CN104411849A - 焊接热影响部的韧性优异的钢材 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种即使进行线能量为60kJ/mm以上的大线能量焊接时，HAZ韧性也优异的钢材。本发明的钢材，(a)包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，(b)所述钢材中所含的全部夹杂物之中，以当量圆直径计为0.1～2μm的夹杂物在观察视野面积每1mm2中为120个以上，以当量圆直径计大于3μm的氧化物在观察视野面积每1mm2中为5.0个以下，并且(c)所述钢材中所含的夹杂物的成分组成，满足下式(1)的关系。(Insol.Ti-3.4×Insol.N)/Insol.Al＝1.0～8...(1)。

Description

焊接热影响部的韧性优异的钢材
技术领域
本发明涉及桥梁、高层建筑物和船舶等所使用的钢材，特别是涉及焊接时受到热影响的部位(以下，称为“焊接热影响部”或“HAZ”。)的韧性优异的钢材。
背景技术
桥梁、高层建筑物和船舶等所使用的钢材要求的特性，近年来日益严格，要求有格外良好的韧性。这些钢材一般多通过焊接接合，但焊接接头部之中，特别是HAZ在焊接时受到热影响而有韧性容易劣化的问题。焊接时的线能量越大，该韧性劣化呈现得越显著。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的韧性，认为最好极力抑制焊接时的线能量。但是另一方面，在提高焊接作业效率上，例如希望采用气电立焊、电渣焊、埋弧焊等焊接线能量在50kJ/mm以上的大线能量焊接法。
因此本申请人在专利文献1～3中，提出可抑制在采用大线能量焊接法时的HAZ韧性劣化的钢材。这些钢材具有的特征在于，作为构成晶内铁素体相变的核的氧化物，含有REM的氧化物和CaO中的至少一种，以及ZrO2。上述氧化物因为在钢液中以液状存在，所以微细分散在钢中。而且上述氧化物热稳定，例如，即使长时间曝露在1400℃水平的高温下也不会固溶而消失，因此大大有助于HAZ韧性的提高。
另外，本申请人为了对于专利文献1所公开的、利用构成晶内铁素体相变的核的氧化物这一技术进行改良，提供即使以更大线能量进行焊接，HAZ韧性也不会劣化的钢材而进行反复研究，提出了专利文献4的技术。在专利文献4中公开了如下内容，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大于5.0μm的粗大的氧化物减少到5个以下，则能够取得即使进行线能量大致为50kJ/mm左右的大线能量焊接，HAZ韧性也优异的钢材。
现有技术文献
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
发明所要解决的课题
根据上述专利文献4，因为粗大的氧化物的个数得到显著抑制，所以，即使以比上述专利文献1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。即在上述专利文献1中，施加以1400℃的加热温度保持5秒后再以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(vE-40)。另一方面，在上述专利文献4中，与上述同样，测定在施加1400℃的保持时间延长达30秒的热循环(线能量条件：1400℃×30秒，冷却时间Tc＝300秒)时的吸收能，确认到在这种情况下，仍能够取得良好的HAZ韧性。但是，因为焊接线能量近年来越发变大，因此要求进行更大线能量的焊接时的HAZ韧性提高。
发明内容
本发明是着眼于上述这样的情况而完成的，其目的在于，提供一种即使进行线能量为60kJ/mm以上的大线能量焊接时，HAZ韧性也优异的钢材。
用于解决课题的手段
能够解决上述课题的本发明的焊接热影响部的韧性优异的钢材含有C：0.02～0.15％(表示质量％。以下涉及成分均同。)、Si：0.5％以下、Mn：2.5％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.050％以下、Ti：0.005～0.10％、REM：0.0003～0.015％、Ca：0.0003～0.010％、Zr：0.0010～0.050％、N：0.010％以下、O：0.0005～0.010％，余量由铁和不可避免的杂质构成。而且，具有如下要点：
(a)所述钢材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物；
(b)所述钢材中所含的全部夹杂物之中，以当量圆直径计为0.1～2μm的夹杂物在观察视野面积每1mm2中有120个以上，以当量圆直径计大于3μm的氧化物在观察视野面积每1mm2中有5.0个以下；并且，
(c)所述钢材中所含的当量圆直径为0.1～2μm的夹杂物的成分组成满足下式(1)的关系。
(Insol.Ti-3.4×Insol.N)/Insol.Al＝1.0～8...(1)
上述(b)所规定的夹杂物的个数密度是以电子探针X射线微分析仪(EPMA；Electron Probe X-ray Micro Analyzer)观察而求得的值。
另外，在上述式(1)中，设Ti、N和Al为元素X时，Insol.X是通过如下方式计算出的值，即，使用网眼0.1μm或网眼2.0μm的过滤器分别过滤电解萃取钢材之后的电解液，通过电感耦合等离子体发光分析法(ICP发光分析法)，定量残留在过滤器上的萃取残渣中的元素Ti、Al量，通过靛酚蓝吸光光度法定量元素N量，由残留在网眼0.1μm的过滤器上的萃取残渣中的元素X量Insol.X0.1减去残留在网眼2.0μm的过滤器上的萃取残渣中的元素X量Insol.X2.0，所计算出的便是Insol.X。
所述钢材中也可以还含有如下等元素作为其他元素：
[1]选自Cu：2％以下、Ni：3.5％以下、Cr：3％以下、和Mo：1％以下中的至少一种的元素；
