焊接热影响部的韧性优异的钢材及其制造方法

专利名称：焊接热影响部的韧性优异的钢材及其制造方法
技术领域：
本发明涉及桥梁、高层建筑物和船舶等所使用的钢材，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”。)的韧性优异的钢材及其制造方法。
背景技术：
被用于桥梁、高层建筑物、船舶等的钢材所要求的特性，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，但在焊接接头部之中，特别是HAZ在焊接 时受到热影响，有韧性容易劣化这样的问题。该韧性劣化随着焊接时的线能量越大而越发 显著呈现，关于其原因，被认为是由于若焊接时的线能量变大，则HAZ的冷却速度减缓，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，认为极力抑制焊接时的线 能量即可。但是，其另一方面是要提高焊接作业效率，则期望采用例如气电焊、电渣焊、潜弧 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中提出有一种抑制在采用大线能量焊接法时的 HAZ韧性劣化的钢材。这些钢材具有的特性在于，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/或CaO、&02。上述氧化物在钢液中以液态存在，因此微细分散在钢 中。而且上述氧化物热稳定，例如即使长时间曝露在1400°C级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。另一方面，在专利文献4 6中公开的技术，虽然不是像上述专利文献1 3那样 并用REM的氧化物和&02的技术，但如果在调整了溶解氧量的钢液中添加REM，则能够提高 进行超过约300kJ/cm(约30kJ/mm)的大线能量焊接时的HAZ韧性。专利文献1特开2007-100213号公报专利文献2特开2007-247004号公报专利文献3特开2007-247005号公报专利文献4特开2003-221643号公报专利文献5特开2003-286540号公报专利文献6特开2002-363687号公报

发明内容
本发明着眼于上述的这种情况而完成的发明，其目的在于，提供一种特别是在进 行线能量为50kJ/mm以上的大线能量焊接时HAZ韧性也优异的钢材及其制造方法。 能够解决上述课题的本发明的所谓焊接热影响部的韧性优异的钢材，含有C: 0.02 0. 15% (质量％的意思。以下成分同。)、Si :0.5%以下(不包括0%)、Μη :2.5%以 下(不包括0% )、P 0. 03%以下(不包括0% )、S 0. 02%以下(不包括0% )、A1 0. 05% 以下(不包括 0% )、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(不包括 0% )、0(氧)0· 0005 0. 010%，余量由 铁和不可避免的杂质构成，其中，具有如下几点要旨
(a)所述钢材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，(b)测定所述钢材中包含的全部氧化物的组成并换算成单独氧化物时，以平均组 成计，满足:5 50%、REM的氧化物(若以标记M表示REM时则REM的氧化物为M2O3) 5 50%、CaO :50%以下(不包括0% )，并且，(c)在所述钢材中包含的全部夹杂物之中，以当量圆直径计为0. 1 2μπι的夹杂 物在每Imm2的观察视野面积中有120个以上，以当量圆直径计超过3 μ m的氧化物在每Imm2 的观察视野面积中为5. 0个以下，以当量圆直径计超过5 μ m的氧化物在每Imm2的观察视 野面积中为5.0个以下。上述钢材中所含的夹杂物也可以还含有Al2O3，测定所述夹杂物的组成并换算成单 独氧化物时，相对于全部夹杂物的个数，优选(d)关于Al2O3,满足Al2O3的比率低于20质量％的夹杂物的个数比例超过90%， 或者(e)关于Al2O3和CaO，满足CaO相对于Al2O3的质量比(Ca0/Al203)超过0. 35的夹 杂物的个数比例超过80%。另外，上述钢材所含的夹杂物，也可以还含有Al2O3，测定所述夹杂物的组成并换算 成单独氧化物时，相对于全部夹杂物的个数，优选(d)关于Al2O3,满足Al2O3的比率低于20质量％的夹杂物的个数比例超过90%， 并且 (e)关于Al2O3和CaO，满足CaO相对于Al2O3的质量比(Ca0/Al203)超过0. 35的夹 杂物的个数比例超过80%。上述钢材，作为其他元素也可以还含有如下等元素(I)Cu 以下(不包括0%)和/或Ni :3.5%以下(不包括0%)；(2) Cr 以下(不包括0% )和/或Mo 以下(不包括0% )；(3)Nb 0. 25%以下(不包括0% )和/或V :0· 以下(不包括0% )；(4)Β :0.005% 以下(不包括 0% )。本发明的上述钢材能够通过如下方式制造在已将钢液的溶解氧量Qm调整到 0. 001 0. 01质量％的范围的钢液中添加REM时，添加所述钢液的溶解氧量Qw和REM的 添加量Qkem满足下式⑴的量的REM。21og QEEM+31og Q0f ≤-12. 00 ... (1)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) 以预定量生成，并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 适当地控制，因此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，不仅存在预定量以上的对HAZ韧性提高有用的当量圆直径为0. 1 2μπι的微细的夹 杂物，而且已明确对HAZ提高会产生不良影响的当量圆直径超过3 μ m的粗大的氧化物和当 量圆直径超过5 μ m的超粗大的氧化物这两方的个数都被有意义地进行了抑制，因此，即便 是以比上述专利文献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。此外，根据本发明，因为优选规定的夹杂物的个数比例得到适当控制，所以能够进 一步提高HAZ韧性。


图1是表示本发明中规定的(1)式的左边的值(Z值)与当量圆直径超过3μπι的 氧化物在每Imm2观察视野面积中的个数的关系的图形。图2是表示当量圆直径超过3 μ m的氧化物在每1 mm2观察视野面积中的个数 与-40°C下的吸收能(vE_4Q)的关系的图形。图3是表示实施例中使用的钢材(表1的No. 1)所含的各个夹杂物的成分组成的 图形。
图4是表示当量圆直径超过3 μ m的氧化物在每1 mm2观察视野面积中的个数 与-40°C下的吸收能(vE_4ci)的关系的图形，是摘录显示上述图2所示的数据的一部分的图形。
