專利名稱：：焊接熱影響部的韌性和母材疲勞特性優(yōu)異的鋼材及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及橋梁、高層建筑物、船舶等的結(jié)構(gòu)物所使用的鋼材，特別是涉及在焊接時受到熱影響的部位(以下稱為“焊接熱影響部”或“HAZ”)的韌性和鋼材自身的疲勞特性優(yōu)異的鋼材及其制造方法。
背景技術(shù)：
：用于橋梁、高層建筑物、船舶等的結(jié)構(gòu)物的鋼材所要求的特性，近年來日益嚴(yán)格，特別是要求有良好的韌性。這些鋼材一般多通過焊接加以接合，但是在焊接接頭部之中，特別是HAZ在焊接時受以熱影響，從而存在韌性容易劣化這樣的問題。此韌性劣化隨著焊接時的線能量變大而表現(xiàn)得越發(fā)顯著，其原因被認(rèn)為在于，若焊接時的線能量變大，則HAZ的冷卻速度變慢，淬火性降低而生成粗大的島狀馬氏體。因此，為了改善HAZ韌性，認(rèn)為極力抑制焊接時的線能量即可。但是另一方面，要想提高焊接作業(yè)效率時，就希望采用例如氣電焊、電渣焊、埋弧焊等焊接線能量為50kJ/mm以上的大線能量焊接法。因此，本申請人在日本·特開2007-100213號、日本·特開2007-247004號公報和日本·特開2007-247005號公報中提出一種鋼材，可抑制在采用大線能量焊接法時的HAZ韌性劣化。這些鋼材作為氧化物含有REM的氧化物和/或CaO和&02。上述氧化物在鋼水中以液態(tài)存在，因此微細(xì)分散于鋼中。而且上述氧化物熱穩(wěn)定，例如長時間曝露在1400°C級的高溫下也不會固溶消失，因此有助于HAZ的韌性提高。可是，橋梁、高層建筑物和船舶等結(jié)構(gòu)物會受到反復(fù)應(yīng)力而發(fā)生疲勞破壞，因此從確保結(jié)構(gòu)物的安全性的觀點出發(fā)，期望被作為原材使用的鋼材其疲勞特性良好。鋼材的疲勞過程認(rèn)為大致區(qū)分為這樣兩個過程應(yīng)力集中部的龜裂的發(fā)生和已發(fā)生的龜裂在鋼材中進展。對于龜裂的發(fā)生來說，因為結(jié)構(gòu)物的龜裂大多從焊接接頭的起始點部發(fā)生，因此為了抑制疲勞龜裂的發(fā)生，改善焊接接頭的起始點形狀得到研究。相對于此，發(fā)生在鋼材上的疲勞龜裂在鋼材中進展，但若龜裂進展，則鋼材自身最終會斷裂，因此期望發(fā)生的龜裂其擴散被迅速停止，或盡可能減小龜裂的進展速度而使龜裂難以進展。減小疲勞龜裂的進展速度的技術(shù)，在以下3個文獻中被提出。中島清孝等，在“硬質(zhì)第二相帶給厚鋼板的疲勞龜裂進展特性和焊接接頭疲勞特性的影響”，焊接結(jié)構(gòu)學(xué)術(shù)討論會2004講演論文集，2004年，335頁中提出有一種技術(shù)，使金屬組織成為軟質(zhì)層(鐵素體)和硬質(zhì)層(馬氏體)的混合組織，使硬質(zhì)層(馬氏體)扁平化，從而使疲勞龜裂迂回而減小疲勞龜裂的進展速度。在譽田登等“自己抑制疲勞龜裂的新功能厚鋼板及其接頭特性”，焊接學(xué)會雜質(zhì)第74卷第4號，2005年，25頁中，和伊木聡等“造船用高功能鋼-JFE鋼的生命周期成本降低技術(shù)”，JFE技報No.5，JFE鋼，2004年8月，13頁中公開有一種技術(shù)，其通過使軟質(zhì)層(鐵素體)中分散硬質(zhì)相，而使疲勞龜裂迂回，以減小疲勞龜裂的進展速度。在此，前者是使貝氏體作為硬質(zhì)層生成，后者是使珠光體作為硬質(zhì)層生成。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明鑒于這樣的狀況而做，其目的在于，提供一種即使在進行線能量為50kJ/mm以上的大線能量焊接時，HAZ韌性也優(yōu)異，而且改善了母材自身的疲勞特性的鋼材。另外，本發(fā)明的另一個目的在于，提供上述鋼材的制造方法。能夠解決上述課題的本發(fā)明的鋼材，是滿足C0.020.12%(“質(zhì)量％”的意思。以下，涉及化學(xué)成分和氧化物均同。)、Si0.5%以下、Mn:12%、Zr0.00020.050%,REM0.00020.050%,Ca0.00050.010%,Ti0.0050.02%,N0.00400.01%、00.00050.010%,P0.02%以下、S:0.015%以下、Al0.05%以下，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼材，(a)所述鋼材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，(b)所述鋼材中所含的氧化物的平均組成中的&02的質(zhì)量比例為550%，REM的氧化物(若以M符號表示REM則為M2O3)的質(zhì)量比例為1050%，以及CaO的質(zhì)量比例為5.050%,(C)在所述鋼材中所含的全部氧化物之中，以當(dāng)量圓直徑計0.12.0μm的氧化物每Imm2中有120個以上，以當(dāng)量圓直徑計超過5.0μm的氧化物每Imm2中為5個以下，(d)以背散射電子衍射法(EBSP法)觀察所述鋼材的金屬組織時，滿足下述⑴式禾口(2)式，(e)所述鋼材的平均硬度為170Hv以上。