[2]Nb：0.25％以下和V：0.1％以下中的至少一种；
[3]B：0.005％以下。
发明效果
根据本发明，构成晶内α相变(α表示铁素体或铁素体和贝氏体的混合组织。下同)的核的氧化物(含有Zr、REM和Ca的氧化物)生成，而且存在于钢材中的夹杂物和氧化物的大小和个数(即，粒度分布)也得到适当控制。因此，能够提供线能量为60kJ/mm以上的大线能量焊接时的HAZ韧性优异的钢材。即，本发明的钢材，特别是不仅对于HAZ韧性提高有用的当量圆直径为0.1～2μm的微细的夹杂物存在规定量以上，而且对HAZ韧性提高带来不利影响的当量圆直径大于3μm的粗大的氧化物的个数也被有意地抑制，因此HAZ韧性优异。而且根据本发明，因为适当地控制上述微细的夹杂物中包含的Ti氧化物与Al氧化物的组成比，所以，即使以比上述专利文献4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。
具体实施方式
本发明人在提出上述专利文献4后，为了再提供更高水平的大线能量焊接时的HAZ韧性优异的钢材而进行研究。其结果发现，为了提供在比上述专利文献4更大的线能量的条件下，即施加“以1400℃的加热温度保持60秒后，以450秒冷却800℃至500℃的温度热循环”(线能量条件：1400℃×60秒，冷却时间Tc＝450秒)时，HAZ韧性仍优异的钢材，如上述专利文献4这样，仅仅将当量圆直径大于5.0μm的氧化物减少至5个以下并不充分，减少包括上述专利文献4在内的以往完全未被关注到的当量圆直径(以下，有仅简述为粒径的情况)大于3μm的氧化物的个数极其重要，以及当量圆直径为0.1～2μm的微细的夹杂物中所包含的Ti氧化物与Al氧化物的组成比很重要，从而完成了本发明。
如此本发明的特征部分在于，
(A)使对于HAZ韧性提高有用的当量圆直径0.1～2μm的微细的夹杂物的个数增大(120个/mm2以上)；并且
(B)使对于HAZ韧性提高带来不利影响的当量圆直径大于3μm的氧化物的个数减少(5.0个/mm2以下)；此外，
(C)使上述当量圆直径为0.1～2μm的微细的夹杂物中所包含的Ti氧化物与Al氧化物的组成比处于规定的范围(作为具体的测定手段，是通过电解萃取法计算的值满足上述式(1))，由此，即使以比上述专利文献4更大的线能量进行焊接，也能够改善HAZ韧性。
即，如果说到与上述专利文献4的关系，则除了上述(A)以外，规定上述(B)和上述(C)的方面存在本发明的特征部分。如上述(C)所规定的那样，如果在上述微细的夹杂物中适当控制Ti氧化物与Al氧化物的组成比，则该夹杂物的熔点降低，因此在大线能量焊接时夹杂物液相化，构成晶内α相变的核的夹杂物容易形成，可判明HAZ韧性提高。
还有，以EPMA高精度地测定上述微细的夹杂物中的Ti氧化物与Al氧化物的组成比，如后述有困难，因此在本发明中，组合电解萃取法和ICP发光分析法和靛酚蓝吸光光度法进行测定。因此在上述(C)中，规定通过网眼2.0μm的过滤器但未通过网眼0.1μm的过滤器而残留的萃取残渣中所含的Ti氧化物与Al氧化物的组成比。因此本发明的特征部分在于，规定当量圆直径为0.1～2μm的夹杂物的个数密度(上述(A))和该夹杂物所包含的Ti氧化物与Al氧化物的组成比(上述(C))。
另外，在上述专利文献4中，控制以当量圆直径计大于5.0μm的氧化物的个数，相对于此，在本发明中，如上述(B)所规定的那样，通过控制以当量圆直径计大于3μm的氧化物的个数，能够进一步提高HAZ韧性。根据本发明人的研究结果可知，为了实现良好的HAZ韧性，如果控制上述微细的夹杂物中所含的Ti氧化物与Al氧化物的组成比，则不用像上述专利文献4那样，需要着眼于以当量圆直径计大于3μm且5μm以下的氧化物并特别加以控制，而只要控制以当量圆直径计大于3μm的氧化物的个数即可。
在本说明书中，为了区别构成晶内α相变的核的氧化物(即，含有Zr、REM和Ca的氧化物)与钢材中所含的全部的氧化物，出于说明的方便，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”。还有，氧化物其意思是，除了只由氧化物构成的单独氧化物以外，也包含氧化物与氧化物以外的夹杂物(例如，硫化物、氮化物、碳化物、或其复合化合物)复合的复合氧化物。
另外，有时将构成上述的Zr·REM·Ca系氧化物的必须成分(Zr、REM和Ca)特别称为“晶内α相变核生成元素”。
另外，在本发明的钢材中，除了上述的氧化物以外，也包括硫化物、氮化物或碳化物等非氧化物，或其复合化合物等，但在本说明书中，将钢材中所含的氧化物、硫化物、氮化物、碳化物、或其复合化合物等统称为“全部夹杂物”。在本说明书中，钢材所包含的全部夹杂物之中，当量圆直径为0.1～2μm的夹杂物称为“微细的夹杂物”。
另外，在本说明书中，钢材所包含的全部氧化物之中，有时将当量圆直径为0.1～2μm的氧化物称为“微细的氧化物”，当量圆直径大于3μm的氧化物称为“粗大的氧化物”，从而将其加以区别。还有，在上述专利文献4中，将以当量圆直径计大于5μm的氧化物定义为“粗大的氧化物”，但在本说明书中，将以当量圆直径计大于3μm的氧化物作为“粗大的氧化物”。
在本说明书中所谓“大线能量焊接的HAZ韧性优异的钢材”，意思是对于钢材施加以1400℃保持60秒后再以450秒冷却800℃至500℃的温度的热循环(热过程)时，-40℃下的吸收能(vE-40)满足100J以上。该热过程相当于进行线能量为60kJ/mm以上的大线能量焊接时所经受的热过程。有时将上述热过程特称为“大线能量热过程”。该热循环施加的线能量比上述专利文献4所述的热循环带来的线能量(50kJ/mm左右)高，这意味着本发明的“大线能量焊接”与上述专利文献4所述的“大线能量焊接”的线能量水平不同。上述vE-40越大越好，优选vE-40在130J以上。
以下，对于构成本发明的上述(a)～(c)的要件详细加以说明。
(a)关于Zr·REM·Ca系氧化物