具体实施例方式本发明的技术涉及用于获得即使以更大线能量进行焊接而HAZ韧性也不会劣化 的钢材，其改良了上述专利文献1所公开的利用构成晶内铁素体相变的核的氧化物的技 术。S卩，本发明者们公开上述专利文献1后，为了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了反复研究，其结果是先提出了申请2008-39335号所述的发明 (以下称为先申请发明。)。在先申请发明中公开了下述内容，即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，特别是如果将当量圆直径超过5. 0 μ m的粗大的氧化物降低到 5个以下，则即使进行线能量约50kJ/mm左右的大线能量焊接，也能够得到HAZ韧性优异的 钢材。如此根据先申请发明，因为粗大的氧化物的个数得到显著抑制，所以，即使以比专利 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。 艮口，在上述专利文献1中，施加以1400°C的加热温度保持5秒后、再以300秒从800°C冷却 至500°C的温度的热循环(热输入条件1400°C X 5秒，冷却时间Tc = 300秒)，测定-40°C 下的吸收能(vE_4(l)，但在先申请发明中，以与上述相同的方式测定施加将1400°C的保持时 间延长为30秒的热循环(热输入条件1400°C X 30秒，冷却时间Tc = 300秒)时的吸收 能，这种情况下确认到仍能够得到良好的HAZ韧性。本发明者们在提出上述先申请发明后，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，发现为了提供在施加与先申请发明相比更大线能 量的条件即“以1450°C的加热温度保持5秒后，以400秒从800°C冷却至500°C的温度的热 循环”(热输入条件1450°C X5秒，冷却时间Tc = 400秒)时HAZ韧性仍然优异的钢材， 如先申请发明那样仅将当量圆直径超过5. 0 μ m的粗大的氧化物降低至5个以下还不充分， 降低包括先申请发明在内的现有全部发明都未着眼的超过3. Oym的氧化物的个数是极其 重要的，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 2 μ m的微细的夹杂物的个数增 大(120个/mm2以上)，并且，
(B)使带给HAZ韧性提高以不利影响的当量圆直径超过5 μ m的氧化物的个数降低 (5.0个/mm2以下)，此外，(C)在本发明中，使开始就明了会带给HAZ韧性提高以不利影响的当量圆直径超 过3 μ m的氧化物的个数也降低(5. 0个/mm2以下)，由此即使以与先申请发明相比更大的 线能量进行焊接，也能够改善HAZ韧性。即，就与先申请发明的关系而言，除了上述(A)和 上述(B)以外，在规定上述(C)这一点上存在本发明的特征部分。还有，如果严密地说，上述(A)的规定与先申请发明不同，不同点如下在先申请 发明 中以氧化物为对象来控制该氧化物中的微细的个数，相对于此，在本发明中不仅以氧 化物为对象，而且还以存在于钢材中的全部夹杂物为对象来控制该夹杂物中的微细的个 数。根据本发明者们的研究结果可知，为了实现良好的HAZ韧性，特别是当量圆直径(以下 有简记为“粒径”的情况。)大的氧化物(在本发明中为超过3 μ m的氧化物和超过5 μ m的 氧化物这两方)的贡献度非常大。此外，如果按照使该大的氧化物不要生成的方式进行控 制，则对于作为目前之一的应控制对象的粒径0. 1 2 μ m的夹杂物，不限定其为氧化物，即 使扩展到全部夹杂物也能够确保期望的特性。另外，为了具备上述(C)的特性，如先申请发明和前述的专利文献4 6所示，还 判明了只是控制REM添加前的钢液中的溶解氧量还不充分，根据该钢液中的溶解氧量Q0f适 当控制REM的添加量Qkem极其重要。详细地说，根据REM添加前的钢液的溶解氧量Q0f，添加 满足下式(1)的量的REM(Qkem)。由此，能够抑制实现期望的HAZ韧性中所不可欠缺的粒径 大的REM系氧化物的生成。下式(1)的技术意义等的详情如后所述。21og QEEM+31og Q0f 彡-12. 00 ... (1)在本说明书中，为了将构成晶内铁素体相变的核的氧化物，即含有Zr、REM和Ca 的氧化物与钢材中所含的全部的氧化物加以区别，出于说明的方便，有将前者特别称为 "Zr · REM · Ca系氧化物”，将后者特别称为“全部氧化物”的情况。还有，在氧化物中，除了 单独氧化物以外，也包含氧化物以外的夹杂物(例如硫化物、氮化物、碳化物或它们的复合 化合物)复合而成的复合氧化物的意思。另外，有将构成上述的ττ · REM · Ca系氧化物的必须成分(Zr、REM和Ca)特别称 为“晶内铁体相变核生成元素”的情况。另外，在本发明的钢材中，除上述的氧化物以外，虽然也含有硫化物、氮化物、碳化 物或它们的复合化合物，但是在本说明书中，钢材中所含的氧化物、硫化物、碳化物、碳化物 或它们的复合化合物等统称为“全部夹杂物”。另外，在本说明书中，将钢材所含的全部氧化物中圆当量直径为0. 1 2μπι的氧 化物称为“微细的氧化物”，将圆当量直径超过3 μ m的氧化物称为“粗大的氧化物”，将圆 当量直径超过5μπι的氧化物称为“超粗大的氧化物”，会有将它们区分开的情况。还有，在 先申请发明中，虽将圆当量直径超过5μπ 的氧化物定义为“粗大的氧化物”，但在本说明书 中，将圆当量直径超过3 μ m的氧化物定义为“粗大的氧化物”。另外，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1450°C保持5秒后再以400秒从800°C冷却至500°C的温度的热循环(热过程) 时，-40°C下的吸收能(vE_4Q)满足100J以上。该vE_4Q越大越好，优选vE_4Q为130J以上。 有将上述的热循环特别称为“大线能量热过程”的情况。基于该热循环的线能量，比先申请发明和专利文献1所述的热循环带来的线能量高，这意味着本发明的“大线能量焊接”与先申请发明和专利文献1所述的“大线能量焊接”的线能量水平有所不同。在本发明中，之所以将热循环的温度设定在1450°C，是考虑到在先申请发明中所 述的热循环温度(1400°C)下，HAZ中特别是邻近焊接金属的部位(被称为熔合部。)的热 温度超过1400°C，大概处于1450°C左右。以下，对于构成本发明的上述(a) (C)的要件进行详细的说明。[ (a)关于 rLr · REM · Ca 系氧化物]首先，对于成为晶内铁素体相变的起点的Ir · REM · Ca系氧化物进行说明。上 述ττ · REM · Ca系氧化物是指必须含有rLx的氧化物、REM的氧化物和Ca的氧化物。构成 Zr · REM · Ca系氧化物的元素(晶内铁素体相变核生成元素)是&和REM和Ca，但除此之 夕卜，例如也可以含有例如Ti、Mn、Si、Al等氧化物形成元素，其他的钢中成分。对上述ττ · 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，也可以作为含有两种以上的晶内铁素体相变核 生成元素的复合氧化物存在。作为单独氧化物的例子，Zr可以例示为&02，Ca可以例示为 CaO，REM在以标记“M”表示REM时，可以例示为M2O3、M3O5、MO2等。