焊接热影响部的韧性优异的钢材的制作方法
【专利摘要】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)。
【专利说明】焊接热影响部的韧性优异的钢材
【技术领域】
[0001] 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】
[0002] 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。
[0003] 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°C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。
[0004] 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. 0 μ m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。
[0005] 现有技术文献
[0006] 专利文献
[0007] 专利文献1 :日本特开2007-100213号公报
[0008] 专利文献2 :日本特开2007-247004号公报
[0009] 专利文献3 :日本特开2007-247005号公报
[0010] 专利文献4 :日本特开2009-197267号公报
[0011] 发明所要解决的课题
[0012] 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°C的加热温度保持5秒后再以300秒冷却800°C 至500°C的温度的热循环（线能量条件：1400°C X 5秒，冷却时间Tc = 300秒），测定-40°C 下的吸收能（vE_4(l)。另一方面，在上述专利文献4中，与上述同样，测定在施加1400°C的保 持时间延长达30秒的热循环（线能量条件：1400°C X30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】
[0013] 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。
[0014] 用于解决课题的手段
[0015] 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、5:0.02%以下、六1:0.050%以下、11:0.005 ?0.10%、1?]\1:0.0003 ?0.015%、〇&: 0· 0003 ?0· 010%、Zr :0· 0010 ?0· 050%、N :0· 010% 以下、0 :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：
[0016] (a)所述钢材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物；
[0017] (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?2 μ m的夹杂物 在观察视野面积每Imm2中有120个以上，以当量圆直径计大于3 μ m的氧化物在观察视野 面积每Imm2中有5. 0个以下；并且，
[0018] (C)所述钢材中所含的当量圆直径为0. 1?2μπι的夹杂物的成分组成满足下式 (1)的关系。
[0019] (Insol. Ti_3. 4Χ Insol. Ν) /Insol. Al = 1.0 ?8··· (1)
[0020] 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（ΕΡΜΑ; Electron Probe X-ray Micro Analyzer)观察而求得的值。
[0021] 另外，在上述式（I)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，使用网眼〇. 1 μ m或网眼2. 0 μ m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. 1 μ m的过滤器上 的萃取残渣中的元素 X量Insol. Xai减去残留在网眼2. 0 μ m的过滤器上的萃取残渣中的 元素 X量Insol. X2.。，所计算出的便是Insol. X。
[0022] 所述钢材中也可以还含有如下等元素作为其他元素：
[0023] [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；
[0024] [2]Nb :0· 25%以下和V :0· 1%以下中的至少一种；
[0025] [3]B :0· 005% 以下。
[0026] 发明效果
[0027] 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〇. 1?2μπι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3 μ m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】
[0028] 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°C的加热温度保持60秒后，以450秒冷却800°C至500°C的温 度热循环"（线能量条件：1400°C X60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. 0 μ m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3 μ m的氧化物的个数极其重要，以及当量圆直径为0. 1?2 μ m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。
[0029] 如此本发明的特征部分在于，
[0030] ㈧使对于HAZ韧性提高有用的当量圆直径0. 1?2μπι的微细的夹杂物的个数增 大（120个/mm2以上）；并且
[0031] (B)使对于HAZ韧性提高带来不利影响的当量圆直径大于3 μ m的氧化物的个数减 少（5. 0个/mm2以下）；此外，
[0032] (C)使上述当量圆直径为0. 1?2 μ m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。
[0033] S卩，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。
[0034] 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 t匕，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2.0μπι的过滤器但未通过网眼0. ιμπι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?2 μ m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))。
[0035] 另外，在上述专利文献4中，控制以当量圆直径计大于5. Ομπι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3μπι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3 μ m且5 μ m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3 μ m的氧化物的个数即可。
[0036] 在本说明书中，为了区别构成晶内α相变的核的氧化物（g卩，含有Zr、RBl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。
[0037] 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"。
[0038] 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，当量圆直径为〇. 1?2 μ m的夹杂物称为"微细的夹杂物"。
[0039] 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? 2 μ m的氧化物称为"微细的氧化物"，当量圆直径大于3 μ m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5 μ m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3μπι的氧化物作为"粗大 的氧化物"。
[0040] 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°C保持60秒后再以450秒冷却800°C至500°C的温度的热循环（热过程）时，_40°C 下的吸收能（vE_4(l)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_4(!越大越好，优选vE_4(!在130J以上。
[0041] 以下，对于构成本发明的上述（a)?（C)的要件详细加以说明。
[0042] (a)关于Zr · REM · Ca系氧化物
[0043] 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。
[0044] 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ZrO 2 ;Ca可例示CaO ;以"Μ"符号表示REM时，REM 可例示Μ203、Μ305、Μ02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。
[0045] 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?2 μ m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。
[0046] 上述Ti氧化物的一部分也可以作为单独氧化物（例如，Ti203、Ti 305、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，Al 2O3)存在。
[0047] (b)关于全部夹杂物的粒度分布
[0048] 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EPM观察时，
[0049] ⑴以当量圆直径计为0. 1?2 μ m的微细的夹杂物在观察视野面积每Imm2中为 120个以上，
[0050] (ii)以当量圆直径计大于3 μ m的粗大的氧化物在观察视野面积每Imm2中为5. 0 个以下。
[0051] 在本发明的钢材中，控制以当量圆直径计大于3μπι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3 μ m的氧化物和以当量圆直 径计大于5μπι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。