首先，对于作为晶内α相变的起点的Zr·REM·Ca系氧化物进行说明。上述Zr·REM·Ca系氧化物的意思是包含Zr的氧化物、REM的氧化物和Ca的氧化物的全部。
上述Zr·REM·Ca系氧化物的一部分，可以作为单独含有晶内α相变核生成元素的单独氧化物存在，也可以作为含有两种以上的晶内α相变核生成元素的复合氧化物存在。作为单独氧化物的例子，Zr可例示ZrO2；Ca可例示CaO；以“M”符号表示REM时，REM可例示M2O3、M3O5、MO2等。另外，这些氧化物可以相互凝集存在，也可以按照在上述氧化物中复合析出有硫化物、氮化物等其他的化合物的形态存在。
上述Zr·REM·Ca系氧化物需要含有Ti氧化物和Al氧化物。通过使当量圆直径为0.1～2μm的微细的Zr·REM·Ca系氧化物中含有Ti氧化物和Al氧化物，晶内α相变得到促进，将使HAZ韧性的提高进一步上升。关于上述微细的Zr·REM·Ca系氧化物中包含的Ti氧化物与Al氧化物的组成比的详情后述。
上述Ti氧化物的一部分也可以作为单独氧化物(例如，Ti2O3、Ti3O5、TiO2)存在。另外，上述Al氧化物的一部分也可以作为单独氧化物(例如，Al2O3)存在。
(b)关于全部夹杂物的粒度分布
其次，对于赋予本发明以特征的全部夹杂物的个数和大小进行说明。本发明的钢材在以EPMA观察时，
(i)以当量圆直径计为0.1～2μm的微细的夹杂物在观察视野面积每1mm2中为120个以上，
(ii)以当量圆直径计大于3μm的粗大的氧化物在观察视野面积每1mm2中为5.0个以下。
在本发明的钢材中，控制以当量圆直径计大于3μm的氧化物的个数，而不需要像上述专利文献4所规定的那样，区别控制以当量圆直径计大于3μm的氧化物和以当量圆直径计大于5μm的氧化物。这是由于在本发明的钢材中，适当控制了上述微细的夹杂物中包含的Ti氧化物与Al氧化物的组成比。
在本发明的钢材中，如上述(ii)所规定的那样，上述当量圆直径大于3μm的粗大的氧化物的个数在观察视野面积每1mm2中需要为5.0个以下。其个数越少越好，优选每1mm2为3个以下，更优选每1mm2为1个以下，最优选每1mm2实质上为0个。
还有，对于上述以当量圆直径计大于3μm的粗大的氧化物的个数而言，以例如EPMA观察钢材的截面，对于观察视野内中确认到的夹杂物的成分组成进行定量分析，以氧含量为5质量％以上的夹杂物作为氧化物，以例如透射型电子显微镜(TEM)，观察测定该氧化物的当量圆直径并求得即可。
另一方面，在本发明的钢材中，如上述(i)规定的那样，需要上述当量圆直径0.1～2μm的微细的夹杂物的个数在观察视野面积每1mm2中为120个以上。通过使上述微细的夹杂物生成规定量以上，构成晶内α相变的核的氧化物增加，因此能够使HAZ韧性提高。上述微细的夹杂物的个数优选每1mm2中为200个以上，更优选每1mm2中为500个以上，进一步优选每1mm2中为1000个以上。
还有，对于以上述当量圆直径计0.1～2μm的微细的夹杂物的个数而言，例如通过TEM观察测定钢材的截面而求得即可。还有，在本发明的钢材中，以当量圆直径计低于0.1μm的夹杂物在夹杂物分散带来的HAZ韧性提高作用上几乎没有帮助，因此不包括在上述夹杂物的个数中。
上述所谓“当量圆直径”是与上述夹杂物(氧化物的情况表示氧化物)的面积等同而假定的圆的直径，可在TEM观察面上确认。
(c)微细的夹杂物中的Ti氧化物与Al氧化物的组成比
本发明的钢材在以下方面具有最明显的特征：关于有助于HAZ韧性的提高的当量圆直径为0.1～2μm的微细的夹杂物，以使Ti氧化物与Al氧化物的组成比满足规定的范围的方式含有。即，如果将构成晶内α相变的核的微细的Zr·REM·Ca系氧化物所含的Ti氧化物与Al氧化物控制在规定的范围内，则在进行大线能量焊接时的HAZ中，Zr·REM·Ca系氧化物的一部分液相化，该液状物在其后的冷却过程中，成为作为晶内α相变的核有效发挥作用的结晶结构而结晶化。因此，晶内α与作为母相的奥氏体(γ)的界面能降低，并且晶内α与Zr·REM·Ca系氧化物的界面能也进一步变低，晶内α相变越发促进。其结果是，钢材的HAZ韧性提高。
上述当量圆直径为0.1～2μm的微细的夹杂物的Ti氧化物与Al氧化物的组成比，通过组合电解萃取法、ICP发光分析法及靛酚蓝吸光光度法测定。具体来说，本发明的钢材需要满足下式(1)的关系。
(Insol.Ti-3.4×Insol.N)/Insol.Al＝1.0～8...(1)
上述Insol.Ti、Insol.N和Insol.Al表示钢材中包含的化合物型的Ti、N、Al的各浓度，是按以下步骤计算的值。即，对于钢材进行电解萃取，使用网眼0.1μm或网眼2.0μm的过滤器分别过滤萃取后的电解液，分别回收残留在过滤器上的萃取残渣。接着，在萃取残渣所含的Ti、N和Al量(以下，由X代表这些元素)之中，通过ICP发光分析法定量元素Ti和Al量，通过靛酚蓝吸光光度法定量元素N量，设残留在网眼0.1μm的过滤器上的萃取残渣所含的元素X量为Insol.X0.1，设残留在网眼2.0μm的过滤器上的萃取残渣所含的元素X量为Insol.X2.0，由Insol.X0.1减去Insol.X2.0，由此计算Insol.X(参照下式)。
Insol.X＝Insol.X0.1-Insol.X2.0
即，上述式(1)中，Insol.Ti、Insol.N和Insol.Al，表示通过网眼2.0μm过滤器而未通过网眼0.1μm的夹杂物所含的Ti、N和Al量。而且在本发明中，如此测定的值分别视为上述当量圆直径0.1～2μm的微细的夹杂物中所含的Ti、N和Al量。
在本发明中，规定钢材中的当量圆直径为0.1～2μm的微细的夹杂物中所含的Ti、N和Al量的关系是重要的，这样微细的夹杂物对于HAZ韧性的提高有效地发挥作用。另一方面，当量圆直径大于2μm(特别是当量圆直径大于3μm)的夹杂物成为脆性断裂的起点，反倒使HAZ韧性劣化。
上述“Insol.Ti-3.4×Insol.N”意思是在上述电解萃取残渣中，作为Ti氧化物而含有的Ti量。
