CN103328672B - 焊接热影响部的韧性优越的钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种钢材，(a)当测定全部氧化物系夹杂物的组成而质量换算为单独氧化物时，满足ZrO2：5～50％、REM的氧化物：5～50％、CaO：50％以下(不含0％)，且(b)全部夹杂物之中，当量圆直径在0.1～2μm的夹杂物为120个/mm2以上，超过3μm的氧化物为5.0个/mm2以下，超过5μm的氧化物为5.0个/mm2以下，在测定全部夹杂物的组成时，相对于全部夹杂物的个数而言，(c-1)REM和Zr的摩尔比满足0.6～1.4的含REM以及Zr夹杂物I的个数比例为30％以上，及/或(c-2)REM和Zr的合计摩尔数与Al、Ca和Ti的合计摩尔数之比满足0.5～1.2的含REM、Zr、Al、Ca、以及Ti夹杂物II的个数比例满足40％以上。由此，即便在进行热量输入量在50kJ/mm以上的大热量输入焊接的情况下，HAZ韧性也优越。

Description

焊接热影响部的韧性优越的钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于桥梁或高层建造物、船舶等中的钢材，尤其涉及一种焊接时受到热影响的部位(以下，有时称为“焊接热影响部”或“HAZ”。)的韧性优越的钢材及其制造方法。
背景技术
在桥梁或高层建造物、船舶等中使用的钢材所要求的特性近年来越来越严格，要求特别良好的韧性。这些钢材一般而言大多通过焊接而接合，但焊接接头部之中，尤其HAZ在焊接时受到热影响，存在韧性容易劣化的问题。该韧性劣化在焊接时的热量输入量越大而越显著显现，其原因认为是，若焊接时的热量输入量变大，则HAZ的冷却速度变慢，淬火性下降，生成粗大的岛状马氏体。因此，为了改善HAZ的韧性，认为只要尽量抑制焊接时的热量输入量即可。但是，另一方面，在提高焊接作业效率方面，例如希望采用气体保护焊接，电渣焊，埋弧焊等的焊接热量输入量为50kJ/mm以上的大热量输入焊接法。
因此，本申请人提出了专利文献1～3，提出一种采用大热量输入焊接法时的抑制HAZ韧性劣化的钢材。这些钢材的特征在于，作为成为粒内铁素体相变的核的氧化物，含有REM的氧化物及/或CaO、ZrO2。上述氧化物在熔钢中以液状存在，因此在钢中细微分散。而且上述氧化物热稳定，例如，即便长时间暴露于1400℃等级的高温也固溶而不消失，因此，大大有助于HAZ韧性的提高。
另外，本申请人在公开上述专利文献1后，为了提供更高等级的大热量输入焊接时的HAZ韧性优越的钢材积极研究，其结果是，前提出专利文献4所记载的发明。在专利文献4中公开了如下内容，钢材中的全部氧化物系夹杂物(不限于成为粒内铁素体相变的核的氧化物，以所有的氧化物为对象。)的大小与个数与HAZ韧性的提高深深相关，尤其，若将当量圆直径超过5.0μm的粗大的氧化物降低为5个以下，则即便进行热量输入量大致为50kJ/mm左右的大热量输入焊接，也可以得到HAZ韧性优越的钢材。如此，根据专利文献4，显著地抑制粗大的氧化物的个数，因此，即使以大于上述专利文献1的实施例公开的HAZ韧性评价方法的热量输入量进行焊接，也可以提高HAZ韧性。具体地说，在上述专利文献1中，给予以1400℃的加热温度保持5秒后并以800℃～500℃的温度冷却300秒的热循环(热量输入条件：1400℃×5秒，冷却时间Tc＝300秒)，测定-40℃下的吸收能量(vE-40)，在专利文献4中，与上述同样地测定施加1400℃的保持时间长达30秒的热循环(热量输入条件：1400℃×30秒，冷却时间Tc＝300秒)时的吸收能量，此时，确认可得到良好的HAZ韧性。
另一方面，专利文献5～7虽然不是像上述专利文献1～4那样并用REM的氧化物与ZrO2的技术，但公开了只要在调整了溶存氧量的熔钢中添加REM，则可以提高进行超过约300kJ/cm(约30kJ/mm)的大热量输入焊接时的HAZ韧性。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-100213号公报
专利文献2：日本特开2007-247004号公报
专利文献3：日本特开2007-247005号公报
专利文献4：日本特开2009-197267号公报
专利文献5：日本特开2003-221643号公报
专利文献6：日本特开2003-286540号公报
专利文献7：日本特开2002-363687号公报
发明内容
发明要解决的技术问题
焊接作业效率的进一步的提高要求是必然的，伴随于此，焊接热量输入量也增大。希望有在目前为止并没有怎么讨论的50kJ/mm以上的大热量输入的条件下也发挥优越性能的钢材。本发明着眼于这样的情况而提出，其目的在于，提供一种尤其即便在热量输入量为50kJ/mm以上的大热量输入焊接的情况下，HAZ韧性也优越的钢材及其制造方法。
解决问题的手段
能够解决上述问题的本发明的焊接热影响部的韧性优越的钢材，其含有：
C：0.02～0.15％(质量％的意思，对于以下成分相同)，
Si：0.5％以下(不含0％)，
Mn：2.5％以下(不含0％)，
P：0.03％以下(不含0％)，
S：0.02％以下(不含0％)，
Al：0.050％以下(不含0％)，
N：0.010％以下(不含0％)，
Ti：0.005～0.10％，
Zr：0.0005～0.050％，
REM：0.0003～0.015％，
Ca：0.0003～0.010％，以及
O：0.0005～0.010％，
余量由铁以及不可避杂质构成。
而且，其主旨在于以下要点：
(a)测定所述钢材所含的全部氧化物系夹杂物的组成并质量换算为单独氧化物时，以平均组成计算，满足：
ZrO2：5～50％，
REM的氧化物(当REM由M记号表示时为M2O3)：5～50％，
CaO：50％以下(不含0％)，且，
(b)所述钢材所含的全部夹杂物之中，
当量圆直径在0.1～2μm的夹杂物在观察视野面积每1mm2中为120个以上，
当量圆直径超过3μm的氧化物在观察视野面积每1mm2中为5.0个以下，
当量圆直径超过5μm的氧化物在观察视野面积每1mm2中为5.0个以下，
(c-1)在测定所述钢材所含的全部夹杂物的组成时，相对于全部夹杂物的个数而言，REM与Zr的摩尔比(REM/Zr)满足0.6～1.4的含REM以及Zr夹杂物I的个数比例为30％以上，及/或
(c-2)在测定所述钢材所含的全部夹杂物的组成时，相对于全部夹杂物的个数而言，REM和Zr的合计摩尔数与Al、Ca和Ti的合计摩尔数之比[(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)]满足0.5～1.2的含REM、Zr、Al、Ca、以及Ti夹杂物II的个数比例为40％以上。
进而作为其他的元素，上述钢材还可以含有：
[1]Cu：2％以下(不含0％)及/或Ni：3.5％以下(不含0％)，
[2]Cr：3％以下(不含0％)及/或Mo：1％以下(不含0％)，
[3]Nb：0.25％以下(不含0％)及/或V：0.1％以下(不含0％)，
[4]B：0.005％以下(不含0％)
等元素。
本发明的上述钢材，当向将溶存氧量Qof调整到0.0003～0.01质量％的范围的熔钢添加REM时，添加所述熔钢的溶存氧量Qof与REM的添加量QREM满足下述(1)式的量的REM，并且
当向将溶存氧量Qof调整到上述范围的熔钢中添加REM、Zr、Ti、Ca以及Al时，在设REM以及Zr为a组元素，设Ti、Ca以及Al为b组元素时，各元素的添加条件满足下述(2)及/或下述(3)
2logQREM+3logQof≤-12.00···(1)，
(2)对于所述a组元素，同时添加REM和Zr，或在添加REM和Zr之中一方的元素后，在5分钟以内添加另一方的元素，
(3)设成在所述a组元素的添加前及/或添加后添加所述b组元素，对于在所述a组元素添加前添加所述b组元素的情况，设所述b组元素之中最初的元素的添加开始时刻到所述a组元素之中最初的元素的添加开始时刻为止的时间为t1(分)，对于在所述a组元素添加后添加所述b组元素的情况，设所述a组元素之中最后的元素的添加开始时刻到所述b组元素之中最初的元素的添加开始时刻为止的时间为t2(分)，使所述t1与所述t2的合计为3分钟以上，(0≤t1，0≤t2，但是，t1以及t2不是0)。
发明效果
根据本发明，生成规定量的成为粒内α相变(α是指铁素体，或者铁素体以及贝氏体的混合组织。下同。)的核的氧化物(含有Zr、REM以及Ca的氧化物)，并且，钢材中存在的夹杂物以及氧化物的大小与个数(即，粒度分布)、以及相对于全部夹杂物的个数而言以特定的关系含有规定的元素的夹杂物的个数比例被适当控制，因此，能够提供大热量输入焊接时的HAZ韧性优越的钢材。尤其在本发明的钢材中，对于HAZ韧性提高有用的当量圆直径为0.1～2μm的细微夹杂物不仅存在规定量以上，且明确了给HAZ韧性提高带来不良影响的、当量圆直径超过3μm的粗大氧化物以及当量圆直径超过5μm的超粗大氧化物双方的个数被有意抑制，而且相对于全部夹杂物的个数而言，REM和Zr的摩尔比满足规定的关系的含REM以及Zr夹杂物I的个数比例及/或REM和Zr的合计摩尔数与Al、Ca和Ti的合计摩尔数之比满足特定关系的含REM、Zr、Al、Ca、以及Ti夹杂物II的个数比例为规定量以上，因此，相比于上述专利文献4的实施例公开的HAZ韧性评价方法，即便在更大的热量输入量进行焊接，也可以提高HAZ韧性。