另外，这些氧化物可以互 相凝集而存在，也可以以在上述氧化物中复合析出硫化物、氮化物等其他化合物的形态存 在。上述的ττ · REM · Ca系氧化物优选还含有Ti的氧化物。若进一步存在Ti的氧化 物，则晶内铁素体相变得到促进，使HAZ韧性得到进一步提高。Ti的氧化物可以作为单独氧 化物(例如Ti203、Ti3O5, TiO2)存在，也可以以与上述ττ · REM · Ca系氧化物构成复合氧化 物的形态存在。[ (b)关于氧化物的平均组成]本发明的钢材，在测定钢材中所含的全部氧化物的组成并作为单独氧化物(总计 为100% )进行质量换算时，平均组成满足如下ZrO2* 5 50%;REM的氧化物(以标记M表示REM时则为M2O3)为5 50% ；CaO :50%以下(不包括0% )，由此可使之作为晶内铁素体相变的核而有效发挥作 用。若低于各氧化物的下限值，焊接时成为晶内铁素体的生成核的氧化物量不足，无法发挥 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 体的生成核有效发挥作用的微细的氧化物的个数变少，无法有效发挥HAZ韧性提高作用。上述&02为5%以上，优选为8%以上，更优选为10%以上。另一方面，其上限为 50%，优选的上限为45%，更优选的上限为40%。上述REM的氧化物为5%以上，优选为10%以上，更优选为13%以上。另一方面， 其上限为50%，优选的上限为45%，更优选的上限为40%。还有，REM的氧化物意思是，若 以标记M表示REM，则其在钢材中以Μ203、Μ305、Μ02等形态存在，但是将REM的氧化物全部换 算为M2O3时的量。上述CaO作为晶内铁素体相变的核有效发挥作用，但若过剩地含有，则反而使晶 内铁素体相变能力劣化。另外，若过剩地含有CaO，则会引起铸造时使用的浇口的熔损，因此 上限为50%。优选为45%以下，更优选为40%以下，特别优选为30%以下。为了有效发挥上述作用，优选CaO含有3%以上。更优选为5%以上，更优选为10%以上。还有，对全部氧化物的组成的余量的成分没有特别限定，可以举出本发明的钢材 中所含的氧化物形成元素的氧化物(例如Si02、Α1203、Μη0等)。钢材中所含的全部氧化物的组成，例如以电子探针X射线微分析仪(Electron Probe X-ray Micro Analyzer,ΕΡΜΑ)观察，定量分析在观察视野内确认到的氧化物并进行 测定。测定条件的详情在后述的实施例一栏中说明。[ (c)关于全部夹杂物的粒度分布] 接着，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。本发明的钢材满足如下全部条件(i)以当量圆直径计为0. 1 2 μ m的微细夹杂物在每Imm2观察视野面积中有120 个以上，(ii)以当量圆直径计超过3 μ m的粗大氧化物在每Imm2的观察视野面积中为5. 0 个以下，(iii)以当量圆直径计超过5 μ m的粗大氧化物在每Imm2观察视野面积中为5. 0 个以下。特别是在本发明中，最大的特征在于，对于当量圆直径(粒径)大的氧化物，规定 了上述( )和(iii)这两方。在此，所谓满足上述(ii)和上述(iii)的要件这两方，不外乎意味着粒径超过 3 μ m并在5 μ m以下的氧化物的个数少，为5. 0个以下。即，为了在受到本发明的大线能量 热过程的情况下仍确保vE_4(i ^ 100J这样非常高的HAZ韧性，先申请发明完全没有着眼的 “粒径超过3 μ m并在5 μ m以下”的氧化物的降低极其重要，不能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而使HAZ韧性劣化，这根据本发明者们的研究结果而 首次明确。以下，一边参照实施例一边详细说明上述(ii)和上述(iii)的技术意义。首先，参照表4。No. 1 16是全部满足本发明规定的要件的例子。若着眼于上述 (ii)和上述(iii)进行研究，则表4的No. 1 16中，全部超过5μπι的氧化物实质上为0 个(最大为0. 95个)，并且超过3μπι的氧化物也抑制在0. 85 4. 93个，满足上述(ii)和 上述(iii)这两方。结果是能够确保良好的HAZ韧性。另一方面，表4的No. 17 20是满足上述(iii)的要件、但不满足上述(ii)的要 件的例子。详细地说，超过5μπι的氧化物约为0. 03 1. 2个，被抑制在5. 0个以下，但超 过3 μ m的氧化物超过5. 0个，增加至大约5. 2 8. 4个，其结果是HAZ韧性降低。在此可知，上述No. 17 20在满足上述(iii)的要件这一点上，包含在先申请发 明的范围内，但即使包含在先申请发明的范围内，却仍不满足上述(ii)的要件，不能达成 本发明规定的期望的HAZ韧性。因此在本发明中，除了上述(iii)以外，作为用于确保期望的HAZ韧性的要件，凭 借的是进一步规定上述(ii)。另外，由上述(ii)和上述(iii)可知，为了达成期望的HAZ韧性，特别是与超过 3 μ m并在5 μ m以下的氧化物的个数密切相关。即，根据制造条件，超过3 μ m并在5 μ m以 下的极小范围内的氧化物，其存在超过5.0个，即使使上述(i)的微细区域的个数大量增加并使上述(iii)的超粗大区域的个数降低，而仅因为在超过3μπι并在5μπι以下的粗大区 域中有超过5. O个氧化物存在，就不能获得期望的HAZ韧性。这对本发明者们来说都是超 出预想的发现。为什么通过满 足上述(ii)和上述(iii)这两方便能够确保期望的HAZ韧性的原 因，详细的机理尚不清楚，但认为若超过1400°C并处于1450°C，则TiN的消失加速进行，韧 性降低。但是通过降低超过3 μ m并在5 μ m以下的氧化物，能够减轻这样的韧性降低。如上述，在本发明中需要同时满足上述(ii)和上述(iii)的要件。即，粒径超过 3 μ m的粗大的氧化物的个数为5. 0个以下，且粒径超过5 μ m的超粗大的氧化物的个数在 5. 0个以下。它们的个数越少越好，无论是哪一个的情况，均优选为3个以下，更优选为1个 以下，最优选实质为0个。详细地说，优选两者都含有并适当控制其平衡，在本发明的范围 内(均在5. 0个以下)，优选粒径超过5 μ m的超粗大的氧化物的个数比粒径超过3 μ m的 粗大的氧化物的个数少。具体来说，超粗大的氧化物的个数越接近下限(0个)越好，优选 大致为1个以下，最优选无限接近于0个，相对于此，粗大的氧化物的个数也可以接近上限 (5. 0个)，优选采用的是大致4个以下。还有，关于当量圆直径超过3 μ m的氧化物的个数和超过5 μ m的氧化物的个数，利 用例如电子探针X射线微分析仪(Electron Probe X-rayMicro Analyzer, ΕΡΜΑ)观察钢 材的截面，定量分析在观察视野内确认到的夹杂物的成分组成，以氧含量为5%以上的夹杂 物作为氧化物，例如以透射型电子显微镜(TEM)观察测定该氧化物的当量圆直径并求得即可。以上，对于最富本发明特征的上述(ii)和(iii)进行了详述。在本发明的钢材中，如上述(i)规定，需要使当量圆直径为0. 1 2μπι的微细的 夹杂物在每Imm2观察视野面积中有120个以上。