即，上述Insol.Ti意思是在钢材中作为化合物存在的化合物型的Ti量，Ti作为Ti氧化物(例如，TiO2)、Ti氮化物(TiN)、或其复合化合物(例如，氮氧化物等)存在。还有，作为以化合物存在的Ti，除上述以外，还可列举碳化物等，但因为残留在网眼0.1μm的过滤器上的这种粒径大于0.1μm的Ti碳化物几乎不存在，所以Insol.Ti中不包括来自Ti碳化物的Ti量。
另一方面，上述Insol.N意思是在钢材中作为化合物存在的化合物型的N量，N作为氮化物存在。作为氮化物，可列举TiN、ZrN、BN和AlN等，但上述Insol.N意思是实质上构成TiN的N量。ZrN、BN或AlN因为几乎不会生长至残留在网眼0.1μm的过滤器上这样的大小，所以上述Insol.N中不包括来自ZrN、BN或AlN的N量。
而且，因为Ti的原子量是47.88，N的原子量是14.01，所以Ti的原子量与N的原子量的比大致为3.4。因此通过计算3.4×Insol.N，能够求得形成TiN的Ti量。另外，通过从Insol.Ti减去形成TiN的Ti量(3.4×Insol.N)，能够求得在钢材中作为Ti氧化物存在的Ti量。
上述Insol.Al意思是在钢材中作为化合物存在的Al量，实质上意味着构成Al氧化物(Al2O3所代表的Al化合物)的Al量。Al除了氧化物以外，也有作为氮化物等存在的可能性，但如上述，因为几乎没有生长至残留在网眼0.1μm的过滤器上这样大小的Al氮化物，所以Insol.Al中不包括来自Al氮化物的Al量。
于是，上述式(1)表示通过网眼2.0μm过滤器而未通过网眼0.1μm的萃取残渣(即，相当于以当量圆直径计为0.1～2μm的夹杂物)所含的Ti氧化物与Al氧化物的组成比(质量标准)，只表示对HAZ韧性的提高有效的夹杂物的组成。
规定上述式(1)的意义由后述的实施例证实。即，下述表1、表2所示的No.32和33，是成分组成大体上等同的钢材，但No.32因为上述式(1)的值被控制在1.0～8的范围，所以HAZ韧性良好。相对于此，No.33因为上述式(1)的值低于1.0，所以不能改善HAZ韧性。
另外，比较下述表1、表2所示的No.4、16、29，也能够进行同样的考察。即，虽然它们是成分组成大体等同的钢材，但No.4和16因为上述式(1)的值被控制在1.0～8的范围，所以HAZ韧性良好。相对于此，No.29因为上述式(1)的值低于1.0，所以不能改善HAZ韧性。
作为上述电解液，可以使用通过电解而溶解钢材的母相(基体)的溶液，例如，能够使用10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵的甲醇溶液等。
电解条件采用能够溶解钢材的母相的条件即可，例如，优选电流密度为100～200A/m2。
在本发明中，如上所述，通过电解萃取法回收钢材所包含的夹杂物，使用网眼不同的过滤器分离所回收的夹杂物，以ICP发光分析法和靛酚蓝吸光光度法测定当量圆直径为0.1～2μm的微细的夹杂物的成分组成。因此，能够准确地定量构成微细的夹杂物中所含的Ti氧化物的Ti量。即，在钢材中包含的夹杂物的成分组成的分析中，以往使用EPMA鉴定夹杂物，一般是对于夹杂物的成分组成进行定量分析，但以EPMA分析当量圆直径为0.1～2μm左右的微细的夹杂物的成分组成，区别并准确定量例如构成Ti氧化物的Ti量和构成Ti氮化物的Ti量仍有困难。这是由于，对于HAZ韧性的提高有效的夹杂物的当量圆直径微细至0.1～2μm之后，Ti氧化物与Ti氮化物很少在钢材中分别单独存在，通常作为复合化合物存在。因此通过EPMA分析，也不能从Ti氧化物和Ti氮化物的复合化合物中准确定量仅构成Ti氧化物的Ti量。相对于此，在本发明中，因为是组合电解萃取法、ICP发光分析法及靛酚蓝吸光光度法来测定夹杂物的成分组成，所以能够高精度地定量出微细的夹杂物中的Ti氧化物与Al氧化物的组成比。
若上述式(1)的左边值低于1.0，则Al氧化物相对于Ti氧化物变得过剩，因此晶内α相变能降低，HAZ韧性劣化。因此上述式(1)的左边值为1.0以上，优选为1.5以上，更优选为2.0以上。
但是，若上述式(1)的左边值超过8，则Ti氧化物相对于Al氧化物变得过剩，因此氧化物的熔点上升，在焊接时的HAZ氧化物难以液相化。因此不能改善HAZ韧性。因此上述式(1)的左边值为8以下，优选为7.5以下，更优选为7.0以下。
(d)优选的方式
本发明的钢材优选测定钢材所包含的全部氧化物的组成，作为单独氧化物(合计100％)进行质量换算时，以平均组成计，ZrO2满足5～50％，REM的氧化物(若以M符号表示REM，则为M2O3)满足5～50％，CaO满足50％以下。通过满足该组成，氧化物作为晶内铁素体相变的核有效地发挥作用。若低于各氧化物的下限值，则焊接时构成晶内铁素体的生成核的氧化物量不足，难以发挥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，作为晶内铁素体的生成核而有效发挥作用的微细的氧化物的个数变少，HAZ韧性提高作用难以有效地发挥。
上述ZrO2更优选为8％以上，进一步优选为10％以上。另一方面，更优选的上限为45％，进一步优选的上限为40％。
上述REM的氧化物更优选为10％以上，进一步优选为13％以上。另一方面，更优选的上限为45％，进一步优选的上限为40％。还有，对于REM的氧化物而言，若以符号M表示REM，则虽然其在钢材中以M2O3、M3O5、MO2等的形态存在，但意思是将REM的氧化物全部换算成M2O3时的量。
上述CaO作为晶内铁素体相变的核有效地发挥作用，但若过剩地含有，则晶内铁素体相变能反而劣化。另外，若过剩地含有CaO，则会引起铸造时所用的浇口的熔损。因此CaO的上限优选为50％，更优选为45％以下，进一步优选为40％以下，特别优选为30％以下。为了有效地发挥上述作用，优选CaO含有3％以上，更优选为5％以上，进一步优选为10％以上。
还有，全部氧化物的组成的其余的成分未特别限定，可列举本发明的钢材中所包含的氧化物形成元素的氧化物(例如，SiO2、Al2O3和MnO等)。