附图说明
图1表示在a组元素的添加前后，添加b组元素时的元素的添加顺序的一例。
图2是表示本发明所规定的(1)式的左边的值(Z值)与当量圆直径超过3μm的氧化物的观察视野面积每1mm2的个数之间的关系的图。
图3是表示当量圆直径超过3μm的氧化物的观察视野面积每1mm2的个数与-40℃下的吸收能量(vE-40)之间的关系的图。
具体实施方式
本发明对利用上述专利文献1～4公开的成为粒内α相变的核的氧化物的技术进行改良，提供一种用于得到即使以更大的热量输入量进行焊接，HAZ韧性也不劣化的钢材的技术。
即，本发明人提出上述专利文献4后，为了提供更高等级的大热量输入焊接时的HAZ韧性优越的钢材，进行研究。其结果发现，为了提供一种即便是在给予比专利文献4更大的热量输入量的条件即“以1450℃的加热温度保持5秒后，以800℃～500℃的温度冷却400秒的热循环”(热量输入条件：1450℃×5秒，冷却时间Tc＝400秒)的情况下HAZ韧性也优越的钢材，如专利文献4那样仅仅使当量圆直径超过5.0μm的氧化物降低到5个以下是不够的，发现如下两点是极其重要的，其一是减少包括专利文献4在内一直以来完全没有考虑的超过3.0μm的氧化物的个数，其二是当对钢材所含有的全部夹杂物的组成进行测定时，相对于钢材所含有的全部夹杂物的个数而言，REM与Zr的摩尔比(REM/Zr)满足0.6～1.4的含REM以及Zr夹杂物I的个数比例在30％以上，或者REM和Zr的合计摩尔数与Al、Ca和Ti的合计摩尔数之比[(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)]满足0.5～1.2的含REM、Zr、Al、Ca、以及Ti夹杂物II的个数比例在40％以上，从而完成本发明。
如此，本发明的特征部分是：
(a)使对于HAZ韧性提高有用的当量圆直径0.1～2μm的细微的夹杂物的个数增大(120个/mm2以上)，并且
(b)使对HAZ韧性提高带来不良影响的当量圆直径超过5μm的氧化物的个数减少(5.0个/mm2以下)，进而，
(c)还使在本发明中首先提出的对HAZ韧性提高带来不良影响的、当量圆直径超过3μm的氧化物的个数减少(5.0个/mm2以下)，以及
(d)当测定钢材所含的全部夹杂物的组成时，相对于钢材所含的全部夹杂物的个数而言，REM与Zr的摩尔比(REM/Zr)满足0.6～1.4的含REM以及Zr夹杂物I的个数比例在30％以上，或者，相对于钢材所含的全部夹杂物的个数而言，REM和Zr的合计摩尔数与Al、Ca和Ti的合计摩尔数之比[(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)]满足0.5～1.2的含REM、Zr、Al、Ca、以及Ti夹杂物II的个数比例在40％以上。
通过具备这样的特征部分，即便以比上述专利文献4更大的热量输入量进行焊接，也可以改善HAZ韧性。即，若从与上述专利文献4的关系出发来说，除了上述(a)以及(b)外，本发明的特征部分还存在于规定上述(c)以及(d)。
需要说明的是，严密来说，上述(a)的规定与上述专利文献4不同，在专利文献4中以氧化物为对象而控制该氧化物中的细微的个数，相对于此，在本发明中，不是仅以氧化物为对象，还以钢材中存在的所有的夹杂物为对象，控制该夹杂物中的细微的个数，在这一点上不同。根据本发明人的研究结果，知道了为了实现良好的HAZ韧性，尤其当量圆直径(以下，有时简记为“粒径”。)大的氧化物(本发明中，是指超过3μm的氧化物和超过5μm的氧化物这两方)的贡献度非常大。而且若控制成不生成该大的氧化物，则对于粒径0.1～2μm的小的夹杂物，不将其限定于氧化物，扩展到全部夹杂物也可以确保希望的特性。
另外，为了具备上述(c)的要件，还判明了：如上述专利文献4或前述的专利文献5～7那样仅控制REM添加前的熔钢中的溶存氧量是不够的，对应于该熔钢中的溶存氧量Qof而适当控制REM的添加量QREM是极其重要的。详细地说，对应于REM添加前的熔钢的溶存氧量Qof，添加满足下述(1)式的量的REM(QREM)。由此，能够抑制对希望的HAZ韧性的实现带来不良影响的粒径大的REM系氧化物的生成。
下述(1)式的技术的意义等详细情况后述。
2logQREM+3logQof≤-12.00···(1)
进而，为了具备上述(d)的要件之中对于上述夹杂物I的个数比例的要件，需要留意REM和Zr的添加顺序、以及这些元素的添加间隔时间，明确了：当向调整了溶存氧量Qof的熔钢中添加REM时，是同时添加REM与Zr，或者还是将从添加REM与Zr之中的一方的元素后到添加另一方元素为止的时间控制在5分以内是重要的。
另外，明确了：为了具备上述(d)的要件之中对于上述夹杂物II的个数比例的要件，适当控制REM、Zr、Ti、Ca以及Al的添加条件是重要的。详细地说，需要留意将REM、Zr、Ti、Ca以及Al划分为a组(REM以及Zr)与b组(Ti、Ca以及Al)时的各群的添加顺序以及群彼此的添加间隔时间。
对于上述(d)的要件的技术的意义，详细情况也后述。
在本说明书中，为了区别成为粒内α相变的核的氧化物即含Zr、REM以及Ca的氧化物与钢材中所含的所有的氧化物，为了便于说明，有时将前者特别称为“Zr·REM·Ca系氧化物”，将后者特别称为“全部氧化物系夹杂物”。需要说明的是，氧化物是除了包括单独氧化物以外，还包括氧化物以外的夹杂物(例如，硫化物或氮化物、碳化物、或者它们的复合化合物)所复合的复合氧化物的意思。另外，有时将构成上述的Zr·REM·Ca系氧化物的必需成分(Zr、REM以及Ca)特别称为“粒内α相变核生成元素”。
在此，对于成为粒内α相变的起点的Zr·REM·Ca系氧化物进行说明。上述Zr·REM·Ca系氧化物意味着必然含有Zr的氧化物、REM的氧化物以及Ca的氧化物。构成Zr·REM·Ca系氧化物的元素(粒内α相变核生成元素)虽然是Zr、REM以及Ca，但除此以外，例如，还可以包括Ti、Mn、Si、Al等的氧化物形成元素、或其他的钢中成分。
上述Zr·REM·Ca系氧化物的存在形态并不特别限定，可以作为单独含有粒内α相变核生成元素的单独氧化物而存在，还可以作为含有2种以上粒内α相变核生成元素的复合氧化物而存在。作为单独氧化物的例子，Zr例示ZrO2；Ca例示CaO；对于REM，当将REM用“M”记号表示时，例示有M2O3，M3O5，MO2等。另外，这些氧化物可以相互凝集而存在，还可以以在上述氧化物复合析出硫化物或氮化物等其他化合物的形态而存在。
上述Zr·REM·Ca系氧化物优选还含有Ti的氧化物。当还存在Ti的氧化物时，促进粒内α相变，进一步提高HAZ韧性。Ti的氧化物可以作为单独氧化物(例如，Ti2O3、Ti3O5、TiO2)而存在，还可以以含有Zr·REM·Ca系氧化物的至少一种和Ti在内的复合氧化物的形态而存在。
另外，本发明的钢材除上述的氧化物以外，还含有硫化物、氮化物、碳化物或者它们的复合化合物等，但在本说明书中，钢材中所含的氧化物、硫化物、氮化物、碳化物或者它们的复合化合物等被总称称为“全部夹杂物”。
另外，在本说明书中，在钢材所含的全部氧化物系夹杂物之中，将当量圆直径为0.1～2μm的氧化物称为“细微氧化物”，将当量圆直径超过3μm的氧化物称为“粗大氧化物”，将当量圆直径超过5μm的氧化物称为“超粗大氧化物”，有时要区别它们。需要说明的是，在上述专利文献4中，将当量圆直径超过5μm的氧化物定义为“粗大氧化物”，但在本说明书中，将当量圆直径超过3μm的氧化物作为“粗大氧化物”。
在本说明书中，所谓“大热量输入焊接的HAZ韧性优越的钢材”，是指针对钢材，当给予以1450℃保持5秒后，在800℃～500℃的温度冷却400秒的热循环(热履历)时(热量输入条件：1450℃×5秒，冷却时间Tc＝400秒)，-40℃下的吸收能量(vE-40)满足130J以上者。该vE-40越大越好，优选vE-40在150J以上。有时将上述的热循环特别称为“大热量输入热履历”。该热循环的热量输入量比上述专利文献1或专利文献4中记载的热循环的热量输入量高，在该意味上说，本发明的“大热量输入焊接”与上述专利文献1或专利文献4记载的“大热量输入焊接”的热量输入等级不同。
在本发明中，将热循环的温度设定为1450℃，这是考虑到HAZ之中的尤其接近焊接金属的部位(有时称之为结合部。)的热温度超过1400℃而大致为1450℃左右。
以下，对于构成本发明的上述(a)～(c)的要件，详细进行说明。
[对于(a)氧化物的平均组成]