微细的夹杂物的个数在每Imm2观察视野 面积中有120个以上，优选每Imm2中有200个以上，更优选每Imm2中有500个以上，进一步 优选每Imm2中有1000个以上。还有，关于当量圆直径0. 1 2μπι的微细的夹杂物的个数，利用例如透射型电子 显微镜(TEM)观察钢材的截面，对其进行测定求得即可。在本发明的钢材中，当量圆直径低于0. 1 μ m的夹杂物，几乎对于因夹杂物分散带 来的HAZ韧性提高作用没有帮助，因此不包含在上述夹杂物的个数中。上述所谓“当量圆直径”，是假定与夹杂物(含有氧化物)的面积相等的圆的直径， 在透射型电子显微镜(TEM)观察面上可确认。以上，对本发明的特征部分之中上述(a) (C)的要件进行了说明。本发明的钢材中所含的夹杂物，优选满足下述(d)和/或下述(e)的要件。即，在 测定所述夹杂物的组成并换算成单独氧化物时，相对于全部夹杂物的个数，优选(d)关于Al2O3,满足Al2O3的比率低于20质量％的夹杂物(以下有称为夹杂物I 的情况。)的个数比例超过90%，和/或， (e)关于Al2O3和CaO，满足CaO相对于Al2O3的质量比(Ca0/Al203)超过0. 35的夹 杂物(以下有称为夹杂物II的情况。)的个数比例超过80%，由此可使HAZ韧性进一步提 高。关于上述(d)和(e)的要件，是根据后述的实施例的结果来确定用于实现更高的HAZ 韧性的夹杂物组成和个数比例的要件。
S卩，如后述的实施例表明，判明当量圆直径超过3μπι的粗大的氧化物即使在每Imm2观察视野面积中存在大致相同的个数，钢材的韧性值仍会发生偏差。例如，如下述表5 和图4所示，No. 1和3是当量圆直径超过3 μ m的粗大的氧化物在每Imm2观察视野面积中 存在约1. 8个的钢材。但是，这些钢材在_40°C下的吸收能(vE_4ci)会发生14J的差异。因 此，本发明者们进一步反复研究的结果表明，各个夹杂物的成分组成都会带给韧性值以影 响。根据上述(a) (C)的夹杂物和氧化物的大小和粒度分布的控制，即使以大线能 量进行焊接，_40°C下的吸收能(vE_4ci)也能够达成100J以上，进而通过进行上述(d)、(e) 的夹杂物个数比例控制，vE_40能够达成约130J以上(参照后述的实施例)。详细地说，在上述(d)中，着眼于夹杂物中所含的Al2O3,将Al2O3的比率少的夹杂 物I的个数比例(相对于全部夹杂物的比例)控制在90%以上。Al2O3与CaO等相比，是 难以作为晶内铁素体相变的核发挥作用的氧化物。而且根据本发明者们的研究结果判明， 上述夹杂物I相对于全部夹杂物的个数比例和作为更优选的HAZ韧性条件的HAZ韧性的关 系，具有良好的相关关系，从而规定了上述(d)。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，更优选为93%以上，进一步优选为95%以上。另一方面，在上述(e)中，着眼于夹杂物中所含的Al2O3和CaO这两方，将满足CaO 相对于Al2O3的质量比(CaCVAl2O3)超过0. 35的夹杂物II相对于全部夹杂物的个数比例控 制得超过80%。上述(d)中作为基准的夹杂物I只基于Al2O3的比率而加以规定，相对于 此，上述(e)中作为基准的夹杂物II，依据与作为下述氧化物的CaO的关系来规定Al2O3的 比率，在这一点上有所不同，所述氧化物使成为晶内铁素体相变的核的氧化物生成。若考 虑到带给HAZ韧性的影响，则Al2O3会带来负面的影响，相对于此，CaO会带来正面的影响。 而且，根据本发明者们的研究结果判明，“满足CaO相对于Al2O3的质量比(CaCVAl2O3)超过 0. 35的夹杂物II ”相对于全部夹杂物的个数比例、和作为更优选的HAZ韧性条件的HAZ韧 性的关系，具有良好的相关关系，从而规定了上述(e)。夹杂物II的个数相对于全部夹杂物的个数的比例越多越好，更优选为83%以上， 进一步优选为85%以上。关于上述(d)和上述(e)的要件，在本发明中可以只满足任意一方，也可以满足双 方，这均是本发明的优选方式。即，对于夹杂物来说，可以只满足上述(d)规定的夹杂物I 的要件，也可以只满足上述(e)规定的夹杂物II的要件，也可以满足夹杂物I和夹杂物II 这两方的要件，但无论哪种情况下，只要满足上述(d)和上述(e)的至少一方，就能够达成 HAZ韧性的优选的水平。例如后述的表5的No. 3、8和11是满足上述(d)和上述(e)这两 方的例子，表5的No. 1和14是只满足上述(d)的例子，表5的No. 13是只满足上述(e)的 例子。钢材中所含的夹杂物的组成，例如以EPMA观察钢材的截面，定量分析并求得在观 察视野内确认到的夹杂物的成分组成即可，在测定了钢材中所含的全部夹杂物的组成后， 求得全部夹杂物的个数中所占的Al2O3低于20质量％的夹杂物I的个数比例、和满足CaO/ Al2O3比超过0.35的夹杂物II的个数比例即可。还有，在本发明的钢材中，对于当量圆直径 为0. 1 μ m以上的夹杂物定量分析其组成。当量圆直径低于0. 1 μ m的夹杂物，因为过小而 不能进行定量分析。
接下来，对本发明的钢材(母材)的成分组成进行说明。本发明的钢材，作为基本 成分含有C 0. 02 0. 15%,Si 0. 以下(不包括0% )、Mn 2. 以下(不包括0% )、 Ρ:0·03%以下(不包括0% )、S :0.02%以下(不包括0%)、Α1 :0·05%以下(不包括 0% )、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(不包括0% )。规定这样的范围的理由如下。C是用于确保钢材(母材)的强度不可缺少的元素，需要使之含有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，而且也给焊接性带来不利影响。因此， C量为0. 15%以下，优选在0. 以下，更优选在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。 为了有效发挥这样的作用，Si优选含有0. 01%以上。Si更优选含有0. 02%以上，进一步优 选为0. 05%以上，特别优选为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Si量为0. 5%以下，优选为0. 45%以下，更优选为0. 4%以下。还有，为了提高HAZ韧性，特别推荐Si为0. 3%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韧性越会提高，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。为了有效发挥这样的效果，优选使 之含有0. 4%以上。Mn量更优选为0. 5%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%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0.02%以下，更优选为0.015%以下。