钢材所包含的全部氧化物的组成是以例如EPMA观察钢材的表面，对于在观察视野内确认到的氧化物进行定量分析而测定。测定条件的详情在后述的实施例一栏中说明。
接下来，对于本发明的钢材(母材)的成分组成进行说明。本发明的钢材中作为基本成分，含有C：0.02～0.15％、Si：0.5％以下、Mn：2.5％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.050％以下、Ti：0.005～0.10％、REM：0.0003～0.015％、Ca：0.0003～0.010％、Zr：0.0010～0.050％、N：0.010％以下。规定这一范围的理由如下。
C是用于确保钢材(母材)的强度所不能欠缺的元素，需要含有0.02％以上。C量优选为0.04％以上，更优选为0.05％以上。但是若C量超过0.15％，则焊接时在HAZ大量生成岛状马氏体(MA)，不仅招致HAZ的韧性劣化，而且对焊接性也造成不利影响。因此C量为0.15％以下，优选为0.10％以下，更优选为0.08％以下。
Si具有脱氧作用，并且是通过固溶强化而有助于钢材(母材)的强度提高的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选Si含有0.01％以上。Si量更优选含有0.02％以上，进一步优选0.05％以上，特别优选0.10％以上。但是，若Si量超过0.5％，则钢材的焊接性和韧性劣化。因此Si量为0.5％以下，优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。
还有，特别是为了提高HAZ韧性，推荐Si在0.30％以下，优选为0.05％以下，更优选为0.01％以下。但是，虽然越抑制Si量，HAZ韧性越提高，但钢材的强度会降低。
Mn是有助于钢材(母材)的强度提高的元素。为了有效地发挥这样的效果，优选含有0.4％以上。Mn量更优选为0.50％以上，进一步优选为0.7％以上，特别优选为0.8％以上。但是若Mn量超过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量优选为2.3％以下，更优选为2.0％以下。
P是容易偏析的元素，特别是在钢材中的结晶晶界偏析而使HAZ韧性劣化。因此P量需要抑制在0.03％以下。P量优选为0.020％以下，更优选为0.015％以下。还有，P通常不可避免地含有0.001％左右。
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展性劣化的有害元素。另外，若S与La或Ce等REM结合而生成REM的硫化物(例如，LaS和CeS)，则阻碍REM的氧化物的生成，因此HAZ韧性劣化。所以S量需要抑制在0.02％以下。S量优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下，进一步优选为0.006％以下。还有，S通常不可避免地含有0.0005％左右。
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素。但是若过剩地添加，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量优选为0.04％以下，更优选为0.03％以下，进一步优选为0.025％以下，特别优选为0.010％以下。还有，Al通常不可避免地含有0.0005％左右。
Ti在钢材中生成TiN等氮化物或含有Ti的氧化物，是有助于HAZ韧性的提高的元素。为了发挥这样的效果，需要使Ti含有0.005％以上。Ti量优选为0.007％以上，更优选为0.010％以上。但是若过剩地添加，则由于Ti的固溶强化导致母材自身硬化，带来HAZ韧性的降低，因此Ti应该抑制在0.10％以下。Ti量优选为0.07％以下，更优选为0.06％以下。
REM(稀土元素)和Ca是使各自的氧化物生成所需要的元素。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α相变的核，因此有助于HAZ韧性的提高。
REM应该含有0.0003％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.0020％以上。但是若过剩地添加REM，则粗大的氧化物过剩地生成，因此HAZ韧性劣化。另外，若过剩地添加REM，则固溶REM生成，其偏析使母材的韧性劣化。因此REM量应该抑制在0.015％以下。REM量优选为0.010％以下，更优选为0.007％以下。
还有，在本发明中，所谓REM的意思是含有镧系元素(从La到Lu的15种元素)以及Sc(钪)和Y(钇)。这些元素之中，优选含有选自La、Ce和Y中的至少一种的元素，更优选含有La和Ce中的至少一种。
Ca应该含有0.0003％以上，优选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上，进一步优选为0.001％以上。但是若过剩地添加Ca，则CaO过剩地生成而生成高CaO浓度的夹杂物，因此作为夹杂物的晶内相变核发挥作用的效果变弱，HAZ韧性反而劣化。因此Ca量需要抑制在0.010％以下。Ca量优选为0.009％以下，更优选为0.008％以下。
Zr生成含有Zr的复合氧化物，是有助于提高HAZ韧性的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要含有0.0010％以上。Zr量优选为0.002％以上，更优选为0.0023％以上。但是若过剩地添加Zr，则ZrO2大量生成，因此作为夹杂物的晶内相变核发挥作用的效果变弱。另外，若过剩地添加Zr，则形成带来析出强化的微细的氮化物(ZrN)、碳化物(ZrC)，招致母材自身的韧性降低。因此Zr量抑制在0.050％以下。Zr量优选为0.04％以下，更优选为0.03％以下，进一步优选为0.01％以下。