本发明的钢材，在测定钢材所含的全部氧化物系夹杂物的组成而作为单独氧化物(合计100％)进行质量换算时，以平均组成，满足ZrO2：5～50％，REM的氧化物(若将REM用M记号表示，则M2O3)：5～50％，CaO：50％以下(不含0％)，由此，作为粒内α相变的核而有效作用。若低于各氧化物的下限值，则焊接时成为粒内α相变的核的氧化物的量不足，不会发挥HAZ韧性的提高作用。另一方面，若超过各氧化物的上限值，则氧化物粗大化，作为粒内α相变的核而有效作用的细微氧化物的个数变少，不会有效发挥HAZ韧性提高作用。
上述ZrO2为5％以上，优选8％以上，更优选10％以上。另一方面，上限为50％，优选上限为45％，更优选上限为40％。
上述REM的氧化物为5％以上，优选10％以上，更优选13％以上。另一方面，上限为50％，优选上限为45％，更优选上限为40％。需要说明的是，REM的氧化物如果将REM用记号M表示，则在钢材中以M2O3、M3O5、MO2等形态存在，在本发明中，意味着将REM的氧化物都换算为M2O3时的量。
上述CaO作为粒内α相变的核而有效作用，但如果过剩含有则反而使粒内α相变能劣化。另外，CaO如果过剩含有则引起铸造时使用的喷嘴的溶损。因此，上限为50％，优选45％以下，更优选40％以下，特别优选30％以下。为了有效发挥上述作用，CaO优选含有3％以上。CaO更优选5％以上，进而优选10％以上。
需要说明的是，全部氧化物系夹杂物的组成的剩余的成分没有特别限定，比如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、MnO等)。
对于上述钢材所含的全部氧化物系夹杂物的组成，例如用电子线微探针X射线分析计(Electron Probe X-ray Micro Analyzer；EPMA)观察钢材的表面，对在观察视野内确认的氧化物进行定量分析而能够测定。测定条件的详细情况在后述的实施例的栏中说明。
[对于(b)全部夹杂物的粒度分布]
下面，对于本发明特征所在的全部夹杂物的个数和大小进行说明。本发明的钢材满足下述三点：
(i)当量圆直径0.1～2μm的细微夹杂物在观察视野面积每1mm2为120个以上，
(ii)当量圆直径超过3μm的粗大氧化物在观察视野面积每1mm2为5.0个以下，且，
(iii)当量圆直径超过5μm的超粗大氧化物在观察视野面积每1mm2为5.0个以下。
特别在本发明中，对于当量圆直径(粒径)大的氧化物，规定了上述(ii)以及上述(iii)这两方，在这一点上是最大的特征。
在此，所谓双方满足上述(ii)以及上述(iii)的要件，即，意味着粒径超过3μm且5μm以下的氧化物的个数少，为5.0个以下。即，即使是受到本发明的大热量输入热履历的情况下，为了确保vE-40≥130J这样非常高的HAZ韧性，减少在上述专利文献4中完全没有着眼的“粒径超过3μm且5μm以下”的氧化物是极其重要的，在无法控制该范围的氧化物的个数时，该氧化物成为脆性破坏的起点，导致HAZ韧性劣化，这是根据本发明人的研究结果而首先明确的。
以下，参照实施例的下述表5、表6，详细说明上述(ii)以及上述(iii)的技术意义。
下述表5的No.1～32是都满足本发明中规定的要件的例子。当着眼于上述(ii)以及上述(iii)而研究时，No.1～32之中即便是超过5μm的氧化物数最多的No.5(1.440个)，超过3μm的氧化物数也被抑制在4.64个，其结果是，可以确保良好的HAZ韧性。
另一方面，下述表6的No.35～38、49、53、54、61虽然满足上述(iii)的要件，但是不满足上述(ii)的要件的例子。详细地说，超过5μm的氧化物虽然是0.440～2.250个，被抑制在5.0个以下，但超过3μm的氧化物超过5.0个，增加到5.71～10.65个，其结果是，无法得到希望的HAZ韧性。
在此，上述No.35～38、49、53、54、61在满足上述(iii)的要件这一点上，是包含于上述专利文献4的范围的例子，但是，即便是包含于专利文献4的范围内，若不满足上述(ii)的要件，也可知还是无法达成本发明所规定的希望的HAZ韧性。因此，在本发明中，除了上述(iii)以外，作为用于确保希望的HAZ韧性的要件，取决于进一步规定上述(ii)。
另外，从上述(ii)以及上述(iii)的要件中可以读出，为了达成希望的HAZ韧性，特别与超过3μm且5μm以下的氧化物的个数深深相关。即，根据制造条件，有时在超过3μm且5μm以下的极窄范围内氧化物超过5.0个而存在，但即便使上述(i)的细微区域的个数大量增大而减少上述(iii)的超粗大区域的个数，仅通过在超过3μm且5μm以下的粗大区域存在超过5.0个的氧化物，仍无法得到希望的HAZ韧性，这对于本发明人而言也是预料不到的见解。
对于为何通过满足上述(ii)以及上述(iii)双方就能确保希望的HAZ韧性这一点，详细的机理虽然不明，但认为是当超过1400℃而达到1450℃时，TiN的消失加速进展，韧性下降。但是认为通过减少超过3μm且5μm以下的氧化物，可以抑制这样的韧性下降。
如上所述，在本发明中，需要同时满足上述(ii)以及上述(iii)的要件。即，粒径超过3μm的粗大氧化物的个数为5.0个以下，且粒径超过5μm的超粗大氧化物的个数为5.0个以下。它们的个数越少越好，不管哪种情况，优选3.0个以下，更优选2.0个以下，特别优选1.0个以下，最优选0个。详细地说，还包括两者的平衡在内进行适当控制是优选的，在本发明的范围内(都为5.0个以下)，优选相比于粒径超过3μm的粗大氧化物，使粒径超过5μm的超粗大氧化物的个数更少。具体地说，超粗大氧化物的个数越接近下限(0个)越好，大概1.0个以下是优选的，无限接近0个最优选，相对于此，粗大氧化物的个数接近上限(5.0个)也行，大概4.0个以下优选采用。
需要说明的是，例如用EPMA观察钢材的剖面，对在观察视野内确认的夹杂物的成分组成进行定量分析，将含氧量在5％以上的夹杂物作为氧化物，例如用扫描型电子显微镜(SEM)观察测定该氧化物的当量圆直径，求出当量圆直径超过3μm的氧化物的个数与超过5μm的氧化物的个数即可。
以上，对于本发明的特征所在的上述(ii)以及上述(iii)进行了详述。
在本发明的钢材中，如上述(i)所规定的那样，需要使当量圆直径0.1～2μm的细微夹杂物在观察视野面积每1mm2中为120个以上。细微夹杂物的个数在观察视野面积每1mm2中为120个以上，优选每1mm2中为200个以上，更优选每1mm2中为500个以上，进而优选每1mm2中为700个以上。
需要说明的是，例如用SEM观察测定钢材的剖面，求出当量圆直径0.1～2μm的细微夹杂物的个数即可。
在本发明的钢材中，当量圆直径不到0.1μm的夹杂物几乎无助于夹杂物分散所带来的HAZ韧性提高作用，因此，不包含于上述夹杂物的个数中。
上述所谓“当量圆直径”，是假想夹杂物(包括氧化物)的面积相等的圆的直径，在SEM观察面上可以确认。
[对于(c)REM/Zr比满足0.6～1.4的含REM以及Zr夹杂物I的个数比例，以及(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)比满足0.5～1.2的含REM、Zr、Al、Ca、以及Ti夹杂物II的个数比例]
本发明的钢材，全部夹杂物的个数和大小被适当调整，除此以外，当测定钢材所含的全部夹杂物的组成时，相对于全部夹杂物的个数而言，通过
(c-1)REM与Zr的摩尔比(REM/Zr)满足0.6～1.4的含REM以及Zr夹杂物I(以下，有时简称为夹杂物I)的个数比例在30％以上，或
(c-2)REM与Zr的合计摩尔数与Al、Ca和Ti的合计摩尔数之比[(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)]满足0.5～1.2的含REM、Zr、Al、Ca、以及Ti夹杂物II(以下，有时简称为夹杂物II)的个数比例在40％以上，
由此，HAZ韧性进一步提高。
上述(c-1)以及(c-2)的要件至少满足任一方即可，当然满足双方也可以。
上述(c-1)的要件是针对粒内α相变核生成元素(REM、Zr以及Ca)之中的含有REM以及Zr的夹杂物，特定了用于实现希望的HAZ韧性的REM/Zr的摩尔比以及上述夹杂物I的个数比例。另一方面，上述(c-2)的要件是针对含有粒内α相变核生成元素(Zr、REM以及Ca)以及构成夹杂物的其他元素(Ti以及Al)的夹杂物，特定了用于实现希望的HAZ韧性的(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)的摩尔比以及上述夹杂物II的个数比例。
即，从后述实施例明确可知，判明了即便上述(a)、(b)的要件几乎相同，在钢材的韧性值上也产生偏差。即，即便如上述(a)、(b)所规定的那样，控制氧化物的平均组成以及夹杂物的大小和粒度分布，从而以大热量输入量进行焊接，-40℃下的吸收能量(vE-40)可以达成100J以上，但除了上述(a)、(b)以外还通过控制由上述(c-1)规定的夹杂物I的个数比例及/或由上述(c-2)规定的夹杂物II的个数比例，由此vE-40可以达成130J以上。