D^25μm—(1)R彡70面積(2)[其中，式(1)中D的意思是，以EBSP法測定鄰接的兩個結(jié)晶的方位差，被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑(ym)。另外，式⑵中R的意思是，隨機晶界在上述大角晶界中所占的比例(面積％)。]所述鋼材，作為其他元素也可以還含有如下等(I)Ni以下、Cu以下、Cr:1·5%以下和Mo以下之中的至少1種元素，(2)Nb0.以下、V:0.以下和B:0.005%以下之中的至少1種元素。本發(fā)明的上述鋼材能夠通過如下方式制造將鋼水的溶存氧量調(diào)整到0.00100.0060%的范圍后，攪拌鋼水而使鋼水中的氧化物浮起分離，由此將總氧量調(diào)整到0.00100.0070%的范圍之后，添加Ti，接著添加&、REM和Ca而調(diào)整成分組成之后進行鑄造，并且在熱軋時將鋼坯加熱至11001250°C后，在1050°C以下、超過Ar3A+100°C的溫度區(qū)域，一邊使每1道次的平均冷卻速度為1.5°C/秒以上而進行冷卻，一邊使累積壓下率為40%以上而進行第一軋制，接著在Ar3點+100°C以下、超過Ar3點的溫度區(qū)域，使每1道次最大壓下率為12%以下，累積壓下率為50%以上而進行第二軋制后，以5°C/秒以上的平均冷卻速度冷卻至表面溫度達到500°C以下的溫度區(qū)域。在添加所述Zr、REM和Ca后，優(yōu)選在不超過40分鐘的范圍內(nèi)攪拌鋼水之后進行鑄造。所述第一軋制優(yōu)選在奧氏體再結(jié)晶溫度區(qū)域進行。以5°C/秒以上的平均冷卻速度冷卻至所述軋制材的表面溫度達到500°C以下的溫度區(qū)域后，也可以在500°C以上、低于Ac1點的溫度范圍進行回火處理。根據(jù)本發(fā)明，構(gòu)成晶內(nèi)鐵素體相變的核的氧化物(含有Zr、REM和Ca的氧化物)被規(guī)定量生成，并且存在于鋼材中的氧化物的大小和個數(shù)(粒度分布)也得到適當(dāng)控制，因經(jīng)能夠提供大線能量焊接時的HAZ韌性優(yōu)異的鋼材。特別是在本發(fā)明的鋼材中，不僅對HAZ韌性提高有用的當(dāng)量圓直徑為0.12.0μm的微細(xì)的氧化物存在規(guī)定量以上，而且可知會對HAZ韌性提高造成不利影響的當(dāng)量圓直徑超過5.0μm的粗大的氧化物的個數(shù)被有意地抑制，因此，即使以比上述特開2007-100213號的實施例所公開的HAZ韌性評價方法更大的線能量進行焊接，也能夠提高HAZ韌性。另外根據(jù)本發(fā)明，以EBSP法觀察金屬組織時，將被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界(以下僅稱為“大角晶界”)包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D控制為25μm以下，以及將大角晶界中所占的隨機晶界的比例R控制在70%以下，且將母材的平均硬度控制在170Hv以上，因此也能夠改善母材自身的疲勞特性。圖1是表示實施例中使用的緊湊拉伸型試驗片(CT試驗片)的形狀的概略說明圖。圖2是表示被大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D與沖擊特性(vE_6CI)的關(guān)系的曲線圖。圖3是表示在大角晶界中所占的隨機晶界的比例R和疲勞龜裂進展速度(da/dN)的關(guān)系的曲線圖。圖4是表示軋制材的平均硬度與疲勞龜裂進展速度(da/dN)的關(guān)系的曲線圖。圖5是表示Ar3點+100°C以下的累積壓下率與大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D的關(guān)系的曲線圖。圖6是表示Y粒徑與大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D的關(guān)系的曲線圖。圖7是表示1050°C以下的累積壓下率與Y粒徑的關(guān)系的曲線圖。圖8是表示被大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D與大角晶界中所占的隨機晶界的比例R的關(guān)系的曲線圖。具體實施例方式本發(fā)明公開的技術(shù)，用于將上述日本·特開2007-100213號所公開的晶內(nèi)鐵素體相變技術(shù)加以改良，得到即使以更大的線能量進行焊接，HAZ韌性也良好，而且母材自身的疲勞特性也優(yōu)異的鋼材。