N是析出氮化物(例如，ZrN、TiN等)的元素，该氮化物借助钉扎效应，防止焊接时在HAZ中生成的奥氏体晶粒的粗大化，促进铁素体相变，有助于HAZ韧性的提高。为了有效地发挥这样的效果，优选使N含有0.003％以上。N量更优选为0.004％以上，进一步优选为0.005％以上。N越多，越会形成氮化物而促进奥氏体晶粒的微细化，因此对于HAZ的韧性提高有效地发挥作用。但是若N量超过0.010％，则固溶N量增大，母材自身的韧性劣化，HAZ韧性也降低。因此N量需要抑制在0.010％以下。N量优选为0.009％以下，更优选为0.008％以下。
本发明的钢材含有上述元素作为必须成分，O(氧)量是0.0005～0.010％。在此O(氧)量0.0005～0.010％表示总氧量，意思是形成氧化物的O(氧)和固溶于钢材中的游离的O(氧)的合计量。
上述钢材的余量成分，是铁和不可避免的杂质(例如，Mg、As或Se等)。
本发明的钢材中还含有如下等元素作为其他元素也有效：
[1]选自Cu：2％以下、Ni：3.5％以下、Cr：3％以下、和Mo：1％以下中的至少一种的元素；
[2]Nb：0.25％以下和V：0.1％以下中的至少一种；
[3]B：0.005％以下。规定这样的范围的理由如下。
[1]选自Cu、Ni、Cr和Mo中的至少一种的元素
Cu、Ni、Cr、和Mo均是有助于提高钢材的强度的元素，可以分别单独或复合添加。
若Cu量超过2％，则会过于显著地提高母材的强度，反倒使母材的韧性劣化，因此HAZ韧性也降低。因此Cu量优选为2％以下。Cu量更优选为1.8％以下，进一步优选为1.5％以下。还有，为了有效地发挥添加Cu带来的作用，优选含有0.05％以上。Cu量更优选为0.1％以上，进一步优选为0.2％以上。
若Ni量超过3.5％，则会过于显著地提高母材的强度，反倒使母材的韧性劣化，因此HAZ韧性也降低。因此Ni量优选为3.5％以下。Ni量更优选为3.0％以下，进一步优选为2.5％以下。还有，为了有效地发挥添加Ni带来的作用，优选含有0.05％以上。Ni量更优选为0.1％以上，进一步优选为0.2％以上。
若Cr量超过3％，则会过度显著地提高母材的强度，反倒使母材的韧性劣化，因此HAZ韧性也降低。因此Cr量优选为3％以下。Cr量更优选为2％以下，进一步优选为1％以下。还有，为了有效地发挥添加Cr带来的作用，优选含有0.05％以上。Cr量更优选为0.1％以上，进一步优选为0.15％以上。
若Mo量超过1％，则会过度显著地提高母材的强度，反倒使母材的韧性劣化，因此HAZ韧性也降低。因此Mo量优选为1％以下。Mo量更优选为0.9％以下，进一步优选为0.80％以下。还有，为了有效地发挥添加Mo带来的作用，优选含有0.05％以上。Mo量更优选为0.1％以上，进一步优选为0.15％以上。
[2]Nb和V中的至少一种
Nb和V均作为碳氮化物析出，利用该碳氮化物的钉扎效应，防止焊接时奥氏体晶粒粗大化，是具有提高HAZ韧性的作用的元素。Nb和V可以分别单独或复合添加。
但是若Nb量超过0.25％，则析出的碳氮化物粗大化，反倒使HAZ韧性劣化。因此Nb量优选为0.25％以下。Nb量更优选为0.2％以下，进一步优选为0.15％以下。还有，为了有效地发挥添加Nb带来的作用，优选含有0.002％以上。Nb量更优选为0.01％以上，进一步优选为0.02％以上。
若V量超过0.1％，则与上述Nb同样，析出的碳氮化物粗大化，反倒使HAZ韧性劣性。因此V量优选为0.1％以下。V量更优选为0.09％以下，进一步优选为0.08％以下。还有，为了有效地发挥添加V带来的作用，优选含有0.002％以上。V量更优选为0.005％以上，进一步优选为0.01％以上。
[3]B(硼)
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量超过0.005％，则其在奥氏体晶界作为BN析出，反而招致韧性的降低。因此B量优选为0.005％以下。B量更优选为0.0040％以下。还有，为了有效地发挥添加B带来的作用，优选含有0.0010％以上。B量更优选为0.0015％以上。
本发明的钢材，即使施加以1450℃保持60秒钟后，再使800℃到500℃的冷却时间为450秒而进行冷却的热过程时，也能够确保-40℃下的吸收能(vE-40)在100J以上(特别在130J以上)。因此，本发明的钢材能够作为例如桥梁、高层建筑物和船舶等的结构物的材料使用，小～中线能量焊接自不必说，即使在线能量为60kJ/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以上的厚钢板等为对象。
接下来，对于在制造本发明的钢材时，可以适当采用的制法进行说明。本发明的钢材在对钢液进行脱氧后，并添加Ti之后再添加Al即可。通过在脱氧的钢液中添加Ti之后再添加Al(Ti→Al)，能够适当地控制当量圆直径为0.1～2μm左右的微细的夹杂物所含的Ti氧化物与Al氧化物的组成比，能够制造满足上述式(1)的钢材。即，Ti氧化物与Al氧化物、Zr·REM·Ca系氧化物相比，与钢液的界面能更小，因此，通过在钢液中添加Al、Zr、REM和Ca之前添加Ti，能够形成微细的Ti氧化物，结果是能够按规定量生成有助于HAZ韧性的当量圆直径为0.1～2μm的微细的夹杂物。另外，通过在添加Ti之后再添加Al，能够生成含有Ti和Al的复合氧化物，能够使作为Ti氧化物的活度降低至低于1。然后，在形成该复合氧化物后，通过添加相比Ti、Al为强脱氧元素的Zr、REM和Ca，形成Zr·REM·Ca系氧化物，这时Ti氧化物、Al氧化物的还原得到抑制，因此能够使Zr·REM·Ca系氧化物中含有规定量的Ti氧化物和Al氧化物。按照这样通过在添加Ti之后添加Al，即使Ti、Al、Zr、REM和Ca的添加量相同，也能够使构成晶内α相变的核的氧化物大量生成。