对于上述(c-1)，例如，下述表5所示的No.2和下述表6所示的No.33，虽然上述的(b)的全部夹杂物的粒度分布大致相同，但-40℃下的吸收能量(vE-40)却产生了42J的差。因此，本发明人进一步研究，结果发现，对于构成夹杂物的REM以及Zr，REM相对于Zr的摩尔比(REM/Zr)满足0.6～1.4的夹杂物I相对于全部夹杂物的个数比例控制在30％以上者(上述No.2)，粒内α相变能优越，HAZ韧性良好；满足上述比的夹杂物I的个数比例不到30％者(上述No.33)，无法确保希望的HAZ韧性。判明了REM与Zr是生成作为粒内α相变的核的氧化物的元素，上述夹杂物I相对于全部夹杂物的个数比例与HAZ韧性之间的关系具有良好的相关关系，规定上述(c-1)的要件。即，与REM/Zr比低于0.6，或REM/Zr比超过1.4的夹杂物相比，REM/Zr比满足0.6～1.4的夹杂物I的粒内α相变能优越，因此可知，使HAZ处的金属组织进一步细微化，有助于HAZ韧性的提高。
而且，通过使上述夹杂物I的个数相对于全部夹杂物的个数的比例为30％以上，由此，即使以大热量输入量进行焊接，-40℃下的吸收能量(vE-40)也可以达成130J以上。上述夹杂物I的个数相对于全部夹杂物的个数的比例越多越好，优选在40％以上，更优选在50％以上。上述夹杂物I的个数比例越多越好，最优选100％。
对于上述(c-2)，也与上述(c-1)同样，例如，下述表5所示的No.17和下述表6所示的No.51，虽然上述的(b)的全部夹杂物的粒度分布大致相同，但在-40℃下的吸收能量(vE-40)方面产生36J的差。因此，本发明人进一步研究，结果发现，对于构成夹杂物的REM、Zr、Ti、Ca以及Al而言，REM和Zr的合计摩尔数与Al、Ca和Ti的合计摩尔数之比[(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)]满足0.5～1.2的夹杂物II相对于全部夹杂物的个数比例被控制在40％以上者(上述No.17)，促进粒内α相变，HAZ韧性良好，但在满足上述比的夹杂物II的个数比例不到40％者(上述No.51)中，无法确保希望的HAZ韧性。
对于(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)比满足上述范围的夹杂物II，由于成为粒内α相变的核的元素之中的REM和Zr在与构成夹杂物的其他的元素(Al、Ca、Ti)的关系上被适当控制，因此，促进粒内α相变，HAZ处的金属组织进一步细微化，因此HAZ韧性提高。
即，对于分散在钢中的夹杂物的成分组成与HAZ韧性之间的关系进行研究发现，为了通过在HAZ内生成粒内α而使金属组织细微化，成为粒内α相变的核的夹杂物自身必须具有与α相良好的整合性。作为与α相的整合性良好的夹杂物，除了REM与Zr外，含有Ti的夹杂物是有效的，这是本发明人通过实验明白的。但是，为使以REM、Zr、以及含有Ti的夹杂物为起点而生成的粒内α在之后的奥氏体相中成长，希望REM、Zr、以及含有Ti的夹杂物自身与奥氏体相的整合性也良好。因此，本发明人为了改善REM、Zr、以及含有Ti的夹杂物与奥氏体相的整合性而进一步研究，得到了若能够控制夹杂物的熔点，就能够控制粒内α相变这一见解。即，在焊接时，若夹杂物在奥氏体相中暂时熔融，则熔融了的夹杂物与奥氏体相的亲和性变良好，在冷却过程中，夹杂物与周围的奥氏体相保持整合性并同时结晶化。若温度进一步降低，则开始生成α相，其从与α的整合性良好的夹杂物中优先生成，从夹杂物生成的α与奥氏体的整合性也良好，因此促进粒内α相变，享受结晶的细微化所带来的HAZ韧性的提高效果。
因此，本发明人对于REM、Zr、以及含有Ti的夹杂物，为了找出熔点变低的成分组成区域，使用高温激光显微镜调查了夹杂物的熔点举动。其结果是判明了：REM、Zr、以及含有Ti的夹杂物的熔点受到Ca和Al的含量影响，这些元素的基于摩尔数换算的(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)比在0.5～1.2的范围时，夹杂物的熔点局部下降，粒内α相变能提高。
即，与(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)比低于0.5、或(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)比超过1.2的夹杂物相比，(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)满足0.5～1.2的夹杂物II在粒内α相变能方面优越，因此，知道了可使HAZ处的金属组织进一步细微化，有助于HAZ韧性的提高。
例如可以用EPMA观察钢材的剖面，对在观察视野内确认的夹杂物的成分组成进行定量分析，求出上述钢材所含的夹杂物的组成，在测定了钢材所含的全部夹杂物的组成后，求出上述夹杂物I的个数占全部夹杂物的个数的比例以及上述夹杂物II占全部夹杂物的个数的比例即可。需要说明的是，在本发明的钢材中，对于当量圆直径为0.1μm以上的夹杂物，对其组成进行定量分析。因为当量圆直径不到0.1μm的夹杂物由于过小，无法精度良好地定量分析。
下面，对于本发明的钢材(母材)的成分组成进行说明。本发明的钢材的基本成分，含有：C：0.02～0.15％，Si：0.5％以下(不含0％)，Mn：2.5％以下(不含0％)，P：0.03％以下(不含0％)，S：0.02％以下(不含0％)，Al：0.050％以下(不含0％)，N：0.010％以下(不含0％)，Ti：0.005～0.10％，Zr：0.0005～0.050％，REM：0.0003～0.015％，以及Ca：0.0003～0.010％。确定这样的范围的理由如下所述。
C是为了确保钢材(母材)的强度而不可缺的元素，需要含有0.02％以上。C量优选0.04％以上，更优选0.05％以上。但是，C量如果超过0.15％，则焊接时在HAZ生成较多的岛状马氏体(MA)，不仅导致HAZ的韧性劣化，还对焊接性带来不良影响。因此，C量在0.15％以下，优选在0.10％以下，更优选在0.08％以下。
Si是具有脱氧作用，并且通过固溶强化而有助于钢材(母材)的强度提高的元素。为了有效发挥这样的作用，Si优选含有0.01％以上。Si更优选含有0.05％以上，进而优选含有0.1％以上。但是若Si量超过0.5％，则钢材的焊接性、韧性劣化，因此需要将Si量抑制在0.5％以下。Si量优选0.3％以下，更优选0.25％以下，进而优选0.21％以下。
Mn是有助于钢材(母材)的强度提高的元素。但是，Mn量如果超过2.5％，则使钢材(母材)的焊接性劣化。因此，Mn量需要抑制在2.5％以下。Mn量优选2.30％以下，更优选2.0％以下。需要说明的是，为了有效发挥上述的效果，Mn优选含有0.2％以上。Mn量更优选0.40％以上，进而优选0.60％以上，特别优选0.8％以上。
P是容易偏析的元素，特别在钢材中的结晶粒界偏析而使HAZ韧性劣化。因此，P量需要抑制在0.03％以下。P量优选0.02％以下，更优选0.015％以下。需要说明的是，P通常不可避免地含有0.001％左右。
S是与Mn结合而生成硫化物(MnS)，使母材的韧性、板厚方向的延展性劣化的有害元素。另外，若S与La、Ce等REM结合而生成REM的硫化物(例如，LaS或CeS等)，则阻碍REM的氧化物的生成，因此，HAZ韧性劣化。因此，S量需要抑制在0.02％以下。S量优选0.015％以下，更优选0.010％以下，进而优选0.006％以下。需要说明的是，S通常不可避免地含有0.0005％左右。
Al是作为脱氧剂而起作用的元素。但是，如果过剩添加的话，则将氧化物还原而形成粗大的Al氧化物，HAZ韧性劣化。因此Al量需要抑制在0.050％以下。Al量优选0.04％以下，更优选0.03％以下，进而优选0.025％以下，特别优选0.010％以下。需要说明的是，Al通常不可避免地含有0.0005％左右。
N是析出氮化物(例如，ZrN或TiN等)的元素，该氮化物通过钉扎效应，防止焊接时在HAZ生成的奥氏体粒的粗大化而促进粒内α相变，有助于HAZ韧性的提高。N越多，越形成氮化物而促进奥氏体粒的细微化，因此，对于HAZ的韧性提高起有效作用。但是，如果N量超过0.010％，则固溶N量增大，母材自身的韧性劣化，HAZ韧性也下降。因此，N量需要抑制在0.010％以下。N量优选0.0090％以下，更优选0.008％以下。需要说明的是，为了有效发挥上述的效果，N优选含有0.003％以上。N量更优选0.004％以上，进而优选0.005％以上。