S卩，本發(fā)明以上述日本特開2007-100213號所公開的技術(shù)為基礎(chǔ)，為了進一步改善HAZ韌性而進行研究，其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，鋼材中的全部氧化物(不限定于構(gòu)成晶內(nèi)鐵素體相變的核的上述氧化物，而是以全部的氧化物為對象。)的大小和個數(shù)與HAZ韌性的提高密切相關(guān)，特別是如果將以當(dāng)量圓直徑計超過5μm的粗大的氧化物抑制在5個以下，則即使進行線能量大約為50kJ/mm左右的大線能量焊接，也能夠得到HAZ韌性優(yōu)異的鋼材。此外，如上述改善了HAZ韌性以后，本發(fā)明者們?yōu)榱烁纳颇覆淖陨淼钠谔匦赃M一步反復(fù)研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，如果平衡控制鋼材的金屬組織與硬度，則能夠提高疲勞特性，從而完成了本發(fā)明。具體來說，對于鋼材的金屬組織以EBSP法測定鄰接的兩個結(jié)晶的方位差時，如果使被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D為25μm以下，以及在大角晶界中所占的隨機晶界的比例R為70面積％以下，并且使鋼材的硬度為170Hv以上，則可知能夠改善母材自身的疲勞特性。即，為了使母材自身的韌性提高并改善疲勞特性，有效的是使金屬組織微細(xì)化，特別是使被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D為25μπι以下即可。但是，若使組織微細(xì)化，則結(jié)晶晶界增加，因此發(fā)生在鋼材上的龜裂的進展速度變大。這是因為龜裂容易在結(jié)晶晶界進展，所以結(jié)晶晶界增加導(dǎo)致龜裂的進展路徑增加。因此，既要以組織微細(xì)化為目標(biāo)，又要以改善母材自身的疲勞特性為目標(biāo)而進行研究，其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，降低晶界能高、疲勞龜裂容易進展的隨機晶界即可。即在結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界中，也存在被稱為“對應(yīng)晶界”的晶界，其在全部的偏移角中能量也并不高，而為某一特定的偏移角時，晶界能極低(例如“材料組織學(xué)”高木節(jié)雄、津崎兼彰朝倉書店發(fā)生第45頁)。即，大角晶界被大體區(qū)分為晶界能低的“對應(yīng)晶界”和晶界能高的“隨機晶界”，可知龜裂容易在隨機晶界進展，但難以在對應(yīng)晶界進展。因此在本發(fā)明中，前提也基于使結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界中所占的隨機晶界的比例R降低的觀點，將該比例R降低到70面積％以下而改善母材的疲勞特性?？墒?，本發(fā)明者們進一步研究時判明，如上述僅僅使結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D為25μπι以下，且使該大角晶界中所占的隨機晶界的比例R為70面積％以下，對母材的疲勞特性改善來說仍不充分，進一步使鋼材的硬度達到170Ην以上極其重要。S卩，若降低大角晶界中所占的隨機晶界的比例R，則疲勞龜裂容易容易進展的路徑減少，因此疲勞龜裂以選擇隨機晶界的方式一邊在結(jié)晶晶界迂回一邊在鋼材內(nèi)進展。但是，不能在結(jié)晶晶界進展的疲勞龜裂不在結(jié)晶晶界進展，而在結(jié)晶晶粒內(nèi)進展。因此如上述，即使降低大角晶界中所占的隨機晶界的比例R而減小疲勞龜裂的進展速度，而如果沒有一并減小結(jié)晶晶粒內(nèi)的疲勞龜裂的進展速度，則結(jié)局仍是不能改善母材自身的疲勞特性。而且在本發(fā)明中，在結(jié)晶晶內(nèi)進展的疲勞龜裂的速度，晶粒越軟變得越大，基于這一觀點，接著將對于結(jié)晶晶內(nèi)的疲勞龜裂的進展防止有用的鋼材的硬度定為170Ην以上。在本說明書中，構(gòu)成晶內(nèi)鐵素體相變的核的氧化物，即含有Zr、REM和Ca的氧化物和鋼材中所含的全部的氧化物有所區(qū)別，因此為了說明上的方便，有前者特別稱為"Zr·REM·Ca系氧化物”，后者特別稱為“全部氧化物”的情況。另外，有將構(gòu)成上述的“ττ·REM·Ca系氧化物”的必須成分(Zr、REM和Ca)特別稱為晶內(nèi)鐵素體相變核生成元素的情況。另外在本說明書中，鋼材中所含的全部氧化物之中，有將當(dāng)量圓直徑為0.12.0μm的氧化物稱為“微細(xì)的氧化物”，將當(dāng)量圓直徑超過5μm的氧化物稱為“粗大的氧化物”的情況。根據(jù)本發(fā)明，粗大的氧化物的個數(shù)受到顯著抑制，因此即使以比上述特開2007-100213號的實施例所公開的HAZ韌性評價方法[施加以1400°C的加熱溫度保持5秒鐘后，以300秒冷卻800°C至500°C的溫度的熱循環(huán)(線能量條件1400°CX5秒，冷卻時間Tc=300秒)，測定-40°C下的吸收能的方法]更大的線能量進行焊接，也能夠提高HAZ韌性。