另一方面，即使在添加Al之后添加Ti(Al→Ti)，也不能以满足上述式(1)的方式调整夹杂物的组成。因为Ti比Al的脱氧力弱，所以在钢液中添加Al之后再添加Ti，也不能还原先形成的Al氧化物，因此Ti氧化物的生成量减少，不能使Zr·REM·Ca系氧化物中含有规定量的Ti氧化物。另外，这时形成的Ti氧化物作为单独氧化物存在，作为Ti氧化物的活度接近1。因此，若以此状态添加比Ti脱氧力强的Zr、REM和Ca，则Ti氧化物被还原而Ti氧化物的生成量减少，不能使Zr·REM·Ca系氧化物中含有规定量的Ti氧化物。因此在制造本发明的钢材时，推荐钢液的脱氧不使用Al。若进行Al脱氧，则钢液中会有Al氧化物残留，因此难以形成以规定量含有Ti氧化物的Zr·REM·Ca系氧化物。
上述钢液以公知的方法进行脱氧即可，例如，也可以在对于Al、Ti、REM、Ca和Zr以外的元素进行成分调整后，使用选自C、Si和Mn中的至少一种的元素进行脱氧后，添加Ti之后再添加Al。
添加上述Ti之后再添加Al、REM、Ca和Zr时，例如，
(1)也可以在添加Ti之后再添加Al，然后以任意的顺序添加REM、Ca和Zr；
(2)也可以在添加Ti之后再添加Al，然后同时添加REM、Ca和Zr；
(3)也可以在添加Ti之后，再同时添加Al、REM、Ca和Zr。
上述添加到钢液的REM、Ca、Zr和Ti的形态未特别限定，例如，作为REM，添加纯La、纯Ce或纯Y等，或者添加纯Ca、纯Zr、纯Ti，此外还有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、Fe-Zr合金、Fe-Ti合金、Ni-Ca合金等即可。另外，也可以向钢液中添加混合稀土。所谓混合稀土就是稀土类元素的混合物，具体来说，含有Ce为40～50％左右，La为20～40％左右。但是，在混合稀土中大多会作为杂质而含有Ca，因此混合稀土含有Ca时，需要也包含该Ca量在内的全部Ca量满足本发明所规定的范围。
如此进行成分调整而得到的钢液，遵循常规方法进行连续铸造而成为板坯后，遵循常规方法进行热轧等，由此能够制造本发明的钢材。
本申请基于2012年6月19日所申请的日本国专利申请第2012-138047号主张优先权。2012年6月19日申请的日本国专利申请第2012-138047号的说明书的全部内容，在本申请中用于参考而援引。
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的主旨的范围内，当然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。
使用真空熔炉(容量150kg)，熔炼含有下述表1所示的化学成分的供试钢(余量是铁和不可避免的杂质)。熔炼供试钢时，对于Al、Ti、REM、Ca和Zr以外的元素进行成分调整，并且使用选自C、Si和Mn中的至少一种的元素进行脱氧，调整钢液的溶存氧量。之后，向调整了溶存氧量的钢液中，添加Al和Ti，之后再添加REM、Ca和Zr。在下述表1中，显示Al和Ti的添加顺序。还有，下述表1所示的供试钢，除了改变Ti和Al的添加顺序以外，均以相同的方法制造。另外，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％的混合稀土的形态添加，Ca以Ni-Ca合金的形态添加。另外，在下述表1所示的供试钢之中，确认到满足本发明中规定的要件的供试钢的总O量(氧量)在0.0005～0.010％的范围。
添加上述元素后，铸造成150kg的钢锭并冷却。加热所得到的钢锭并进行热轧，从而制造厚度30～80mm的厚钢板。热轧使加热温度为1100℃、轧制结束温度为880℃来进行。
对于得到的厚钢板，按以下步骤测定全部氧化物的成分组成以及夹杂物和氧化物的个数密度。即，从所得到的厚钢板的t/4(其中，t是钢板的厚度)位置的横截面切割下试样，使用日本电子DATUM制造的EPMA“JXA-8500F(装置名)”，观察切下的试样表面，对于当量圆直径为0.1μm以上的夹杂物，对其成分组成进行定量分析。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个以上，通过特征X射线的波长色散光谱，定量分析夹杂物的中央部的成分组成。分析对象元素为Si、Mn、S、Al、Ti、La、Ce、Ca、Zr和O(氧)，使用已知物质预先将各元素的X射线强度和元素浓度的关系作为检量线求得，根据由作为分析对象的上述夹杂物得到的X射线强度和上述检量线，定量该夹杂物所含的元素量。
得到的定量结果之中，将氧含量为5％以上的夹杂物作为氧化物。这时，由一个夹杂物观测多个元素时，由表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而计算氧化物的组成。在本发明中，按照这样作为单独氧化物进行质量换算的氧化物组成的平均，作为氧化物的平均组成。氧化物之中，REM的氧化物、ZrO2和CaO的平均组成显示在下述表2中。还有，对于REM的氧化物而言，若以M表示金属元素，则在钢材中以M2O3、M3O5和MO2的形态存在，但是，要将全部的氧化物换算成M2O3来计算组成。另外，下述表2所示的所谓“其他”是REM的氧化物、ZrO2和CaO以外的氧化物(例如，Al2O3、MnO、SiO2等)。
接着，对于定量的夹杂物，通过TEM观察(观察倍率30,000倍)测定当量圆直径，测定当量圆直径(粒径)为0.1～2μm的夹杂物的个数。将夹杂物的个数换算成在观察视野面积每1mm2中的值，显示在下述表2中。
另外，所得到的定量结果之中，以氧含量为5质量％以上的夹杂物作为氧化物，通过TEM观察(观察倍率30,000倍)测定该氧化物的当量圆直径，测定当量圆直径(粒径)大于3μm的氧化物的个数。将氧化物的个数换算成在观察视野面积每1mm2中的值，显示在下述表2中。