还有，P通常 会不可避免地含有0.001%左右。S与Mn结合而生成硫化物(MnS)，是使母材的韧性、板厚方向的延展性劣化的有害 的元素。另外，若S与La、Ce等REM结合而生成REM的硫化物(例如LaS、CeS)，则REM的 氧化物的生成受到阻碍，因此HAZ韧性劣化。因此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. 01%以下，进一步优选为0. 006%以下。还有，S通常会不可避 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，则还原氧化物而形成粗大 的Al氧化物，使HAZ韧性劣化。因此Al量需要抑制在0.05%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. 01 %以下。还有，Al 通常会不可避免地含有0. 0005%左右。Ti在钢材中生成TiN等氮化物、含有Ti的氧化物，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。Ti量优选为0. 007%以上，更优选为 0.01%以上。但是若过剩地添加，则由于Ti的固溶强化会导致母材自身硬化，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是生成各自氧化物所需要的元素。通过含有它们的氧化物， 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0.0003%以上，优选为0.001%以上，更优选为0.002%以上。但是，若过剩地添加REM，则生成固溶REM，因其偏析会使母材的韧性劣化。因此，REM量应该抑制 在0. 015%以下。REM量优选为0. 01%以下，更优选为0. 007%以下。还有，在本发明中，所谓REM是含有镧系元素(从La至Lu的15种元素)和Sc (钪) 与Y(钇)的意思。这些元素之中，优选含有从由La、Ce和Y构成的组中选出的至少一种元 素，更优选含有La和/或Ce。Ca应该使之含有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，则过剩地生成CaO，生成高CaO浓度的 夹杂物，从而脱离最佳夹杂物组成范围，因此夹杂物作为晶内相变核而发挥作用的效果减 弱，反而使HAZ韧性劣化。因此Ca量抑制在0.010%以下。Ca优选为0. 009%以下，更优选 为0. 008%以下。&生成含有&的复合氧化物，是有助于HAZ韧性的提高的元素。为了有效发挥 这样的作用，需要使之含有0. 0010%以上。ττ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，则大量生成&02，因此夹杂物作为晶内相变核而发挥作用 的效果减弱。另外，若过剩地添加&，则形成导致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，&量抑制在0.050%以下。&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&N、TiN等)的元素，该氮化物借助钉扎效应防止焊接时 在HAZ生成的奥氏体晶粒的粗大化，促进铁素体相变，有助于HAZ韧性的提高。为了有效 发挥这样的效果，优选使N量为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量优选在0.009%以下，更优选在0.008% 以下。本发明的钢材，含有上述元素作为必须成分，0(氧)量为0.0005 0.010%。在 此，0(氧)量0. 0005 0. 010%表示总氧量，意味着形成氧化物的0(氧)和在钢材中固溶 的游离0(氧)的总量。钢材的余量部分是铁和不可避免的杂质(例如Mg、As、Se等)即可。本发明的钢材，作为其他元素还含有如下等元素也是有效的(I)Cu 以下(不包括0%)和/或Ni :3.5%以下(不包括0%)；(2) Cr 以下(不包括0% )和/或Mo 以下(不包括0% )；(3)Nb 0. 25%以下(不包括0% )和/或V :0· 以下(不包括0% )；(4)B :0.005%以下(不包括0% )。规定这样的范围的理由如下。[ (I)Cu 和 / 或 Ni]Cu和M均是有助于提高钢材的强度的元素，能够分别单独添加或复合添加。但是 若Cu量超过2%,则母材的强度提高得过于显著，反而使母材的韧性劣化，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，为了有效发挥由Cu添加所致的作用，优选使之含有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%，则与上述Cu —样，母材的强度提高得过于显著而使母材的韧 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%以下，进 一步优选为2. 5%以下。还有，为了有效发挥由Ni添加所致的作用，优选使之含有0. 05% 以上。Ni量更优选为0. 以上，进一步优选为0.2%以上。[ (2) Cr 和 / 或 Mo]
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复合添加。但是 若Cr超过3%，则母材的强度提高得过于显著而使母材的韧性劣化，因此使HAZ韧性降低。 因此，Cr量优选为3%以下。Cr量更优选为2%以下，进一步优选为以下。还有，为了 有效发挥由Cr添加所致的作用，优选使之含有0. 05%以上。Cr量更优选为0. 以上，进 一步优选为0. 15%以上。Mo也与Cr 一样，若超过1%，则母材的强度提高得过于显著而使母材的韧性劣化， 因此HAZ韧性降低。因此Mo量优选为以下。Mo量更优选为0.9%以下，进一步优选为 0.8%以下。还有，为了有效发挥由Mo添加所致的作用，优选使之含有0.05%以上。Mo量 更优选为0. 以上，进一步优选为0. 15%以上。[ (3) Nb 和 / 或 V]Nb和V均作为碳氮化物析出，借助该碳氮化物的钉扎效应，防止焊接时奥氏体晶 粒粗大化，是具有使HAZ韧性提高的作用的元素。Nb和V能够分别单独添加或复合添加。 但是，若Nb量超过0. 25%，则析出的碳氮化物粗大化，反而使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 发挥由Nb添加所致的作用，优选使之含有0. 002%以上。Nb量更优选为0. 01%以上，进一 步优选为0. 02%以上。V也与Nb—样，若超过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. 以下。V量更优选0.09%以下，进一步优选为0.08%以下。还有，为了 有效发挥由V添加所致的作用，优选使之含有0. 002%以上。V量更优选为0. 005%以上，进 一步优选为0.01%以上。[⑷B(硼)]B是抑制晶界铁素体的生成而使韧性提高的元素。