具體來說，本發(fā)明的鋼材，即使同上述一樣，通過在施加1400°C的保持時間長達30秒的熱循環(huán)(線能量條件1400°CX30秒，冷卻時間Tc=300秒)時測定吸收能的方法進行評價時，仍顯示出良好的HAZ韌性(參照后述的實施例)。以下，對于構(gòu)成本發(fā)明的上述(a)(e)的要件進行詳細(xì)地說明。[(a)關(guān)于rLr·REM·Ca系氧化物]首先，對于構(gòu)成晶內(nèi)鐵素體相變的起點的Ir·REM·Ca系氧化物進行說明。上述的ττ·REM·Ca系氧化物，是包含&的氧化物和REM的氧化物和Ca的氧化物的意思。構(gòu)成ττ·REM·Ca系氧化物的元素(晶內(nèi)鐵素體相變核生成元素)為Zr、REM和Ca，但除上述以外，也可以含有例如Ti、Mn、Si、Al等的氧化物形成元素和其他的鋼成分。上述ττ·REM·Ca系氧化物的存在形態(tài)沒有特別限定，可以作為單獨含有晶內(nèi)鐵素體相變核生成元素的單獨氧化物存在，也可以作為含有晶界鐵素體相變核生成元素的2種以上的復(fù)合氧化物存在。作為單獨氧化物的例子，Zr可例示&02；Ca可例示CaO，REM以“Μ”的符號表示REM時，可例示M203、M3O5,MO2等。另外，這些氧化物可以互相凝集存在，也可以以在上述氧化物中復(fù)合析出硫化物和氮化物等的其他的化合物的形態(tài)存在。上述的ττ·REM·Ca系氧化物，優(yōu)選還含有Ti氧化物。若還存在Ti氧化物，則晶內(nèi)鐵素體相變被促進，使HAZ韌性的提高進一步加強。Ti的氧化物可以作為單獨氧化物(例如Ti203、Ti3O5,TiO2)存在，也可以以與上述ττ·REM·Ca系氧化物的形成復(fù)合氧化物的形態(tài)存在。[(b)關(guān)于氧化物的平均組成]本發(fā)明的鋼材，所述鋼材中所含的氧化物的平均組成中的&02的質(zhì)量比例為550%,REM的氧化物(若以M符號表示REM則為M2O3)的質(zhì)量比例為1050%，以及CaO的質(zhì)量比例為5.050%，由此，作為晶內(nèi)鐵素體相變的核有效發(fā)揮作用。若各氧化物低于下限值，則焊接時構(gòu)成晶界鐵素體的生成核的氧化物量不足，HAZ韌性的提高作用得不到發(fā)揮。另一方面，若各氧化物超過上限值，則氧化物粗大化，作為晶內(nèi)鐵素體的生成核有效發(fā)揮作用的微細(xì)的氧化物的個數(shù)變少，HAZ韌性提高作用無法被有效發(fā)揮。上述&02為5%以上，優(yōu)選為10%以上，更優(yōu)選為13%以上，進一步優(yōu)選為15%以上。另一方面，上限為50%，優(yōu)選為45%，更優(yōu)選為40%。上述REM的氧化物為10%以上，優(yōu)選為15%以上，更優(yōu)選為20%以上，進一步優(yōu)選為30%以上。另一方面，上限為50%，優(yōu)選為45%，更優(yōu)選為40%。還有，REM的氧化物若以符號M表示REM，則在鋼材中以Μ203、Μ305、Μ02等的形態(tài)存在，但REM的氧化物意思是將全部REM的氧化物換算成M2O3時的量。上述CaO為5.0%以上，優(yōu)選為10%以上，更優(yōu)選為15%以上，進一步優(yōu)選為18%以上。另一方面，上限為50%，優(yōu)選為45%，更優(yōu)選為40%，特別優(yōu)選為30%。還有，全部氧化物的組成的其余的成分沒有特別限定，可列舉本發(fā)明的鋼材中所含的氧化物形成元素的氧化物(例如Si02、Al2O3和MnO等)。鋼材中所含的全部氧化物的組成，以例如電子探針X射線微區(qū)分析儀(ElectronProbeX-rayMicroAnalyzer,ΕΡΜΑ)觀察鋼材的表面，定量分析并測定觀察視野內(nèi)確認(rèn)到的氧化物。測定條件的詳情在后述的實施例一欄中說明。[(c)關(guān)于全部氧化物的粒度分布]接著，對于本發(fā)明最富特征的全部氧化物(不限定于上述的ττ·REM·Ca系氧化物，而是存在于鋼材中的全部氧化物)的個數(shù)和大小進行說明。本發(fā)明的鋼材中所含的全部氧化物，滿足以當(dāng)量圓直徑計0.12.0μm的微細(xì)的氧化物在觀察視野的每Imm2面積中有120個以上，并且以當(dāng)量圓直徑計超過5.0μm的粗大的氧化物在觀察視野的每Imm2中為5個以下。本發(fā)明者們對于全部氧化物的粒度分布與HAZ韌性的關(guān)系進行詳細(xì)地調(diào)查時發(fā)現(xiàn)，當(dāng)量圓直徑為0.12.0μm的微細(xì)的氧化物和超過5.0μm的粗大的氧化物與大線能量焊接的HAZ韌性密切相關(guān)，大大有助于HAZ韌性的提高的是微細(xì)的氧化物的個數(shù)，粗大的氧化物成為脆性破壞的起點，招致HAZ韌性的降低。另外還可知，以當(dāng)量圓直徑計低于0.Iym的氧化物，對基于氧化物分散帶來的HAZ韌性提高作用幾乎沒有幫助。