Ti是在钢材中生成TiN等氮化物或含Ti的氧化物，从而有助于HAZ韧性提高的元素。为了发挥这样的效果，Ti需要含有0.005％以上。Ti量优选0.007％以上，更优选0.010％以上。但是，如果过剩添加，则由于Ti的固溶强化，母材自身硬化，导致HAZ韧性的下降，因此，Ti应抑制在0.10％以下。Ti量优选0.07％以下，更优选0.06％以下。
Zr是生成含Zr的复合氧化物而有助于HAZ韧性提高的元素。为了发挥这样的作用，需要含有0.0005％以上。Zr量优选0.0015％以上，更优选0.0020％以上。但是如果Zr过剩添加，则生成较多的粗大的Zr氧化物(例如，ZrO2)，HAZ韧性劣化。因此Zr量抑制在0.050％以下。Zr量优选0.04％以下，更优选0.03％以下，进而优选0.01％以下。
REM(稀土类元素)和Ca是生成各自的氧化物所必要的元素。通过含有它们的氧化物，氧化物容易细微分散，该细微分散了的氧化物成为粒内α相变的核，因此有助于HAZ韧性的提高。
REM应含有0.0003％以上，优选0.001％以上，更优选0.0020％以上。但是，如果REM过剩添加，则生成固溶REM，由于其偏析，导致母材的韧性劣化。因此，REM量应抑制在0.015％以下。REM量优选0.010％以下，更优选0.007％以下。需要说明的是，在本发明中，所谓REM，是指包括镧系元素(La到Lu这15种元素)以及Sc(钪)和Y(钇)。这些元素之中，优选含有从La、Ce以及Y所构成的组中选择的至少1种元素，更优选含有La及/或Ce。
Ca应含有0.0003％以上，优选0.0005％以上，更优选0.0008％以上，进而优选0.001％以上。但是如果Ca过剩添加，则生成粗大的Ca硫化物，母材的韧性劣化。另外，如果Ca过剩添加，则过度生成CaO，生成高CaO浓度的夹杂物，从最佳夹杂物组成范围偏离，因此作为夹杂物的粒内相变核起作用的效果减弱，HAZ韧性反而劣化。因此，Ca量抑制在0.010％以下。Ca优选0.009％以下，更优选0.008％以下，进而优选0.005％以下。
本发明的钢材含有上述元素作为必需成分，O(氧)量是0.0005～0.010％。在此，氧量表示为总氧量，意味着形成氧化物的氧与固溶于钢材中的自由氧的合计量。钢材的余量成分可以是铁以及不可避免杂质(例如，Mg、As、Se等)。
本发明的钢材，进而作为其他的元素，含有：
[1]Cu：2％以下(不含0％)及/或Ni：3.5％以下(不含0％)，
[2]Cr：3％以下(不含0％)及/或Mo：1％以下(不含0％)，
[3]Nb：0.25％以下(不含0％)及/或V：0.1％以下(不含0％)，
[4]B：0.005％以下(不含0％)，
等元素也有效。确定这样的范围的理由如下。
《[1]Cu及/或Ni》
Cu和Ni都是有助于提高钢材的强度的元素，可以各自单独添加，或者可以复合添加。
但是，如果Cu量超过2％，则母材的强度显著过高，母材的韧性反而劣化，因此，HAZ韧性也下降。因此，优选Cu量为2％以下。Cu量更优选1.8％以下，进而优选1.5％以下。需要说明的是，为了有效发挥Cu添加的作用，优选含有0.05％以上。Cu量更优选0.1％以上，进而优选0.20％以上。
如果Ni量超过3.5％，则与上述Cu同样，母材的强度显著过高，使母材的韧性劣化，因此，HAZ韧性也下降。因此，Ni量优选在3.5％以下。Ni量更优选3.0％以下，进而优选2.5％以下。需要说明的是，为了有效发挥Ni添加的作用，优选含有0.05％以上。Ni量更优选0.1％以上，进而优选0.2％以上。
《[2]Cr及/或Mo》
Cr和Mo都是有助于提高钢材强度的元素，可以各自单独添加，或者可以复合添加。
但是，如果Cr超过3％，则母材的强度显著过高，母材的韧性劣化，因此，HAZ韧性下降。因此Cr量优选3％以下。Cr量更优选2％以下，进而优选1.0％以下。需要说明的是，为了有效发挥Cr添加的作用，优选含有0.05％以上。Cr量更优选0.1％以上，进而优选0.15％以上。
Mo与Cr同样，如果超过1％，则母材的强度显著过高，使母材的韧性劣化，因此HAZ韧性下降。因此Mo量优选1％以下。Mo量更优选0.9％以下，进而优选0.8％以下。需要说明的是，为了有效发挥Mo添加的作用，优选含有0.05％以上。Mo量更优选0.1％以上，进而优选0.15％以上。
《[3]Nb及/或V》
Nb和V都是具有作为碳氮化物而析出，通过该碳氮化物的钉扎效应，防止焊接时奥氏体粒粗大化，提高HAZ韧性的作用的元素。Nb和V，可以各自单独添加，或者可以复合添加。
但是，如果Nb量超过0.25％，则析出的碳氮化物粗大化，HAZ韧性反而劣化。因此，Nb量优选0.25％以下。Nb量更优选0.2％以下，进而优选0.15％以下。需要说明的是，为了有效发挥Nb添加的作用，优选含有0.002％以上。Nb量更优选0.010％以上，进而优选0.02％以上。
V也与Nb同样，如果超过0.1％，则析出的碳氮化物粗大化，反而使HAZ韧性劣化。因此，V量优选为0.1％以下。V量更优选0.09％以下，进而优选0.08％以下。需要说明的是，为了有效发挥V添加的作用，优选含有0.002％以上。V量更优选0.005％以上，进而优选0.01％以上。
《[4]B(硼)》
B是抑制粒界铁素体的生成而使韧性提高的元素。但是，如果B量超过0.005％，则在奥氏体粒界作为BN析出，导致韧性的下降。因此，B量优选0.005％以下。B量更优选0.004％以下，进而优选0.0030％以下。需要说明的是，为了有效发挥B添加的作用，优选含有0.001％以上。B量更优选0.0015％以上。
下面，对于在制造本发明的钢材时可适合采用的制造方法进行说明。
为了制造本发明的钢材，
(1)当在将溶存氧量Qof调整为0.0003～0.01质量％的范围的熔钢中添加REM时，需要添加所述熔钢的溶存氧量Qof和REM的添加量QREM满足下述(1)式的量的REM。
2logQREM+3logQof≤-12.00···(1)
另外，在将溶存氧量Qof调整为上述范围的熔钢中添加REM、Zr、Ti、Ca以及Al时，当设REM以及Zr为a组元素，设Ti、Ca以及Al为b组元素时，各元素的添加条件还要满足下述(2)及/或下述(3)，这也很重要。
(2)对于所述a组元素，同时添加REM和Zr，或添加REM和Zr之中的一方的元素之后5分钟内添加另一方的元素。
(3)设成在所述a组元素的添加前及/或添加后添加所述b组元素，若此，则对于在所述a组元素添加前添加所述b组元素的情况，设所述b组元素之中最初的元素的添加开始时刻到所述a组元素之中最初的元素的添加开始时刻为止的时间为t1(分)，对于在所述a组元素添加后添加所述b组元素的情况，设所述a组元素之中最后的元素的添加开始时刻到所述b组元素之中最初的元素的添加开始时刻为止的时间为t2(分)，使所述t1与所述t2的合计为3分钟以上。(0≤t1，0≤t2，但是，t1以及t2不是0。)
以下，详细说明。
[(1)对于熔钢的溶存氧量与REM的添加量的关系]
上述(1)式是用于确保本发明所规定的希望的HAZ韧性而设定的，基于上述(1)式，若对应于熔钢的溶存氧量Qof而适当添加REM的添加量QREM，则可以确保希望的HAZ韧性(参照后述的实施例)。
需要说明的是，上述(1)式的左边的系数是基于下述(2)式所示的熔钢中的REM的氧化物的生成反应式的值。
2REM+3O＝REM2O3···(2)
熔钢的溶存氧量Qof与REM的添加量QREM满足上述(1)式，意味着较少地设定与REM的氧化物的生成相关的REM的添加量QREM。其结果是，生成的REM的氧化物的个数也变少，因此，结果是，认为粗大·超粗大氧化物的个数在本发明的范围内减少，确保希望的HAZ韧性。
上述Z值如果超过-12.00，则熔钢的溶存氧量Qof与REM的添加量QREM的平衡变差，REM的添加量QREM变多，生成粗大的REM的氧化物。其结果是，HAZ韧性下降。因此，使上述Z值在-12.00以下。Z值优选-12.25以下，更优选-12.50以下，进而优选-12.75以下。Z值的下限没有特别限定，但若考虑钢中的REM量等，则大概是-15左右。
需要说明的是，在上述专利文献4中，对于上述(1)式完全没有留意。因此，存在着不满足(1)式的关系，增多REM的添加量QREM使得(1)式左边的值(Z值)超过-12.00的情况。另外，在前述的专利文献5～7中，虽然记载了在调整了溶存氧量Qof的熔钢添加REM，但是，对于对应于溶存氧量Qof来决定REM的添加量QREM而添加这一点完全没有任何考虑。另外，在上述专利文献5～7中，对于并用REM和Zr以及Ca没有任何记载，因此，终究得不到像本发明所规定的那样具有HAZ韧性提高作用的含有Zr、REM以及Ca的氧化物(Zr·REM·Ca系氧化物)。
下面，对于构成上述(1)式的REM的添加量QREM与溶存氧量Qof进行说明。
首先，上述REM的添加量QREM如上所述，只要对应于溶存氧量Qo f而适当添加即可。需要说明的是，REM的添加量QREM与本发明钢材中所含的REM量相比被更多地设定。这是因为，由于铸造前添加的REM量在铸造过程等中挥发、或分散到熔渣中等原因，钢材中所含的REM量变少。