但是，若B量超过0.005%，则其 在奥氏体晶界作为BN析出，招致韧性的降低。因此，B量优选为0.005%以下。B量更优选 为0.004%以下。还有，为了有效发挥由B添加所致的作用，优选使之含有0.0010%以上。 B量更优选为0. 0015%以上。接下来，对于在制造本发明的钢材时能够适合采用的制法进行说明。本发明的钢 材能够通过如下方式制造在已将钢液的溶解氧量Qm调整到0. 001 0. 01质量％的范围 的钢液中添加REM时，添加REM使所述钢液的溶解氧量Qm (质量％ )和REM的添加量Qkem (质 量％)满足下式(1)，由此来制造。21og QEEM+31og Q0f 彡-12. 00 ... (1)在此，上式(1)是为了确保本发明规定的期望的HAZ韧性而设定的，只要基于上式 (1)，根据钢液的溶解氧量Q0f而适当地添加REM的添加量Qkem，则能够确保期望的HAZ韧性 (参照后述的实施例)。还有，上式(1)的左边的系数是基于下式(2)所示的在钢液中的REM氧化物的生成反应式的值。2REM+30 = REM2O3 ... (2) 钢液的溶解氧量Q0f和REM的添加量Qkem满足上式⑴，意味着参与生成REM氧化 物的REM的添加量Qkem设定得少。其结果是生成的REM氧化物的个数也变少，因此，结果认 为会使粗大、超粗大的氧化物的个数降低至本发明的范围内，能够确保期望的HAZ韧性。若上述Z值超过-12. 00，则钢液的溶解氧量Q0f和REM的添加量Qkem的平衡变差， REM的添加量Qkem变多，生成粗大的REM氧化物。其结果是HAZ韧性降低。因此上述Z值 为-12. 00以下。Z值优选为-13以下，更优选为-13. 1以下，进一步优选为-13. 3以下。对 Z值的下限没有特别限定，但若考虑钢中的REM量等，则大体为-15左右。还有，在上述先申请发明中，对于上式(1)完全没有注意。因此，存在不满足(1) 式的关系、按照使(1)式的左边的值(Z值)超过-12. 00的方式增多REM的添加量Qkem的 情况。另外，在前述的专利文献4 6中，虽然记述有在调整了溶解氧量Qm的钢液中添加 REM,但是关于根据溶解氧量Q0f来决定REM的添加量Qkem而添加这一点则完全没有考虑。另 夕卜，在前述的专利文献4 6中，并没有关于并用REM与Zr及Ca的记载，因此，也根本不会 获得如本发明规定的那样具有HAZ韧性提高作用的含有Zr、REM和Ca的氧化物。接着，对于构成上式(1)的REM的添加量Qkem和溶解氧量Qw进行说明。首先，上述REM的添加量Qkem如上所述，根据溶解氧量Q0f适宜添加即可。还有，设 定REM的添加量Qkem比本发明钢材中所含的REM量多。这是由于，在铸造前添加的REM量 因铸造过程等而挥发，分散在料坯(slug)中等等，使钢材中所含的REM量变少。另外，钢液的溶解氧量Q0f为0. 001 0. 01质量％的范围。所谓溶解氧，意思是没 有形成氧化物而是存在于钢液中的游离状态的氧。即，为了制造本发明的钢材，首先，作为 前提条件，是将钢液的溶解氧量Qm调整到0. 001 0. 01质量％的范围。钢液的溶解氧量 Qm低于0. 001质量％时，钢液中的溶解氧量Qm不足，因此不能确保成为晶内铁素体相变的 核的ττ · REM · Ca系氧化物为规定量，不能改善HAZ韧性。另外，若溶解氧量Qm不足，则不 能够形成氧化物的ττ会形成碳化物，或REM、Ca形成硫化物，因此成为使母材自身的韧性劣 化的原因。因此上述溶解氧量Qm为0.001质量％以上。上述溶解氧量Qm优选为0.0015 质量％以上，更优选为0. 0020质量％以上。另一方面，若上述溶解氧量Qm超过0.01质量％，则钢液中的氧量过多，因此钢液 中的氧与上述元素的反应变得剧烈，不仅在熔炼作业上不为优选，而且会生成粗大的氧化 物，反而使HAZ韧性劣化。因此上述溶解氧量Qm应该抑制在0.01质量％以下。上述溶解 氧量Qm优选为0. 008质量％以下，更优选为0. 007质量％以下。可是，由转炉、电炉进行了一次精炼的钢液中的溶解氧量Q0f通常超过0. 01质 量％。因此在本发明的制造方法中，需要以某种方法将钢液中的溶解氧量Q0f调整到上述范 围。作为调整钢液中的溶解氧量Qm的方法，可以举出例如使用RH式脱气精炼装置进 行真空脱氧的方法，添加Si、Mn、Ti、Al等脱氧性元素的方法等，适宜组合这些方法而调整 溶解氧量Qm即可。另外，也可以使用浇包加热式精炼装置、简易式钢水处理设备等来取代 RH式脱气精炼装置，以调整溶解氧量Qm。这种情况下，因为不能通过真空脱氧进行溶解氧 量9 的调整，所以在溶解氧量Qm的调整中采用添加Si等脱氧性元素的方法即可。采用添加Si等脱氧性元素的方法时，也可以在从转炉向浇包出钢时添加脱氧性元素。如上所述将钢液中的溶解氧量Q0f调整到上述范围后，添加REM后进行铸造，但在本发明中，重要的是上述溶解氧量的添加量Qkem的关系要满足上式(1)的规定， 对REM以外的成分元素的添加顺序没有特别限定。REM与其他成分元素相比，与氧的结合非 常强，很大程度上参与到了对HAZ韧性产生不利影响的粗大、超粗大的氧化物的生成中，因 此对于REM的添加量Qkem需要特别的留意。在添加REM以外的成分元素时，如上述(d)所示，为了降低每个夹杂物中所含的 Al2O3量，相对于全部夹杂物的个数，使Al2O3的比率低于20质量％的夹杂物I的个数比例 超过90%，在制造钢材时，推荐将钢材的Al量抑制在0. 03%以下。还有，为了如此抑制钢 材的Al量，适宜考虑通过再氧化带来的Al的消除等而添加Al即可。还有，钢材中的更优 选的Al量为0. 025%以下。另外，如上述(e)所示，为了使满足CaCVAl2O3比超过0. 35的夹杂物II的个数相对 于全部夹杂物的个数的比例超过80%，在制造钢材时，推荐提高添加到钢液中的Ca量与Al 量的比(Ca添加量/Al添加量)，使之超过0. 30。Ca添加量/Al添加量更优选为0.4以上， 进一步优选为0.5以上。还有，以借助Ti氧化物的微细化而进一步提高HAZ韧性为目的，留意Ti的添加顺 序是本发明的优选方式。即，优选在添加REM前添加Ti。Ti氧化物与Ir · REM · Ca系氧化 物相比，其与钢液的界面能小，因此在向钢液中添加&、REM和Ca之前添加Ti，能够使Ti氧 化物微细化，结果是能够使有助于HAZ韧性的微细的氧化物得以生成。而且在添加了 Ti之 后再添加Zr、REM和Ca，由此能够得到期望的成为晶内铁素体相变的核的& · REM · Ca系 氧化物。在调整好溶解氧量Q0f的钢液中添加Ti之后再添加REM时，如后所述，如果也是根 据钢液的溶解氧量Qm按照使REM的添加量Qkem满足上式(1)的方式来添加REM，则能够适 当地控制氧化物的大小和密度。这是由于，若在REM之前添加Ti，则钢液的溶解氧与Ti结 合而形成氧化物，因此减少，但Ti与REM相比，较难与氧结合，且Ti氧化物与钢液的界面能 小，因此难以形成当量圆直径超过3 μ m的粗大氧化物。对向钢液添加的REM、Ca、Zr、Ti的形态没有特别限定，例如，作为REM，添加纯La 和纯Ce、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、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， 也可以向钢液添加混合稀土金属。