因此，為了提高HAZ韌性，優(yōu)選盡可能使微細(xì)的氧化物的個數(shù)多的方法，但若微細(xì)的氧化物變多，則相應(yīng)地粗大的氧化物的個數(shù)也有變多的傾向，因此需要適當(dāng)控制微細(xì)的氧化物和粗大的氧化物的個數(shù)。微細(xì)的氧化物的優(yōu)選個數(shù)為，觀察視野每Imm2面積中有200個以上，更優(yōu)選為500個以上，進一步優(yōu)選為1000個以上。粗大的氧化物以少為宜，優(yōu)選察視野每Imm2面積中為3個以下，更優(yōu)選為1個以下，最優(yōu)選為0個。關(guān)于上述以外的尺寸的氧化物的個數(shù)，本發(fā)明沒有任意限定，如果一并控制上述尺寸的氧化物，便能夠得到期望的HAZ韌性，這通過實驗得到了確認(rèn)。上述所謂“當(dāng)量圓直徑”，是假定與氧化物的面積相等的圓的直徑，在透射型電子顯微鏡(TEM)觀察面上確認(rèn)。[(d)關(guān)于被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D和大角晶界中所占的隨機晶界的比例]本發(fā)明的鋼材，以背散射電子衍射法(EBSP法)觀察金屬組織時，需要滿足下述(1)式和(2)式。通過滿足兩式，母材自身的疲勞特性得到改善。D^25μm—(1)R彡70面積(2)上式(1)中D的意思是，以EBSP法測定鄰接的兩個結(jié)晶的方位差，被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑(ym)。在本發(fā)明中，使D值為25μm以下。通過使D值為25μm以下，能夠確保母材自身的韌性。另外，一般已知疲勞龜裂在結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界中彎曲、迂回或停止。因此，通過使結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒微細(xì)化，疲勞龜裂彎曲、迂回、停留的位置增加，其結(jié)果是，母材的沖擊特性上升，母材自身的疲勞特性良好(參照后述圖2)。另外，如后述為了使隨機晶界的比例R降低到規(guī)定值以下，有效的是使大角晶界所包圍的晶粒微細(xì)化(參照后述圖8)。隨機晶界的比例R隨著大角晶界所包圍的晶粒的微細(xì)化而變得越容易降低。D值越小越好，優(yōu)選為23μm以下，更優(yōu)選為20μm以下。還有，D值的下限大約為13μm左右。D值是設(shè)鋼材的板厚為t(mm)時，觀察測定板厚方向的t/2位置的金屬組織。之所以以t/2位置的D值為基準(zhǔn)，是因為板厚越大，應(yīng)變的施加越困難，所以這是金屬組織的控制最困難的位置。具體的測定步驟在后述的實施例的項目中說明。上述⑵式中，R的意思是，以EBSP法測定鄰接的2個結(jié)晶的方位差時，在結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界中所占的隨機晶界的比例(面積％)。在本發(fā)明中，使R值為70面積％以下。如上述，大角晶界分為對應(yīng)晶界和隨機晶界，但通過降低疲勞龜裂容易進展的隨機晶界，龜裂迂回的路徑變長，能夠減小龜裂進展速度，因此能夠改善疲勞特性。另外，龜裂的能量在傳播過程中衰減，因此延長龜裂傳播的路徑，隨著能量減少，龜裂停止，能夠改善母材自身的疲勞特性(參照后述圖3)。R值越小越好，優(yōu)選為65面積％以下，更優(yōu)選為60面積％以下。還有，R值的下限大約為40面積％左右。R值是設(shè)鋼材的厚度為t(mm)時，分別觀察測定板厚方向的表面、t/4位置、t/2位置的金屬組織。之所以觀察鋼材的表面，是由于疲勞龜裂容易在鋼材的表面發(fā)生，之所以觀察t/4位置，是由于這是評價鋼材整體的特性的作為一般性的標(biāo)準(zhǔn)的位置，之所以觀察t/2位置，是由于板厚越大，應(yīng)變的施加越困難，所以這是金屬組織的控制最困難的位置。具體的測定步驟在后述的實施例的項目中說明。[(e)關(guān)于平均硬度]在本發(fā)明中，使鋼材的平均硬度為170Hv以上。使鋼材硬到一定程度，即使難以在晶界進展的龜裂在晶內(nèi)進展時，也能夠減小在晶內(nèi)進展的速度。其結(jié)果是，能夠減小在鋼材內(nèi)進展的龜裂的進展速度(參照后述圖4)。平均硬度越大越好，優(yōu)選為180Hv以上，更優(yōu)選為190Hv以上，進一步優(yōu)選為200Hv以上。為了使鋼材的平均硬度達到170Hv以上，推薦金屬組織為貝氏體主體。這是由于若金屬組織中所占的鐵素體分率高，則鋼材的硬度有變小的傾向。所謂貝氏體主體，意思是以電子顯微鏡觀察金屬組織時，貝氏體分率約60面積％以上。還有，平均硬度的上限大約為260Hv左右。這是由于若變得過硬，則龜裂在晶內(nèi)不進展，難以減小龜裂進展速度。該平均硬度的上限為與貝氏體組織的平均硬度大致相等的值。