用的是使上述随机晶界的比例R为70面积％以下。
轧制材的平均硬度与疲劳龟裂进展速度(da/dN)的关系显示在图4中。由图4可知，为了使疲劳龟裂进展速度低于5.4×10-5mm/cycle，有用的是轧制材的平均硬度170Hv以上。
Ar3点+100℃以下的累积压下率与大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D的关系显示在图5中。由图5可知，为了使上述平均当量圆直径D为25μm以下，使Ar3点+100℃以下的累积压下率为50％以上有用。
γ粒径与大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径D的关系显示在图6中。由图6可知，为了使上述平均当量圆直径D为25μm以下，使γ粒径为50μm以下有用。
1050℃以下的累积压下率与γ粒径的关系显示在图7中。由图7可知，为了使γ粒径为50μm以下，使1050℃以下的累积压下率为40％以上有用。
被大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D与大角晶界中所占的随机晶界的比例R的关系显示在图8中。由图8可知，被大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D与大角晶界中所占的随机晶界的比例R有关，越是减小被大角晶界包围的晶粒，越能够降低随机晶界。
接着，基于表5所示的结果，对于焊接时的HAZ韧性进行考察。
No.1-1、No.2-1、No.3-1、No.23是满足本发明规定的要件的例子，测定全部氧化物的组成，作为单独氧化物进行质量换算时，除了以规定量含有ZrO2、REM的氧化物和CaO的方式进行调整以外，还使当量圆直径为0.1～2.0μm的微细的氧化物大量生成，并没有使当量圆直径超过5.0μm的粗大的氧化物生成，因此能够得到HAZ韧性良好的钢材。
另一方面，No.4～22是脱离本发明规定的某一要件的例子。
No.4是钢水的溶存氧是不足的例子，不能确保构成有助于HAZ韧性的提高的晶内铁素体的生成核的微细的氧化物的量，不能改善HAZ韧性。No.5是钢水的溶存氧量过剩的例子，生成粗大的氧化物，HAZ韧性反而劣化。No.6是钢水的溶存氧量不足的例子，是添加Ti等之前的钢水的总氧量也不足的例子。因此不能确保构成有助于HAZ韧性的提高的晶内铁素体的生成核的微细的氧化物的量，不能改善HAZ韧性。
No.7是模拟上述日本·特开2007-100213号中公开的钢材的组成的例子。调整钢水的溶存氧量后，没有搅拌钢水来调整总氧量，因此添加Ti之前的总氧量超出本发明规定的范围。因此粗大的氧化物变多，HAZ韧性劣化。
No.8和No.9在添加Zr、REM和Ca之后，长时间搅拌钢水，因此钢水中的氧化物互相凝集，大量生成粗大的氧化物。因此HAZ韧性劣化。
No.10是Al过多的例子，粗大的氧化物生成，HAZ韧性劣化。No.11是Ti过少的例子，构成有助于HAZ韧性的提高的晶内铁素体的生成核的微细的氮化物变少，因此不能使HAZ韧性提高。No.12是Ti过多的例子，氧化物粗大化，HAZ韧性劣化。No.13是REM过少的例子，换算成单独氧化物时的REM的氧化物量少，构成有助于HAZ韧性的提高的晶内铁素体的生成核的微细的氧化物量变少，因此不能提高HAZ韧性。No.14是REM过多的例子，换算成单独氧化物时的REM的氧化物量多，生成粗大的氧化物，反而使HAZ韧性劣化。No.15是Zr过少的例子，换算成单独氧化物时的ZrO2量少，构成有助于HAZ韧性的提高的晶内铁素体的生成核的微细的氧化物量变少，因此不能提高HAZ韧性。No.16是Zr过多的例子，换算成单独氧化物时的ZrO2量多，生成粗大的氧化物，反而使HAZ韧性劣化。No.17是Ca过少的例子，换算成单独氧化物时的CaO量少，构成有助于HAZ韧性的提高的晶内铁素体的生成核的微细的氧化物量变少，因此不能提高HAZ韧性。No.18是Ca过多的例子，换算成单独氧化物时的CaO量多，生成粗大的氧化物，反而使HAZ韧性劣化。No.19是N过多的例子，固溶N量增大，母材自身的韧性劣化，HAZ韧性也降低。No.20是N过少的例子，含Ti氮化物的生成受到抑制，因此不能防止因钉扎效应造成的奥氏体晶粒的粗大化，HAZ韧性劣化。No.21是O过少的例子，构成晶内铁素体的生成核的微细的氧化物量不足，不能提高HAZ韧性。No.22是O过多的例子，氧化物粗大化，HAZ韧性反而劣化。
接下来，基于表6所示的结果，对于母材自身的疲劳特性进行考察。
No.1-1～No.1-6、No.2-1、No.2-2、No.3-1、No.3-2、No.23均是使用了满足本发明规定的要件的钢种a～c的例子，钢材的金属组织得到适当地控制，因此母材的疲劳特性优异。
No.1-7和No.1-8是使用了满足本发明规定的要件的钢种a的例子，但是因为钢材过硬，所以母材的疲劳特性差。
No.15～17因为没有适当控制钢材的金属组织，所以疲劳特性差。特别是被结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的晶粒的平均当量圆直径D超过25μm，因此冲击特性也差。