所谓混合稀土金属就是稀土元素的混合物，具体来说就 是含有Ce 40 50%左右，含有La 20 40%左右。但是，因为在混合稀土金属中作为杂 质而大量含有Ca，所以在混合稀土金属含有Ca的情况下，则需要满足本发明规定的范围。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坯料后，遵 循常规方法进行热轧即可。本发明的钢材，即使是施加如下热过程时，即以1450°C保持5秒后再使800°C至 500°C的冷却时间为400秒而进行冷却，以_40°C下的吸收能(vE_4Q)计也能够确保100J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，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. Omm以上的厚钢板等为对象。
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 够符合前后述的宗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。实验例1中，对上述(a) (C)规定的要件与HAZ韧性的关系进行研究，实验例2 中，对于实验例所使用的一部分钢种，就上述(d)和上述(e)的要件与HAZ韧性的关系进行 研究。[实验例1] 使用真空熔化炉(容量150kg)，以下述表1所示的条件，熔炼下述表2、表3所示 的成分组成(质量％)的试验用钢(余量为铁和不可避免的杂质)，铸造成150kg的铸锭并 冷却。其后进行加热、轧制，制造厚钢板。还有，在下述表2、表3所示的试验用钢之中，确认 满足本发明规定的要件的试验用钢的总0量为0. 0005 0. 010%的范围。以真空熔化炉熔炼上述试验用钢时，对于Ti、Zr、REM和Ca以外的元素进行成分 调整，并且使用从C、Si、Mn和Al之中选出的至少一种元素进行脱氧，调整钢液的溶解氧量 Qm。调整后的溶解氧量Q0f显示在下述表1中。在调整好溶解氧量Qw的钢液中添加Ti后，再添加Zr、REM和Ca。设REM的添加 量为Qkem,该值显示在下述表1中。另外，将上述溶解氧量Q0f和REM的添加量Qkem的值代入 下式(1)，而计算出的Z值一并显示在下述表1中。Z = 21og QEEM+31og Q0f ... (1)，还有，Ti以Fe-Ti合金的形态添加，Zr以合金的形态添加，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合金的形态添加。但是， 表2的No. 12不是混合稀土金属的形态，而只添加了 Ce。在添加了上述元素后，铸造成铸锭并冷却。对得到的铸锭进行热轧，制造厚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)位置的横截面切割下样品， 测定该样品中包含的全部氧化物的成分组成，作为单独氧化物进行质量换算而计算出氧化 物的平均组成。全部氧化物的成分组成以如下步骤测定。使用日本电子Datum公司制的电子探针 X射线微分析仪(Electron Probe X-ray Micro Analyzer，EPMA，“JXA-85OOF(装置名)，，)， 观察切下的样品表面，对当量圆直径为0. Iym以上的夹杂物，定量分析其成分组成。观察 条件为加速电压20kv，试样电流0. 01 μ A，观察视野面积1 5cm2，分析个数100个以上， 通过特性X射线的波长色散谱定量分析夹杂物的中央部的成分组成。分析对象元素为Al、 Mn、Si、Ti、&、Ca、La、Ce、0(氧)和S，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而求得，根据由作为分析对象的上述夹杂物得到的X射线强度与上述 检量线，定量该夹杂物中所含的元素量。得到的定量结果之中以氧含量为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，从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，计算氧化物的组成。在本发明中，将如此作为单独氧化物而进行了质量换算的结果加以 平均，以其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4中。还有，REM的氧化物若以M表示金属元素，则其在钢材中以Μ203、Μ305、Μ02的形态存在，但将全部氧化物换算成M2O3而计算组成。另外，下述表4所示的所谓“其他”，是 REM的氧化物、ZrO2和CaO以外的氧化物(例如A1203、MnO、SiO2等)。接下，对于定量的夹杂物测定当量圆直径，测定当量圆直径(粒径)为0.1 2. O μ m的夹杂物的个数。下述表4中显示将测定结果换算成每Imm2观察视野面积中的个 数。另外，测定得到的定量结果之中氧含量为5%以上的氧化物的当量直径，测定当量 圆直径(粒径)超过3 μ m的氧化物的个数、和当量圆直径(粒径)超过5 μ m的氧化物的 个数。下述表4中显示将氧化物的个数换算成每Imm2观察视野面积中的值。图1中显示上述Z值与当量圆直径超过3 μ m的氧化物在每Imm2观察视野面积中 的个数的关系。在图1中，下述表4所示的No. 1 16的结果(图1的〇)和No. 17 22 的结果(图1的·)中，为了表示Z值的临界的意义，绘制的是Z值处于-12. 5 -11. 5的 范围。由图1可知，如果根据钢液的溶解氧量Qm而添加REM使之满足上式(1)，则当量 圆直径超过3 μ m的氧化物的生成得到抑制。接下来，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以下 所示的焊接再现试验。焊接再现试验施加如下的热循环从厚钢板的t/4位置(其中t为板 厚)切下的样品被加热至1450°C，以此温度保持5秒后进行冷却。冷却速度调整为从800°C 到500°C的冷却时间为400秒。关于冷却后的样品的冲击特性，其评价方式是，从施加了上述热循环后的样品上， 沿轧制方向提取3个V切口摆锤冲击试验片，遵循JIS Z2242进行冲击试验，从而进行评价。 在冲击试验中，测定-40°C下的吸收能(vE_4(l)，计算三次的平均值。在本发明中，vE_4(l的平 均值为100J以上的记为合格(HAZ韧性良好)。测定结果显示在下述表4中。由下述表1 表4能够进行如下考察。No. 1 16是满足本发明规定的条件的例 子，测定钢材中所含的全部氧化物的组成并换算成单独氧化物时，在调整成以规定量含有 ZrO2, REM的氧化物和CaO之后，使当量圆直径为0. 1 2 μ m的夹杂物大量生成，而使当量 圆直径超过3 μ m的氧化物和当量圆直径超过5 μ m的氧化物不会生成，因此能够得到HAZ 韧性良好的钢材。另一方面，No. 17 32是脱离本发明规定的某要件的例子。