鋼材的硬度是設(shè)鋼材的板厚為t(mm)時，在板厚方向的t/2位置測定的。之所以以t/2位置的硬度為標(biāo)準(zhǔn)，是因為板厚越大，至板厚中央的冷卻越困難，難以適當(dāng)控制金屬組織。一般鋼材的硬度依存于金屬組織的形態(tài)，而金屬組織的形態(tài)依存于冷卻速度。具體的測定步驟在后述的實施例的項目中說明。接下來，對于本發(fā)明的鋼材(母材)的成分組成進行說明。本發(fā)明的鋼材，作為基本成分，滿足C:0.020.12%(“質(zhì)量％”的意思。以下，涉及化學(xué)成分和氧化物均同。)、Si0.5%以下(不含0%)、Mn12%、Zr0.00020.050%,REM0.00020.050%,Ca0.00050.010%,Ti0.0050.02%,N0.00400.01%、00.00050.010%,P:0.02%以下、S:0.015%以下、Al:0.05%以下(不含0%)。規(guī)定這一范圍的理由如下。C是用于確保鋼材(母材)的強度所不能缺少的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使之含有0.02%以上。C優(yōu)選含有0.04%以上，更優(yōu)選為0.05%以上。但是若超過0.12%,則焊接時在HAZ大量生成島狀馬氏體，不僅會招致HAZ的韌性劣化，而且也給焊接性帶來不良影響。因此C在0.12%以下，優(yōu)選在0.以下，更優(yōu)選在0.08%以下。Si是有助于通過固溶強化而確保鋼材的強度的元素。但是若Si超過0.5%，則在焊接時在HAZ大量生成鳥狀馬氏體(MA)，不僅會招致HAZ的韌性劣化，而且也給焊接性帶來不良影響。因此Si在0.5%以下。優(yōu)選在0.3%以下，更優(yōu)選在0.2%以下，進一步優(yōu)選在0.18%以下。還有，為了添加Si而確保鋼材的強度，優(yōu)選使之含有0.02%以上，更優(yōu)選為0.05%以上，進一步優(yōu)選使之含有0.以上。Mn是有助于鋼材(母材)的強度提高的元素。為了有效地發(fā)揮這一效果，需要使之含有以上。Mn優(yōu)選含有1.2%以上，更優(yōu)選含有1.4%以上。但是若超過2%，則使鋼材(母材)的焊接性劣化。因此，Mn需要抑制在2%以下。優(yōu)選在1.8%以下，更優(yōu)選在1.6%以下。&是生成&02所需要的元素。通過含有&02，氧化物容易微細(xì)分散，該微細(xì)分散的氧化物成為晶內(nèi)鐵素體的生成核，因此有助于HAZ韌性的提高。但是ττ低于0.0002%時，構(gòu)成上述晶內(nèi)鐵素體的的生成核的微優(yōu)選為細(xì)的氧化物量變少，因此不能提高HAZ韌性。因此&需要含有0.0002%以上。優(yōu)選為0.0005%以上，更優(yōu)選為0.0010%以上。但是若過剩地添加&，則粗大的氧化物大量生成，HAZ韌性劣化。另外還會形成造成析出強化的微細(xì)的&碳化物，招致母材自身的韌性降低。因此&抑制在0.050%以下。優(yōu)選為0.04%以下，更優(yōu)選為0.01%以下，進一步優(yōu)選為0.008%以下。REM(稀土類元素)和Ca是生成各自氧化物所需要的元素。通過含有這些氧化物，氧化物容易微細(xì)分散，該微細(xì)分散的氧化物成為晶內(nèi)鐵素體的生成核，因此有助于HAZ韌性的提高。REM應(yīng)該含有0.0002%以上，優(yōu)選為0.0005%以上，更優(yōu)選為0.0010%以上，進一步優(yōu)選為0.0015%以上。但是，若過剩地添加REM，則形成粗大的氧化物，HAZ韌性反而劣化。因此REM應(yīng)該抑制在0.050%以下。優(yōu)選為0.04%以下，更優(yōu)選為0.01%以下。還有，在要發(fā)明中，所謂REM是含有鑭系元素(從La到Ln的15個元素)和Sc(鈧)和Y(釔)的意思。這些元素之中，優(yōu)選含有La、Ce和Y之中的至少1種元素，更優(yōu)選含有La禾口/或CeοCa應(yīng)該含有0.0005%以上，優(yōu)選為0.001%以上，更優(yōu)選為0.0015%以上。但是，若過剩地添加Ca，則形成粗大的氧化物，HAZ韌性反而劣化。因此Ca需要抑制在0.010%以下。優(yōu)選為0.008%以下，更優(yōu)選為0.005%以下。Ti在鋼材中生成TiN等的氮化物和Ti氧化物，是有助于HAZ韌性提高的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使Ti含有0.005%以上。優(yōu)選為0.007%以上，更優(yōu)選為0.010%以上。但是若過剩地添加Ti，則使鋼材(母材)的韌性劣化，因此Ti應(yīng)該抑制在0.02%以下。優(yōu)選在0.018%以下，更優(yōu)選在0.017%以下。N是析出氮化物(例如ZrN和TiN等)的元素，該氮化物在釘扎效應(yīng)下，防止焊接時在HAZ生成的奧氏體晶粒的粗大化，促進鐵素體相變，因此有助于使HAZ韌性提高。