No.10、12～14、18、21、22因为没有适当控制钢材的金属组织，所以虽然疲劳特性之中冲击特性良好，所以不能减小疲劳龟裂进展速度。
还有，No.4～9、11、19、20因为钢材的金属组织被适当控制，所以母材的疲劳特性良好，但钢材的成分组成不满足本发明规定的要件，所以如上述不能改善焊接时的HAZ韧性。
接着，综合表5～表6的结果进行考察。
表6的No.1-1～No.1-6、No.2-1、No.2-2、No.3-1、No.3-2、No.23是使用了满足本发明规定的要件的钢种a～c、钢种w的例子，使用这些钢种得到的钢材，如表5表明的，HAZ韧性良好，如表6表明的，母材的疲劳特性也优异。
另一方面，表6的No.1-7、No.1-8、No.4～22是不满足本发明规定的某一要件的例子，是HAZ韧性或母材疲劳特性的至少一方差的例子。
【表1】
  No.   钢种  溶存氧量(ppm)   有无浮起分离  全氧量(ppm)   添加后的强搅拌时间(分)
  1-1   a   13   有   20   10
  2-1   b   14   有   16   40
  3-1   c   50   有   63   40
  4   d   6   有   13   8
  5   e   68   有   69   8
  6   f   4   有   6   8
  7   g   53   无   75   8
  8   h   31   有   35   50
9 i   35   有   41   45
10 j   23   有   33   8
  No.   钢种  溶存氧量(ppm)   有无浮起分离  全氧量(ppm)   添加后的强搅拌时间(分)
  11   k   28   有   28   8
  12   l   31   有   39   8
  13   m   57   有   65   8
  14   n   17   有   18   8
  15   o   54   有   61   8
  16   p   20   有   25   8
  17   q   47   有   55   8
  18   r   15   有   15   8
  19   s   27   有   35   8
  20   t   28   有   38   8
  21   u   15   有   15   8
  22   v   57   有   66   8
  23   w   13   有   20   10
Figure GSA00000023142400321
Figure GSA00000023142400331
Figure GSA00000023142400341
【表5】
Figure GSA00000023142400351
【表6】
No. 钢种   γ粒径(μm)   D(μm)   R(面积％)   平均硬度(Hv)   vE-60(J)   龟裂进展速度(×10-5mm/cycle)
  1-1   a   40   20.3   55   170   295   4.50
  1-2   a   45   21   60   170   300   5.00
  1-3   a   38   22   57   180   280   4.80
  1-4   a   35   16   55   230   260   4.10
  1-5   a   30   15   50   200   325   3.80
No. 钢种   γ粒径(μm)   D(μm)   R(面积％)   平均硬度(Hv)   vE-60(J)   龟裂进展速度(×10-5mm/cycle)
  1-6   a   33   20   48   210   300   4.00
  1-7   a   45   25   55   160   185   6.50
  1-8   a   46   23   50   150   190   7.60
  2-1   b   44   22.5   54   200   250   4.00
  2-2   b   42   21   52   210   265   4.20
  3-1   c   40   21.3   58   220   280   2.30
  3-2   c   38   20   60   240   290   2.70
  4   d   45   22   55   210   260   4.30
  5   e   35   20   60   225   300   2.80
  6   f   33   20   57   175   280   4.80
  7   g   35   18   53   175   300   4.20
  8   h   38   22   53   170   295   4.30
  9   i   35   15   45   250   300   2.00
10 j 36 22 80 255 280   6.00
  11   k   45   22   58   190   230   4.50