接下来，从所得到的厚钢板的t/4(其中，t为钢板的厚度)位置的横截面切出10mm×20mm×20mm的试样，使用网眼0.1μm或网眼2.0μm的过滤器，分别过滤进行了电解萃取之后的电解液，回收残留在过滤器上的萃取残渣。作为电解液，使用10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵的甲醇溶液。电解萃取以电流密度为100～200A/m2来进行。
使用ICP发光分析法，定量回收的萃取残渣中包含的Ti、Al量，使用紫外可见分光光度计“UVmini-1240(株式会社岛沣制作所制造)”，通过靛酚蓝吸光光度法定量N量，以上述步骤计算上述式(1)的左边的值。计算结果显示在下述表2中。
接着，为了评价焊接时受到热影响的HAZ的韧性，模拟大线能量焊接，进行下述所示的焊接再现试验。焊接再现试验，是施加如下的热循环，即，加热从厚钢板的t/4位置(其中，t为板厚)切出的试样使之达到1400℃，在此温度下保持60秒钟后再进行冷却。冷却速度以从800℃到500℃的冷却时间为450秒的方式进行调整。
冷却后的试样的冲击特性是从施加了上述热循环之后的试样上，沿轧制方向采集3个V切口摆锤冲击试验片，依据JIS Z2242进行冲击试验而进行评价。在冲击试验中，测定-40℃下的吸收能(vE-40)，计算3次的平均值。在本发明中，vE-40的平均值在100J以上的为合格(HAZ韧性良好)。测定结果显示在下述表2中。
由下述表1、表2能够进行如下分析。No.1～18、32是满足本发明所规定的条件的例子，没有生成当量圆直径大于3μm的氧化物，而大量生成当量圆直径为0.1～2μm的微细的夹杂物，而且，因为适当控制上述微细的夹杂物的成分组成，所以能够得到HAZ韧性良好的钢材。
另一方面，No.19～31、33是脱离本发明中规定的某一要件的例子。其中No.19因为钢材中包含的Al量过多，所以大量生成当量圆直径大于3μm的粗大的氧化物，HAZ韧性劣化。No.20是钢材中包含的N量多过的例子，钢材中包含的固溶N量过剩，认为HAZ韧性劣化。
No.21因为钢材中包含的Ti量过多，所以Ti的固溶导致母材被固溶强化，因此结果是HAZ韧性劣化。No.22因为钢材中包含的Ti量过少，所以HAZ韧性劣化。No.23因为钢材中包含的Zr量过多，所以ZrO2量变多，构成晶内α相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物的作用变弱，得不到微细组织，认为HAZ韧性劣化。No.24因为钢材中包含的Zr量过少，所以ZrO2量变少，构成晶内α相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物量被认为变少。因此认为HAZ韧性劣化。
No.25因为钢材中包含的REM量多，所以REM的氧化物量变多，另外REM的氧化物粗大化，当量圆直径大于3μm的粗大的氧化物过剩生成，因此认为无法发挥HAZ韧性提高作用。No.26因为钢材中包含的REM量过少，所以REM的氧化物量变少，认为构成晶内α相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物量变少。因此认为HAZ韧性劣化。No.27因为钢材中包含的Ca量过多，所以CaO量变多，构成晶内α相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物的作用变弱，得不到微细组织，认为HAZ韧性劣化。No.28因为钢材中包含的Ca量过少，所以未生成CaO，认为构成晶内α相变的核的Zr·REM·Ca系氧化物量变少。因此认为HAZ韧性劣化。
No.29、No.30和No.33因为熔炼时的Ti与Al的添加顺序脱离本发明推荐的条件，所以是上述式(1)的值脱离本发明所规定的要件的例子。因此HAZ韧性劣化。No.31因为Ti、N、Al量的平衡差，钢材中包含的夹杂物的成分组成不满足上述式(1)的关系，超出本发明所规定的范围，所以夹杂物的熔点上升，大线能量焊接时夹杂物无法液相化，难以形成构成晶内α相变的核的夹杂物，认为HAZ韧性未提高。
【表1】
【表2】

Claims (5)

1.一种焊接热影响部的韧性优异的钢材，其特征在于，以质量％计含有
C：0.02～0.15％、
Si：0.5％以下、
Mn：2.5％以下、
P：0.03％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.050％以下、
Ti：0.005～0.10％、
REM：0.0003～0.015％、
Ca：0.0003～0.010％、
Zr：0.0010～0.050％、
N：0.010％以下、
O：0.0005～0.010％，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
(a)所述钢材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，
(b)所述钢材中所含的全部夹杂物之中，以当量圆直径计为0.1～2μm的夹杂物在观察视野面积每1mm2中为120个以上，以当量圆直径计大于3μm的氧化物在观察视野面积每1mm2中为5.0个以下，并且，
(c)所述钢材中所含的当量圆直径为0.1～2μm的夹杂物的成分组成满足下式(1)的关系，
(Insol.Ti-3.4×Insol.N)/Insol.Al＝1.0～8...(1)。
2.根据权利要求1所述的钢材，其中，所述钢材中还以质量％计含有选自Cu：2％以下、Ni：3.5％以下、Cr：3％以下和Mo：1％以下中的至少一种的元素作为其他元素。
3.根据权利要求1或2所述的钢材，其中，所述钢材中还以质量％计含有Nb：0.25％以下和V：0.1％以下中的至少一种作为其他元素。
4.根据权利要求1或2所述的钢材，其中，所述钢材中还以质量％计含有B：0.005％以下作为其他元素。
5.根据权利要求3所述的钢材，其中，所述钢材中还以质量％计含有B：0.005％以下作为其他元素。
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