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，需要使之含有0.0040%以上。優(yōu)選為0.005%以上，更優(yōu)選為0.006%以上。N越多越形成含Ti氮化物，奧氏體晶粒的微細(xì)化越得到促進，因此在HAZ的韌性提高上有效地發(fā)揮著作用。但是若N超過0.01%，則固溶N量增大，母材自身的韌性劣化HAZ韌性也降低。因此N需要抑制在0.01%以下。優(yōu)選在0.0095%以下，更優(yōu)選在0.009%以下。0(氧)是用于使有助于HAZ韌性提高的構(gòu)成晶內(nèi)鐵素體的生成核的微細(xì)的氧化物生成所需要的元素。但是O低于0.0005%時，上述微細(xì)的氧化物量不足，不能使HAZ韌性提高。因此需要使O含有0.0005%以上。優(yōu)選為0.0010%以上，更優(yōu)選為0.0015%以上。但是，若過剩地添加，則氧化物粗大化，反而使HAZ韌性劣化。因此應(yīng)該抑制在0.010%以下。優(yōu)選為0.008%以下，更優(yōu)選為0.005%以下。P是容易偏析的元素，特別是在鋼材中的晶界偏析而使母材的韌性劣化。因此P需要抑制在0.02%以下。優(yōu)選在0.018%以下，更優(yōu)選在0.015%以下。S與Mn結(jié)合而生成硫化物(MnS)，是使母材的韌性和板厚方向的延性劣化的有害的元素。因此S需要抑制在0.015%以下。優(yōu)選為0.012%以下，更優(yōu)選在0.008%以下，進一步優(yōu)選在0.006%以下。Al脫氧力強，是作為脫氧劑發(fā)揮作用的元素。但是若過剩地添加，則使氧化物還原而難以生成有于HAZ韌性提高的上述rLx·REM·Ca系氧化物。因此Al需要抑制在0.05%以下。Al優(yōu)選在0.4%以下，更優(yōu)選在0.035%以下。還有，Al也可以為0%。本發(fā)明的鋼材，含有上述元素作為必須成分，余量可以是鐵和不可避免的雜質(zhì)(例如Mg、As和Se等)。本發(fā)明的鋼材，作為其他元素，還含有使鋼材的強度提高的元素(Ni、Cu、Cr、Mo)和使HAZ韌性進一步提高的元素(Nb、V、B)等也有效。具體來說、優(yōu)選含有如下等元素(I)Ni以下、Cu以下、Cr:1·5%以下和Mo以下之中的至少1種元素，(2)Nb:0.以下、V:0.以下和B:0.005%以下之中的至少1種元素。規(guī)定這一范圍的理由如下。[⑴Ni、Cu、Cr、Mo]NiXuXr和Mo均是有助于提高鋼材的強度的元素，能夠分別單獨添加，或者也能夠復(fù)合添加。特別是M除了提高鋼材的強度，也是有助于提高鋼材自身的韌性的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，優(yōu)選使之含有0.05%以上。更優(yōu)選為0.1%以上，進一步優(yōu)選為0.2%以上。Ni優(yōu)選盡可能使之含有，但是其為昂貴的元素，因此若過剩地含有則成本提高。因此從經(jīng)濟性的理由出發(fā)，上限優(yōu)選為0.4%。更優(yōu)選為0.38%以下，進一步優(yōu)選為0.35%以下。Cu是進行固溶強化而提高鋼材的強度的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，優(yōu)選使之含有0.05%以上。更優(yōu)選為0.以上，進一步優(yōu)選為0.2%以上。但是若含有超過0.3%，則鋼材的韌性劣化，因此Cu優(yōu)選在0.3%以下。更優(yōu)選為0.28%以下，進一步優(yōu)選在0.25%以下。Cr優(yōu)選使之含有0.以上。更優(yōu)選為0.2%以上，進一步優(yōu)選為0.5%以上。但是若Cr超過1.5%，則使鋼材(母材)的強度顯著過高，母材韌性劣化，因此HAZ韌性降低。因此Cr優(yōu)選為1.5%以下。更優(yōu)選在1.2%以下，進一步優(yōu)選在以下。Mo優(yōu)選使之含有0.以上。更優(yōu)選為0.2%以上，進一步優(yōu)選為0.3%以上。但是，若超過1%，則鋼材(母材)的強度顯著過高，母材韌性反而劣化，因此HAZ韌性也降低。因此優(yōu)選Mo在以下。更優(yōu)選在0.7%以下，進一步優(yōu)選抑制在0.5%以下。[(2)Nb、V、B]Nb、V、B均是使HAZ韌性提高的元素，能夠分別單獨添加，或者復(fù)合添加。特別是Nb和V，在固溶帶來的溶質(zhì)拖曳(solutedrag)效應(yīng)和由碳氮化物的析出帶來的釘扎效應(yīng)下，其抑制軋制前的板坯加熱時奧氏體晶粒粗大化，是具有使組織微細(xì)化，使HAZ韌性提高作用的元素。為了有效的發(fā)揮來自Nb添加帶來的這一作用，優(yōu)選使之含有0.002%以上。更優(yōu)選在0.005%以上，進一步優(yōu)選在0.008%以上。但是若Nb超過0.1%，則析出的碳氮化物粗大化，母材的韌性劣化。因此Nb優(yōu)選在0.以下。