另外，熔钢的溶存氧量Qof为0.0003～0.01质量％的范围。所谓溶存氧，意味着未形成氧化物，而是在熔钢中存在的自由状态的氧。即，为了制造本发明的钢材，首先作为前提条件，将熔钢的溶存氧量Qof调整为0.0003～0.01质量％的范围。当熔钢的溶存氧量Qof不到0.0003质量％时，熔钢的溶存氧量Qof不足，因此，无法确保规定量的成为粒内α相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物，无法改善HAZ韧性。另外，如果溶存氧量Qof不足，则无法形成氧化物的Zr形成碳化物，或REM、Ca形成硫化物，因此，成为母材自身的韧性劣化的原因。因此，上述溶存氧量Qof为0.0003质量％以上。上述溶存氧量Qof优选0.001质量％以上，更优选0.0020质量％以上。
另一方面，如果上述溶存氧量Qof超过0.01质量％，则由于熔钢的溶存氧量多过，因此，熔钢中的氧与上述元素的反应变剧烈，不仅在熔炼作业上并不优选，而且生成粗大氧化物、超粗大氧化物，反而使HAZ韧性劣化。因此，上述溶存氧量Qof应抑制在0.01质量％以下。上述溶存氧量Qof优选0.008质量％以下，更优选0.007质量％以下。
但是，通过转炉或电气炉一次精炼的熔钢中的溶存氧量Qof通常超过0.01质量％。因此，在本发明的制造方法中，需要通过某种方法将熔钢的溶存氧量Qof调整到上述范围。
作为调整熔钢的溶存氧量Qof的方法，例如有使用RH式脱气精炼装置进行真空脱氧的方法，或添加Si、Mn、Ti、Al等脱氧性元素的方法等，只要适当组合这些方法来调整溶存氧量Qof即可。另外，还可以取代RH式脱气精炼装置，使用浇包加热式精炼装置或简易式熔钢处理设备等来调整溶存氧量Qof。此时，基于真空脱氧的溶存氧量Qof的调整是无法进行的，因此，在溶存氧量Qof的调整中，采用添加Si等脱氧性元素的方法即可。在采用添加Si等脱氧性元素的方法时，即便是在从转炉向浇包出钢时添加脱氧性元素也没有问题。
[(2、3)对于REM、Zr、Ti、Ca以及Al的添加顺序]
在如上所述将熔钢的溶存氧量Qof调整为上述范围后，为了使上述夹杂物I的个数比例像前述的(c-1)所规定的那样成为30％以上，重要的是REM与Zr的添加条件满足上述(2)的要件，为了使上述夹杂物II的个数比例像前述的(c-2)所规定的那样成为40％以上，重要的是REM、Zr、Ti、Ca以及Al的添加条件满足上述(3)的要件。因此，添加顺序至少满足任一方即可，但为了使上述夹杂物I的个数比例为30％以上，使上述夹杂物II的个数比例为40％以上，重要的是满足上述(2)与(3)的要件双方。
[(2)对于REM与Zr的添加顺序]
在(2)中，仅规定了a组元素(REM、Zr)的添加顺序，由此可以调整夹杂物I的个数比例。
为了使上述夹杂物I相对于全部夹杂物的个数的个数比例增加，需要对调整了溶存氧量Qof的熔钢，将REM和Zr同时、或几乎同时(5分钟以内)添加。
在分别添加REM和Zr的情况下，可以在添加REM之后添加Zr，还可以在添加Zr之后添加REM，不管哪种情况，需要使在添加REM(或Zr)之后到添加Zr(或REM)为止的间隔为5分钟以内。该间隔优选在4分钟以内，更优选在3分钟以内。
需要说明的是，出于Zr·REM·Ca系氧化物所带来的HAZ韧性的进一步提高的目的，优选还要留意b组元素(Ti、Ca、Al)的添加顺序。例如，推荐Ca在REM以及Zr之后添加。
另外，出于Ti氧化物的细微化所带来的HAZ韧性的进一步提高的目的，例如，优选在添加REM前向熔钢中添加Ti。Ti氧化物由于与Zr·REM·Ca系氧化物相比，与熔钢的界面能小，因此，通过向熔钢中在添加Zr、REM以及Ca前添加Ti，由此可使Ti氧化物细微化，结果是，能够生成有助于HAZ韧性的细微氧化物。而且在添加了Ti后，通过如上所述添加Zr、REM以及Ca，由此，可得到所希望的成为粒内α相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物。
即使在向调整了溶存氧量Qof的熔钢添加Ti后再添加REM的情况下，如后所述，只要对应于熔钢的溶存氧量Qof而以REM的添加量QREM满足上述(1)式的方式来添加REM，也可适当地控制氧化物的大小与密度。这是因为，若比REM先添加Ti，则熔钢的溶存氧与Ti结合而形成氧化物，因此减少，但Ti与REM相比更难与氧结合，且Ti氧化物与熔钢的界面能小，因此，难以形成当量圆直径超过3μm的粗大氧化物。另外，由于相比于Ti，REM以及Zr更容易与氧结合，因此，即便相比REM以及Zr而先添加Ti，也可以生成上述夹杂物。
[(3)对于a组元素(REM、Zr)与b组元素(Ti、Ca以及Al)的添加顺序]
(3)规定了a组元素与b组元素的添加条件，由此可以调整夹杂物II的个数比例。
为了使上述夹杂物II相对于全部夹杂物的个数的个数比例增加，需要适当控制对调整了溶存氧量Qof的熔钢添加的REM、Zr、Ti、Ca以及Al的添加条件。具体地说，当设REM以及Zr为a组元素，设Ti、Ca以及Al为b组元素时，需要在a组元素的添加前及/或添加后添加b组元素。即，a组元素与b组元素不同时添加，需要以带有时间差的方式来添加。
另外，需要适当控制上述a组元素与上述b组元素的添加间隔时间。即，对于在a组元素的添加前添加b组元素的情况而言，设b组元素之中最初的元素的添加开始时刻到a组元素之中最初的元素的添加开始时刻为止的时间为t1(分)，对于在a组元素添加后添加b组元素的情况而言，设a组元素之中最后的元素的添加开始时刻到b组元素之中最初的元素(在a组元素添加后最初添加的b组元素)的添加开始时刻为止的时间为t2(分)，则此时，需要使t1与t2的合计为3分钟以上。
在算出上述t1时，所谓到a组元素之中最初的元素的添加开始时刻为止的时间，意味着到添加第1个a组元素的时刻为止的时间。例如，在同时添加REM与Zr时，为到同时添加的时刻为止的时间，而在添加REM之后添加Zr时，为到添加REM(a组元素之中最初添加的元素)的时刻为止的时间。
另外，在算出上述t2时，所谓到a组元素之中最后的元素的添加开始时刻为止的时间，意味着添加所有的a组元素的最后的时刻。例如，在同时添加REM与Zr时，为同时添加的时刻，而在添加REM之后添加Zr时，意味着直到添加Zr(a组元素之中最后添加的元素)的时刻为止的时间。
在此，对于上述a组元素与上述b组元素的添加间隔时间、以及上述a组元素与b组元素的添加顺序，使用附图进行说明。图1示出在a组元素的添加前后添加b组元素时的元素的添加顺序的一例。在图1中，a1与a2表示a组元素，◆表示各个元素的添加开始时刻。另外，b1～b4表示b组元素，●表示各个元素的添加开始时刻。
在图1中，按照b1→b2→a1→a2→b3→b4的顺序添加元素，a组元素之中最先添加的元素为a1，a组元素之中最后添加的元素为a2，b组元素之中最先添加的元素为b1，添加a组元素后最先添加的b组元素为b3。上述t1由于是从b组元素之中最先的元素的添加开始时刻到a组元素之中最先的元素的添加开始时刻为止的时间，因此在图1中，从b1的添加开始时刻到a1的添加开始时刻为止的时间为t1。另外，上述t2由于是a组元素之中最后的元素的添加开始时刻到b组元素之中最先的元素的添加开始时刻为止的时间，因此在图1中，从a2的添加开始时刻到b3的添加开始时刻为止的时间为t2。
在图1中，当同时添加a组元素的情况下，同时添加a1和a2即可，此时，a组元素之中最先的元素的添加开始时刻与a组元素之中最后的元素的添加开始时刻相同。
对于上述a组元素与上述b组元素的添加间隔时间，举出具体例来更详细说明。
首先，作为第1例，对于以Al→Ti→REM→Zr→Ca的顺序添加的情况进行说明。此时，上述t1是指从Al(最先添加的b组元素)的添加开始时刻到REM(最先添加的a组元素)的添加开始时刻为止的时间，上述t2是指从Zr(最后添加的a组元素)的添加开始时刻到Ca(对于剩余的b组元素而言，最先添加的b组元素)的添加开始时刻为止的时间。
另外，作为第2例，对于以Al→Ti→REM和Zr同时→Ca的顺序添加的情况进行说明。此时，上述t1是指从Al(最先添加的b组元素)的添加开始时刻到REM与Zr的添加开始时刻为止的时间，上述t2是指从REM与Zr的添加开始时刻到Ca(对于剩余的b组元素而言，最先添加的b组元素)的添加开始时刻为止的时间。
上述t1与t2的合计在3分钟以上。通过使t1与t2的合计在3分钟以上，从而包括REM和Zr，能够生成适量的含Al、Ca、以及Ti的夹杂物。上述t1与t2的合计优选为5分钟以上，更优选为7分钟以上。t1与t2的合计的上限没有特别限定，但如果时间过长，生产率下降，因此上限大概为20分钟左右。
需要说明的是，在添加b组元素前没有添加a组元素的情况下，或者在添加b组元素后没有添加a组元素的情况下，只要将t1或t2设为0分钟来计算即可。但是，排除t1＝t2＝0的情况。