  12   l   44   28   74   190   120   5.80
  13   m   43   22.7   56   155   265   6.80
  14   n   45   22.5   75   180   200   5.70
  15   o   65   35   85   185   80   6.30
  16   p   65   35   85   180   85   6.80
  17   q   63   33   80   193   90   6.00
  18   r   45   30   78   183   110   6.00
  19   s   45   22   55   230   285   2.20
No. 钢种   γ粒径(μm)   D(μm)   R(面积％)   平均硬度(Hv)   vE-60(J)   龟裂进展速度(×10-5mm/cycle)
  20   t   43   22   53   220   275   3.20
  21   u   48   23   55   165   185   3.00
  22   v   45   22   52   153   190   7.20
  23   w   45   24   60   185   255   4.50

Claims (7)

1.一种钢材，其特征在于，以质量％计含有C：0.02～0.12％、Si：0.5％以下、Mn：1～2％、Zr：0.0002～0.050％、REM：0.0002～0.050％、Ca：0.0005～0.010％、Ti：0.005～0.02％、N：0.0040～0.01％、O：0.0005～0.010％、P：0.02％以下、S：0.015％以下、Al：0.05％以下，余量是铁和不可避免的杂质，并且，
(a)所述钢材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，
(b)所述钢材中所含的氧化物的平均组成中的ZrO2的质量比例为5～50％，REM的氧化物的质量比例为10～50％，以及CaO的质量比例为5.0～50％，其中，在用M符号表示REM时，为M2O3，
(c)在所述钢材中所含的全部氧化物之中，以当量圆直径计为0.1～2.0μm的氧化物每1mm2中为120个以上，以当量圆直径计超过5.0μm的氧化物每1mm2中为5个以下，
(d)以背散射电子衍射法即EBSP法观察所述钢材的金属组织时，满足下述(1)式和(2)式，
(e)所述钢材的平均硬度为170Hv以上，
D≤25μm…(1)
R≤70面积％…(2)
其中，式(1)中D是指以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)，式(2)中R是指随机晶界在上述大角晶界中所占的比例(面积％)。
2.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，作为其他元素以质量％计还含有选自Ni：0.4％以下、Cu：0.3％以下、Cr：1.5％以下和Mo：1％以下之中的至少1种元素。
3.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，作为其他元素以质量％计还含有选自Nb：0.1％以下、V：0.1％以下和B：0.005％以下之中的至少1种元素。
4.一种制造权利要求1～3中任一项所述的钢材的方法，其特征在于，将钢水的溶存氧量调整到0.0010～0.0060％的范围后，搅拌钢水而使钢水中的氧化物浮起分离，由此将总氧量调整到0.0010～0.0070％的范围之后，添加Ti，接着添加Zr、REM和Ca，调整到权利要求1～3中任一项所述的成分组成之后，进行铸造，并且，在热轧时将钢坯加热至1100～1250℃后，在1050℃以下到超过Ar3点+100℃的温度区域，一边使每1道次的平均冷却速度为1.5℃/秒以上而进行冷却，一边进行第一轧制以使累积压下率为40％以上，接着，在Ar3点+100℃以下到超过Ar3点的温度区域，以使每1道次最大压下率为12％以下，累积压下率为50％以上的方式进行第二轧制后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至表面温度达到500℃以下的温度区域。
5.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在添加所述Zr、REM和Ca后，在不超过40分钟的范围内搅拌钢水之后进行铸造。
6.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在奥氏体再结晶温度区域进行所述第一轧制。
7.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至所述轧制材的表面温度为500℃以下的温度区域后，在500℃以上到低于Ac1点的温度范围进行回火处理。
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