关于No. 17 22，因为 钢液的溶解氧量Q0f和REM的添加量Qkem的平衡不满足上式⑴，所以当量圆直径超过3 μ m 的氧化物(特别是当量圆直径超过3μπι并在5μπι以下的氧化物)大量生成。因此HAZ韧 性劣化。关于No. 21和No. 23，测定钢材中所含的全部氧化物的组成并换算成单独氧化物 时的REM的氧化物量低于本发明规定的范围，因此焊接时成为晶内铁素体的生成核的氧化 物量不足，HAZ韧性劣化。关于No. 22和No. 24，因为钢材中所含的REM量多，测定钢材中所 含的全部氧化物的组成并换算成单独氧化物时的REM的氧化物量高于本发明规定的范围， 因此氧化物粗大化，作为晶内铁素体的生成核发挥作用的微细的氧化物的个数变少，HAZ韧 性提高作用无法得到发挥。关于No. 25，被认为是因为钢材中所含的ττ量过少，所以在全部氧化物的组成中 所占的&02量变少，成为晶内铁素体相变的核的ττ · REM · Ca系氧化物量变少。因此HAZ韧性劣化。关于No. 26，因为钢材中所含的&量过多，所以在全部氧化物的组成中所占的 ZrO2量变多。因此夹杂物作为晶内相变核而发挥作用的效果减弱，得不到微细组织，HAZ韧 性劣化。关于No. 27，因为钢材中所含的Ca量过多，在全部氧化物的组成中所占的CaO量变 多。因此夹杂物作为晶内相变核发挥作用的效果减弱，得不到微细组织，HAZ韧性劣化。关 于No. 28，因为钢材中所含的Ca量过少，CaO量无法生成。因此成为晶内铁素体相变的核的 Zr · REM · Ca系氧化物量未生成，HAZ韧性劣化。关于No. 29，因为钢材中所含的Ti量过多，由于Ti的固溶导致母材被固溶强化，结 果使HAZ韧性劣化。关于No. 30，因为钢材中所含的Ti量过少，所以不能确保成为晶内铁素 体相变的核的当量圆直径为0. 1 2 μ m的夹杂物的生成量。因此HAZ韧性劣化。关于No. 31，因为钢材中所含的Al量过多，所以大量生成当量圆直径超过3 μ m的 粗大的氧化物，HAZ韧性劣化。No. 32是钢材中所含的N量过多的例子，钢材中所含的固溶 N量过剩，认为使HAZ韧性劣化。其次，图2中显示当量圆直径超过3 μ m的氧化物在每Imm2观察视野面积中的个 数与-40°C下的吸收能(vE_40)的关系。在图2中，下述表4所示的No. 1 16的结果由〇 表示，No. 17 22、31(比较例中超过5.0个的例子)的结果由·表示。由图2可知，如果当量圆直径超过3 μ m的氧化物在每Imm2观察视野面积中的个 数在5. 0个以下，则即使以1450°C加热保持5秒时，仍显示出良好的HAZ韧性。表1
权利要求
一种焊接热影响部的韧性优异的钢材，其特征在于，含有C0.02～0.15％Si0.5％以下且不包括0％、Mn2.5％以下且不包括0％、P0.03％以下且不包括0％、S0.02％以下且不包括0％、Al0.05％以下且不包括0％、Ti0.005～0.10％、REM0.0003～0.015％、Ca0.0003～0.010％、Zr0.0010～0.050％、N0.010％以下且不包括0％、O0.0005～0.010％，余量由铁和不可避免的杂质构成，所述％是指质量％，(a)所述钢材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，(b)测定所述钢材中包含的全部氧化物的组成并换算成单独氧化物时，以平均组成计，满足ZrO25～50％、REM的氧化物5～50％、CaO50％以下且不包括0％，若以M为标记表示REM时则REM的氧化物为M2O3，并且，(c)在所述钢材中包含的全部夹杂物之中，以当量圆直径计为0.1～2μm的夹杂物在每1mm2的观察视野面积中有120个以上，以当量圆直径计超过3μm的氧化物在每1mm2的观察视野面积中为5.0个以下，以当量圆直径计超过5μm的氧化物在每1mm2的观察视野面积中为5.0个以下。
2.根据权利要求1所述的钢材，其中， 所述钢材中所含的夹杂物还含有Al2O3，测定所述夹杂物的组成并换算成单独氧化物时，相对于全部夹杂物的个数，(d)关于Al2O3,满足Al2O3的比率低于20质量％的夹杂物的个数比例超过90%，或者(e)关于Al2O3和CaO，满足CaO相对于Al2O3的质量比即Ca0/Al203超过0.35的夹杂物 的个数比例超过80%。
3.根据权利要求1所述的钢材，其中， 所述钢材中所含的夹杂物还含有Al2O3，测定所述夹杂物的组成并换算成单独氧化物时，相对于全部夹杂物的个数，(d)关于Al2O3,满足Al2O3的比率低于20质量％的夹杂物的个数比例超过90%，并且，(e)关于Al2O3和CaO，满足CaO相对于Al2O3的质量比即Ca0/Al203超过0.35的夹杂物 的个数比例超过80%。
4.根据权利要求1 3中任一项所述的钢材，其中，作为其他元素，所述钢材还含有如 下任意一种Cu 以下且不包括0%、Ni 3. 5%以下且不包括0%、 Cr 以下且不包括0%、 Mo 以下且不包括0%、 Nb 0. 25%以下且不包括0%、 V 0. 以下且不包括0%、 B 0. 005%以下且不包括0%。
5.一种焊接热影响部的韧性优异的钢材的制造方法，是制造权利要求1 3中任一项 所述的钢材的方法，其特征在于，在已将钢液的溶解氧量Qm调整到0. 001 0.01质量％的 范围的钢液中添加REM时，添加所述钢液的溶解氧量Qm和REM的添加量Qkem满足下式⑴ 的量的REM，21ogQEEM+31ogQ0f 彡一 12. 00. ..(I)0
6.一种焊接热影响部的韧性优异的钢材的制造方法，是制造权利要求4的钢材的方 法，其特征在于，在已将钢液的溶解氧量Qm调整到0. 001 0.01质量％的范围的钢液中添 加REM时，添加所述钢液的溶解氧量Q0f和REM的添加量Qkem满足下式(1)的量的REM，21ogQEEM+31ogQ0f 彡一 12. 00. ..(I)0
全文摘要
本发明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韧性也优异的钢材及其制造方法。一种含有C、Si、Mn、P、S、Al、Ti、REM、Ca、Zr、N、O且余量由铁和不可避免杂质构成的钢材，(a)所述钢材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，(b)测定所述钢材中包含的全部氧化物的组成并换算成单独氧化物时，满足ZrO25～50％、REM的氧化物(若以M为标记表示REM则为M2O3)5～50％、CaO50％以下(不包括0％)，并且，(c)在所述钢材中包含的全部夹杂物之中，当量圆直径为0.1～2μm的夹杂物在每1mm2观察视野面积中有120个以上，当量圆直径超过3μm的氧化物在每1mm2的观察视野面积中为5.0个以下，当量圆直径超过5μm的氧化物在每1mm2观察视野面积中为5.0个以下。
文档编号C21C7/00GK101956132SQ20101019686
公开日2011年1月26日 申请日期2010年6月2日 优先权日2009年7月15日
发明者冈崎喜臣, 出浦哲史, 名古秀德, 太田裕己, 杉谷崇 申请人:株式会社神户制钢所