[0052] 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3μπι的粗 大的氧化物的个数在观察视野面积每Imm 2中需要为5. 0个以下。其个数越少越好，优选每 Imm2为3个以下，更优选每Imm2为1个以下，最优选每Imm2实质上为0个。
[0053] 还有，对于上述以当量圆直径计大于3μπι的粗大的氧化物的个数而言，以例如 EPM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。
[0054] 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?2μπι的微细的夹杂物的个数在观察视野面积每Imm2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Imm 2中为200个以上，更优选每Imm2中为500个以 上，进一步优选每Imm2中为1000个以上。
[0055] 还有，对于以上述当量圆直径计0. 1?2μπι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 〇. 1 μ m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。
[0056] 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。
[0057] (c)微细的夹杂物中的Ti氧化物与Al氧化物的组成比
[0058] 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 圆直径为〇. 1?2 μ m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（ Υ)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。
[0059] 上述当量圆直径为0. 1?2 μ m的微细的夹杂物的Ti氧化物与Al氧化物的组成 t匕，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。
[0060] (Insol. Ti_3. 4X Insol. N) /Insol. Al = I. 0 ?8· · · (I)
[0061] 上述Insol. Ti、Insol. N和Insol. Al表示钢材中包含的化合物型的Ti、N、A1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，使用网眼〇. 1 μ m或网眼2. 0 μ m 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. 1 μ m的过滤器上的萃取残 渣所含的元素 X量为Insol. Xa i，设残留在网眼2. 0 μ m的过滤器上的萃取残渣所含的元素 X 量为 Insol. X2.。，由 Insol. Xai 减去 Insol. X2.。，由此计算 Insol. X(参照下式）。
[0062] Insol. X = Insol. Xa flnsol. X2.0
[0063] 即，上述式（1)中，Insol. Ti、Insol. N和Insol. Al,表示通过网眼2. 0 μ m过滤器 而未通过网眼0. Iym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〇. 1?2μπι的微细的夹杂物中所含的Ti、N和Al量。
[0064] 在本发明中，规定钢材中的当量圆直径为0. 1?2μπι的微细的夹杂物中所含的 Ti、Ν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2 μ m (特别是当量圆直径大于3 μ m)的夹杂物成为脆性断裂的起 点，反倒使HAZ韧性劣化。
[0065] 上述" Insol. Ti-3. 4 X 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。
[0066] 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. 1 μ m的 过滤器上的这种粒径大于〇. 1 μ m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。
[0067] 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. 1 μ m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。
[0068] 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3.4XInsol.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. 4X Insol. N)，能够求得在钢材中作为Ti氧化物存 在的Ti量。
[0069] 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. 1 μ m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。
[0070] 于是，上述式（1)表示通过网眼2. 0 μ m过滤器而未通过网眼0. 1 μ m的萃取残渣 (即，相当于以当量圆直径计为〇. 1?2 μ m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。
[0071] 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I. O?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。
[0072] 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I. 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。
[0073] 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。
[0074] 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/m 2。
[0075] 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?2 μ m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EPM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EPM分析当量圆直径为0. 1? 2 μ m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?2 μ m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EPM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。
[0076] 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。
[0077] 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⑴的左边值为8以下，优选为7. 5以下，更优选为7.0以下。
[0078] (d)优选的方式
[0079] 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M 2O3)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。
[0080] 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%。
[0081] 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Μ 203、Μ305、Μ02等的形态存在，但意思是将REM的氧化物全部换 算成M 2O3时的量。
[0082] 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。
[0083] 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，Si02、Al2O3和MnO等）。
[0084] 钢材所包含的全部氧化物的组成是以例如EPM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。
[0085] 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。
[0086] 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（M)，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。
[0087] 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。
[0088] 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。
[0089] 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。
[0090] 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。
[0091] 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。
[0092] 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，更优选为〇. 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。
[0093] 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。
[0094] 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 的提商。
[0095] 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，贝_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。
[0096] 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。
[0097] 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 步优选为〇. 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。
[0098] 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，需要含有〇. 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)JS 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。