对于上述a组元素与b组元素的添加顺序，可以在添加a组元素之后添加b组元素，也可以在添加b组元素之后添加a组元素。另外，可以在添加b组元素之后添加a组元素，接着添加b组元素。当在添加a组元素的前后的双方都添加b组元素的情况下，只要在a组元素的添加前后对所有b组元素的种类以及含量进行控制即可。例如，可以在添加b组元素的一部分之后，添加a组元素，接着添加剩余的b组元素，也可以在添加a组元素的前后，将同一元素重复添加。
上述a组元素与上述b组元素在满足上述(b-2)的要件的范围内，可以分别同时添加，也可以一个一个添加。
另外，当添加上述b组元素时，只要以REM与Zr的添加条件满足上述(b-1)的要件的方式添加，就能将上述夹杂物I的个数比例控制在30％以上，可以提高HAZ韧性。
向熔钢中添加的REM、Ca、Zr、Al以及Ti的形态没有特别限定，例如，作为REM，只要添加纯La、纯Ce、纯Y等，或者添加纯Ca、纯Zr、纯Al、纯Ti、进而添加FeSi-La合金、Fe-Si-Ce合金、Fe-Si-Ca合金、Fe-Si-La-Ce合金、Fe-Ca合金、Fe-Zr合金、Fe-Ti合金、Fe-Al合金、Ni-Ca合金等即可。另外，还可以向熔钢中添加火石合金。所谓火石合金，是稀土类元素的混合物，具体地说，含有Ce40～50％左右，含有La20～40％左右。但是，由于在火石合金中大多作为杂质而含有Ca，因此，在火石合金含有Ca的情况下，需要满足本发明所规定的范围。
如此进行成分调整而得到的熔钢，按照常法连续铸造而制成板坯后，按照常法进行热轧即可。
本发明的钢材，即便在给予以1450℃保持5秒钟后、以400秒冷却时间从800℃向500℃冷却的热履历的情况(热量输入条件：1450℃×5秒，冷却时间Tc＝400秒)下，在-40℃下的吸收能量(vE-40)方面可以确保130J以上。因此，本发明的钢材例如可作为桥梁或高层建造物、船舶等的构造物的材料使用，小～中热量输入焊接自不必说，即便在热量输入量为50kJ/mm以上的大热量输入焊接中，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为3.0mm以上的厚钢板等作为对象。
以下，举出实施例对本发明进行更具体说明，但本发明原本不受下述实施例限制，在符合前述·后述的主旨的范围内可以适当施加变更来实施，这是不言而喻的，这些都包含于本发明的技术范围内。
【实施例】
使用真空熔炉(容量150kg)，以下述表1、表2所示的条件，熔炼下述表3、表4所示的成分组成(质量％)的供试钢(余量为铁以及不可避杂质)，铸造为150k g的锭坯后冷却。之后，进行加热、轧制，制造厚钢板。需要说明的是，确认了在下述表3、表4所示的供试钢之中，满足本发明规定的要件的供试钢的总氧量在0.0005～0.010％的范围。
当用真空熔炉熔炼上述供试钢时，对于Ti、Zr、REM以及Ca以外的元素进行成分调整，并且使用从C、Si、Mn、以及Al中选择的至少1种元素进行脱氧，调整熔钢的溶存氧量Qof。调整后的溶存氧量Qof在下述表1所示。
在调整了溶存氧量Qof的熔钢中，添加Ti后，添加Zr以及REM，然后添加Ca、或Ca以及Al。Zr以及REM的添加顺序在下述表1、表2所示。此时，在添加REM后添加Zr，或者在添加Zr后添加REM的情况下，在添加一方元素后添加另一方元素为止所需的时间(添加间隔时间)在下述表1、表2示出。a组元素(REM以及Zr)与b组元素(Ti、Ca以及Al)的添加间隔时间的总和(t1+t2)在下述表1、表2示出。
另外，设REM的添加量为QREM，其值在下述表1、表2示出。进而，将上述溶存氧量Qof与REM的添加量QREM的值代入下述(1)’式而算出的Z值一并表示在下述表1、表2中。
Z＝2logQREM+3logQof···(1)’
需要说明的是，Ti是Fe-Ti合金的形态，Zr是Fe-Zr合金的形态，REM是含约25％的La与约50％的Ce的火石合金的形态，Ca是Ni-Ca合金的形态，Al是纯Al的形态，分别添加。但是，下述表3的No.12、下述表4的No.39、41并不是火石合金的形态，而是仅添加Ce。
在添加了上述元素后，铸造成锭坯并冷却。对得到的锭坯进行热轧，制造厚度为30～80mm的厚钢板。从得到的厚钢板的t/4(其中，t为钢板的厚度)位置处的横剖面切出样本，对该样本所含的全部氧化物系夹杂物的成分组成进行测定，作为单独氧化物进行质量换算而算出氧化物的平均组成。
全部氧化物系夹杂物的成分组成按照下述顺序测定。使用日本电子datum公司制的电子线微探针X线分析计(EPMA；“JXA-8500F(装置名)”)观察切出的样本表面，对于当量圆直径在0.1μm以上的夹杂物进行成分组成的定量分析。观察条件是：加速电压20kV，试料电流0.01μA，设分析个数在100个以上，通过特性X线的波长分散分光对夹杂物的在中央部的成分组成进行定量分析。分析对象元素为Si、Mn、S、Al、Ti、Zr、La、Ce、Ca、以及O(氧)，使用已知物质，将各元素的X线强度与元素浓度的关系预先则检量线而求出，从作为分析对象的上述夹杂物得到的X线强度和上述检量线，对该夹杂物所含的元素量进行定量。
得到的定量结果之中，氧含量为5质量％以上的夹杂物作为氧化物。此时，当从一个夹杂物观测多个元素时，从表示这些元素的存在的X线强度的比，质量换算为各元素的单独氧化物，算出氧化物的组成。在本发明中，如此作为单独氧化物而进行质量换算，将平均的结果作为氧化物的平均组成。在氧化物之中，ZrO2、REM的氧化物以及CaO的平均组成在下述表5、表6示出。需要说明的是，REM的氧化物如果将金属元素以M表示，则在钢材中以M2O3、M3O5或MO2的形态存在，将所有的氧化物换算为M2O3而算出组成。另外，下述表5、表6所示的所谓“其他”，是ZrO2、REM的氧化物以及CaO以外的氧化物(例如，Al2O3、MnO、SiO2等)。
接着，对于定量了的夹杂物通过SEM观察测定当量圆直径，测定当量圆直径(粒径)在0.1～2.0μm的夹杂物的个数。下述表5、表6示出将测定结果换算为观察视野面积每1mm2的个数。
另外，得到的定量结果之中，通过SEM观察来测定氧含量在5质量％以上的氧化物的当量圆直径，测定当量圆直径(粒径)超过3μm的氧化物的个数与当量圆直径(粒径)超过5μm的氧化物的个数。下述表5、表6示出将氧化物的个数换算为观察视野面积每1mm2的值。
图2表示上述Z值与当量圆直径超过3μm的氧化物的观察视野面积每1mm2中的个数之间的关系。图2是为了表示在下述表5、表6所示的No.1～32的结果(图2的○)与No.35～40、53、54、61的结果(图2的●)之中Z值的临界的意义，而将Z值处于-12.50～-11.50的范围者标绘出的图。
从图2明确可知，只要以对应于熔钢的溶存氧量Qof而满足上述(1)式的方式添加REM，可抑制当量圆直径超过3μm的氧化物的生成。
接着，对于定量了的夹杂物之中含有REM以及Zr的夹杂物，算出REM与Zr的摩尔比，相对于全部夹杂物的个数，算出REM/Zr比满足0.6～1.4的范围的含REM以及Zr夹杂物I的个数比例(夹杂物I的个数比例)，将结果表示于下述表5、表6。对于定量了的夹杂物之中含有REM、Zr、Ti、Ca以及Al的夹杂物，算出REM和Zr的合计摩尔数与Al、Ca和Ti的合计摩尔数之比[(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)]，相对于全部夹杂物的个数，算出(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)比满足0.5～1.2的范围的含REM、Zr、Al、Ca、以及Ti夹杂物II的个数比例(夹杂物II的个数比例)，将结果表示于下述表5、表6。
接着，为了评价焊接时受到热影响的HAZ的韧性，模拟大热量输入焊接而进行下述焊接再现试验。在焊接再现试验中，从厚钢板的t/4位置(其中，t是板厚)切出的样本被给予如下热循环：加热达到1450℃，以该温度保持5秒钟后，冷却。冷却速度调整成从800℃到500℃的冷却时间为400秒(热量输入条件：1450℃×5秒，冷却时间Tc＝400秒)。
从给予了上述热循环后的样本在轧制方向上采取三片V凹槽夏氏试验片，按照JISZ2242进行冲击试验，评价冷却后的样本的冲击特性。在冲击试验中，测定-40℃下的吸收能量(vE-40)，算出三次的平均值。在本发明中，以vE-40的平均值在130J以上者为合格(HAZ韧性良好)。测定结果表示在下述表5、表6。
从下述表1～表6可以如下这样考察。No.1～32是满足本发明所规定的要件的例子，在测定钢材所含的全部氧化物系夹杂物的组成而质量换算为单独氧化物时，调整成含有规定量ZrO2、REM的氧化物以及CaO，并且抑制当量圆直径超过3μm的氧化物与当量圆直径超过5μm的氧化物的生成，且生成很多当量圆直径在0.1～2μm的夹杂物，进而相对于全部夹杂物的个数而言，上述夹杂物I的个数比例在30％以上，及/或上述夹杂物II的个数比例在40％以上，因此，可得到HAZ韧性良好的钢材。另外，还读出Si含量越高，HAZ韧性越良好的倾向。