[0099] 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。
[0100] 本发明的钢材含有上述元素作为必须成分，〇(氧）量是0.0005?0.010%。在此 0(氧）量0.0005?0.010%表示总氧量，意思是形成氧化物的0(氧）和固溶于钢材中的 游离的〇(氧）的合计量。
[0101] 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）。
[0102] 本发明的钢材中还含有如下等元素作为其他元素也有效：
[0103] [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；
[0104] [2]Nb :0. 25%以下和V :0. 1%以下中的至少一种；
[0105] [3]B :0.005%以下。规定这样的范围的理由如下。
[0106] [1]选自Cu、Ni、Cr和Mo中的至少一种的元素
[0107] 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。
[0108] 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。
[0109] 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 优选为〇. 1 %以上，进一步优选为〇. 2%以上。
[0110] 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。
[0111] 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。
[0112] [2] Nb和V中的至少一种
[0113] 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。
[0114] 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 一步优选为〇. 02%以上。
[0115] 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，进一步优选为〇. 01 %以上。
[0116] [3]B(硼）
[0117] B抑制晶界铁素体的生成，是使HAZ初性提1?的兀素。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 量更优选为〇. 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。
[0118] 本发明的钢材，即使施加以1450°C保持60秒钟后，再使800°C到500°C的冷却时间 为450秒而进行冷却的热过程时，也能够确保-40°C下的吸收能（vE_ 4(l)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. Omm以上的厚钢板等为对 象。
[0119] 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?2 μ m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 性的当量圆直径为〇. 1?2μπι的微细的夹杂物。另外，通过在添加 Ti之后再添加 A1，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 · RHM · 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 A1，即使Ti、A1、 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。
[0120] 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 · RHM · 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 · RHM · Ca系氧化物。
[0121] 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。
[0122] 添加上述Ti之后再添加 Al、REM、Ca和Zr时，例如，
[0123] (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 ;
[0124] (2)也可以在添加 Ti之后再添加 Al，然后同时添加 REM、Ca和Zr ;
[0125] (3)也可以在添加 Ti之后，再同时添加 Al、REM、Ca和Zr。
[0126] 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。
[0127] 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。
[0128] 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。
[0129] 【实施例】
[0130] 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。
[0131] 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 夕卜，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 力口，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0量（氧量）在0.0005?0.010%的范围。
[0132] 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IKKTC、乳制结束温度为880°C来进 行。
[0133] 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 当量圆直径为〇. Iym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. 01 μ A、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0 (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。
[0134] 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、ZrO 2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M 203、 M3O5和MO2的形态存在，但是，要将全部的氧化物换算成M2O 3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，Al 203、Mn0、SiO2等）。
[0135] 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）为〇. 1?2 μ m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Imm2中的值，显示在下述表2中。
[0136] 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3 μ m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Imm2中的值，显示 在下述表2中。
[0137] 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 IOmmX 20mmX 20mm的试样，使用网眼0· 1 μ m或网眼2. 0 μ m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。
[0138] 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。
[0139] 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°C，在此温度下保持60秒钟后再进行冷却。冷却 速度以从800°C到500°C的冷却时间为450秒的方式进行调整。
[0140] 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°C下的吸收能（vE_4(l)，计算3次的平均值。在本发明中，vE_ 4(l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。
[0141] 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3 μ m的氧化物，而大量生成当量圆直径为0. 1?2 μ m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。
[0142] 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3 μ m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。
[0143] 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。
[0144] 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3 μ m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。
[0145] No. 29、N〇. 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。
[0146] 【表1】
[0147]
【权利要求】
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、 A1 :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、 0 :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?2pm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3 y m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?2 y m的夹杂物的成分组成满足下式（1)的 关系， (Insol. Ti_3. 4X Insol. N) /Insol. = 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。
【文档编号】C21C7/04GK104411849SQ201380031755
【公开日】2015年3月11日 申请日期:2013年5月31日 优先权日:2012年6月19日
【发明者】岛本正树, 杉谷崇, 出浦哲史, 名古秀德, 伊庭野朗, 太田裕己, 佐藤进佑 申请人:株式会社神户制钢所