另一方面，No.33～64是偏离本发明所规定的任一个要件的例子。其中，No.33、51、52、55～58、62、64在从添加REM后到添加Zr为止的时间方面，不满足本发明所规定的要件，No.34、60在从添加Zr后到添加REM为止的时间方面，不满足本发明所规定的要件，因此，上述夹杂物I的个数比例低于30％。因此，HAZ韧性劣化。
No.35～40、53、54、61由于熔钢的溶存氧量Qof与REM的添加量QREM的平衡不满足上述(1)式，因此，生成很多当量圆直径超过3μm的氧化物(尤其，当量圆直径超过3μm、5μm以下的氧化物)。因此HAZ韧性劣化。No.41由于测定钢材所含的全部氧化物系夹杂物的组成并质量换算为单独氧化物时的REM的氧化物量低于本发明所规定的范围，因此，焊接时成为粒内α相变的核的氧化物量不足，HAZ韧性劣化。
No.42和No.59由于钢材所含的REM量多，测定钢材所含的全部氧化物系夹杂物的组成而质量换算为单独氧化物时的REM的氧化物量超过本发明所规定的范围，因此，氧化物粗大化，作为粒内α相变的核起作用的细微氧化物的个数变少，未发挥HAZ韧性提高作用。No.43由于钢材所含的Zr量过少，因此ZrO2占全部氧化物系夹杂物的组成的量变少，成为粒内α相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物量变少。因此，HAZ韧性劣化。No.44与No.63由于钢材所含的Zr量过多，因此，ZrO2占全部氧化物的组成的量变多。因此，焊接时成为粒内α相变的核的氧化物量不足，不能得到细微组织，HAZ韧性劣化。
No.45由于钢材所含的Ca量过多，所以在全部氧化物系夹杂物的组成中所占的CaO量变多。因此，焊接时成为粒内α相变的核的氧化物量不足，不能得到细微组织，HAZ韧性劣化。No.46由于钢材所含的Ca量过少，因此未生成CaO量。因此，成为粒内α相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物量变少，HAZ韧性劣化。No.47由于钢材所含的Ti量过多，因此因Ti的固溶而固溶强化母材，因此结果HAZ韧性劣化。No.48由于钢材所含的Ti量过少，因此，无法确保成为粒内α相变的核的当量圆直径在0.1～2μm的夹杂物的生成量。因此HAZ韧性劣化。No.49由于钢材所含的Al量过多，因此生成很多当量圆直径超过3μm的粗大氧化物，HAZ韧性劣化。No.50是钢材所含的N量过多的例子，认为钢材所含的固溶N量过剩，HAZ韧性劣化。
下面，图3表示当量圆直径超过3μm的氧化物的在观察视野面积每1mm2中的个数与-40℃下的吸收能量(vE-40)之间的关系。在图3中，以○表示下述表5、表6所示的No.1～32的结果，以●表示No.35～40、49、53、54、61(比较例之中超过5.0个的例子)的结果。
从图3明确可知，当量圆直径超过3μm的氧化物的在观察视野面积每1mm2中的个数如果在5.0个以下，则即便是在以1450℃加热保持5秒钟的情况下，也显示出良好的HAZ韧性。
下面，摘取下述表5所示的No.2与下述表6所示的No.33进行考察。这些钢材，除了上述夹杂物I相对于全部夹杂物的个数的个数比例不同以外，其他几乎相同(上述夹杂物II相对于全部夹杂物的个数的个数比例都低于40％)。上述夹杂物I的个数比例相对于全部夹杂物的个数低于30％的情况下(No.33)，vE-40不到130J，相对于此，当其相对于全部夹杂物的个数在30％以上的情况下(No.2)，vE-40成为130J以上，可知能够改善HAZ韧性。另外，同样的结果，在下述表5所示的No.23与下述表6所示的No.62中也可得到。即，上述夹杂物I的个数比例相对于全部夹杂物的个数为30％以上的情况(No.23)下，vE-40为130J以上，可以改善HAZ韧性。
接着，摘取下述表5、表6所示的No.17和No.51进行考察。这些钢材，除了上述夹杂物II相对于全部夹杂物的个数的个数比例不同以外，其他几乎相同(上述夹杂物I相对于全部夹杂物的个数的个数比例都低于30％)。上述夹杂物II的个数比例相对于全部夹杂物的个数低于40％的情况下(No.51)，vE-40不到130J，相对于此，在其相对于全部夹杂物的个数为40％以上的情况下(No.17)，vE-40为130J以上，可知能够改善HAZ韧性。另外，同样的结果，对于下述表5所示的No.26和下述表6所示的No.64也可得到。即，上述夹杂物II的个数比例相对于全部夹杂物的个数在40％以上的情况下(No.26)，vE-40为130J以上，可以改善HAZ韧性。
【表1】
【表2】
【表3】
【表4】
【表5】
【表6】
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但只要不脱离本发明的精神与范围就可以施加各种变更或修正，这对于本领域技术人员而言是明确的。
本申请基于2011年1月18日申请的日本专利申请(特愿2011-008258)、2011年9月21日申请的日本专利申请(特愿2011-206542)，其内容作为参照引入于此。
工业实用性
本发明的钢材即使在进行大热量输入焊接法的情况下，HAZ韧性也优越，可用于桥梁或高层建造物、船舶等。

Claims (3)

1.一种焊接热影响部的韧性优越的钢材，其含有：
C：0.02～0.15％，是质量％的意思，对于以下成分相同，
Si：0.5％以下且不含0％，
Mn：2.5％以下且不含0％，
P：0.03％以下且不含0％，
S：0.02％以下且不含0％，
Al：0.050％以下且不含0％，
N：0.010％以下且不含0％，
Ti：0.005～0.10％，
Zr：0.0005～0.050％，
REM：0.0003～0.015％，
Ca：0.0003～0.010％，以及
O：0.0005～0.010％，
余量由铁以及不可避杂质构成，
其特征在于，
(a)测定所述钢材所含的全部氧化物系夹杂物的组成并质量换算为单独氧化物时，以平均组成计算，满足：
ZrO2：5～50％，
REM的氧化物：5～50％，其中当REM由M记号表示时为M2O3，以及
CaO：50％以下且不含0％，且，
(b)所述钢材所含的全部夹杂物之中，
当量圆直径在0.1～2μm的夹杂物在观察视野面积每1mm2中为120个以上，
当量圆直径超过3μm的氧化物在观察视野面积每1mm2中为5.0个以下，
当量圆直径超过5μm的氧化物在观察视野面积每1mm2中为5.0个以下，
(c-1)在测定所述钢材所含的全部夹杂物的组成时，相对于全部夹杂物的个数而言，REM与Zr的摩尔比即REM/Zr满足0.6～1.4的含REM以及Zr夹杂物I的个数比例为30％以上，及/或
(c-2)在测定所述钢材所含的全部夹杂物的组成时，相对于全部夹杂物的个数而言，REM和Zr的合计摩尔数与Al、Ca和Ti的合计摩尔数之比[(REM+Zr)/(Al+Ca+Ti)]满足0.5～1.2的含REM、Zr、Al、Ca、以及Ti夹杂物II的个数比例为40％以上。
2.如权利要求1所述的钢材，其进一步含有下述(a)至(d)组中的至少一组：
(a)Cu：2％以下且不含0％、及/或
Ni：3.5％以下且不含0％；
(b)Cr：3％以下且不含0％、及/或
Mo：1％以下且不含0％；
(c)Nb：0.25％以下且不含0％、及/或
V：0.1％以下且不含0％；
(d)B：0.005％以下且不含0％。
3.一种焊接热影响部的韧性优越的钢材的制造方法，其是制造权利要求1或2所述的钢材的方法，其特征在于，
当向将溶存氧量Qof调整到0.0003～0.01质量％的范围的熔钢添加REM时，添加所述熔钢的溶存氧量Qof与REM的添加量QREM满足下述(1)式的量的REM，并且
当向将溶存氧量Qof调整到上述范围的熔钢中添加REM、Zr、Ti、Ca以及Al时，在设REM以及Zr为a组元素，设Ti、Ca以及Al为b组元素时，各元素的添加条件满足下述(2)及/或下述(3)
2logQREM+3logQof≤-12.00···(1)，
(2)对于所述a组元素，同时添加REM和Zr，或在添加REM和Zr之中一方的元素后，在5分钟以内添加另一方的元素，
(3)设成在所述a组元素的添加前及/或添加后添加所述b组元素，对于在所述a组元素添加前添加所述b组元素的情况，设所述b组元素之中最初的元素的添加开始时刻到所述a组元素之中最初的元素的添加开始时刻为止的时间为t1，单位为分，对于在所述a组元素添加后添加所述b组元素的情况，设所述a组元素之中最后的元素的添加开始时刻到所述b组元素之中最初的元素的添加开始时刻为止的时间为t2，单位为分，使所述t1与所述t2的合计为3分钟以上，其中，0＜t1，0＜t2。
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