更優(yōu)選在0.08%以下，進一步優(yōu)選在0.05%以下。V與Nb—樣，若添加超過0.1%，則析出的碳氮化物也粗大化，母材的韌性劣化。因此V優(yōu)選在0.以下。更優(yōu)選在0.08%以下，進一步優(yōu)選在0.05%以下。還有，為了有效地發(fā)揮來自V添加的作用，優(yōu)選使之含有0.002%以上。更優(yōu)選在0.005%以上，進一步優(yōu)選在0.01%以上。另一方面，B抑制晶界鐵素體的生成，是使HAZ韌性提高的元素。但是若B超過0.005%，則在奧氏體晶界作為BN析出，招致HAZ韌性的降低。因此B優(yōu)選為0.005%以下。更優(yōu)選為0.004%以下。還有，為了有效地發(fā)揮來自B添加的作用，優(yōu)選使之含有0.001%以上。更優(yōu)選在0.0015%以上。接下來，對于制造本發(fā)明的鋼材時能夠適合采用的制造方法進行說明。首先，在鑄造時，將鋼水的溶存氧量調(diào)整到0.00100.0060%的范圍后，攪拌鋼水而使鋼水中的氧化物浮起分離，由此將總氧量調(diào)整到0.00100.0070%的范圍之后，添加Ti，接著添加&、REM和Ca，調(diào)整成分組成。由此能夠滿足上述(a)(c)的要件。接著在熱軋時，將鋼坯加熱至11001250°C后，在1050°C以下、超過Ar3點+100°C的溫度區(qū)域，一邊使每1道次的平均冷卻速度為1.5°c/秒以上而進行冷卻，一邊使累積壓下率為40%以上而進行第一軋制(相當(dāng)于粗軋)，接著在Ar3點+100°C以下、超過Ar3點的溫度區(qū)域，使每1道次最大壓下率為12%以下，累積壓下率為50%以上而進行第二軋制(相當(dāng)于精軋)后，以5°C/秒以上的平均冷卻速度冷卻至表面溫度達到500°C以下的溫度區(qū)域。由此，能夠滿足上述(d)、(e)的要件。若說明本發(fā)明的制法的概略則如下。首先，在調(diào)整了溶存氧量和總氧量的鋼水中，按規(guī)定的順序添加規(guī)定的合金元素，由此能夠使構(gòu)成晶內(nèi)鐵素體的生成核的期望的氧化物生成。特別是在本發(fā)明中，在調(diào)整溶存氧量后，調(diào)整總氧量而不使粗大的氧化物生成極其重要。所謂溶存氧，意思是不形成氧化物而存在于鋼水中的游離狀態(tài)的氧。所謂總氧量，意思是在鋼水中所包含的全部的氧，即，游離氧和形成氧化物的氧的總和。接著，進行鑄造，熱軋得到的鋼坯，但為了使被大角晶界包圍的晶粒的平均圓當(dāng)量直徑D為25μm以下，并使大角晶界中所占的隨機晶界的比例R為70面積％以下，如第二軋制規(guī)定的，重要的是在Ar3+10(TC到Ar3點的溫度區(qū)域，將每1軋道的最大壓下率控制在12%以下，累積壓下率控制在50%以上而進行熱軋。然后，為了一邊通過該溫度區(qū)域的熱軋而達成R彡70面積％，一邊滿足D彡25μm，如第一軋制規(guī)定的，在1050°C至Ar3點+100°C的溫度區(qū)域，一邊使每1道次的平均冷卻速度為1.5°C/秒以上而進行冷卻，一邊使累積壓下率為40%以上而進行軋制。如此進行第一軋制，預(yù)先使奧氏體(Y)粒徑為50μm以下，由此金屬組織通過繼第一軋制之后的第二軋制被適當(dāng)?shù)乜刂疲詽M足本發(fā)明規(guī)定的要件的方式得到調(diào)整。以下，就本發(fā)明的制造方法按順序進行詳細(xì)地說明。首先，將鋼水的溶存氧量調(diào)整到0.00100.0060%的范圍。鋼水的溶存氧量低于0.0010%時，鋼水中的溶存氧量不足，因此不能規(guī)定量地確保構(gòu)成晶內(nèi)鐵素體相變的核的ττ·REM·Ca系氧化物，得不到優(yōu)異的HAZ韌性。另外，若溶存氧量不足，則不能形成氧化物的ττ形成碳化物，REM和Ca形成硫化物，因此成為使母材自身的韌性劣化的原因。因此上述溶存氧量為0.0010%以上。上述溶存氧優(yōu)選為0.0013%以上，更優(yōu)選為0.0020%以上。另一方面，若上述溶存氧量超過0.0060%，則鋼水中的氧量過多，因此鋼水中的氧與上述元素的反應(yīng)劇烈，不僅熔煉操作上不為優(yōu)選，而且會生成粗大的氧化物，反而使HAZ韌性劣化。因此上述溶存氧量應(yīng)該抑制在0.0060%以下。上述溶存氧量優(yōu)選在0.0055%以下，更優(yōu)選在0.0053%以下?？墒牵?jīng)轉(zhuǎn)爐和電爐被一次精煉的鋼水中的溶存氧量通常超過0.010%。因此在本發(fā)明的制造方法中，無論運用哪種方法都需要將鋼水中的溶存氧量調(diào)整到上述范圍內(nèi)。作為調(diào)整鋼水中的溶存氧量的方法，例如可列舉使用RH式脫氧精煉裝置進行真空C脫氧的方法，和添加Si、Mn、Ti和Al等脫氧元素的方法等，也可以適宜組合這些方法來調(diào)整溶存氧量。另外，也可以使用鑄桶加熱式精煉裝置和簡易式鋼水處理設(shè)備等替代RH式脫氧精煉裝置來調(diào)整溶存氧量。這種情況下，因為不能通過真空C脫氧進行溶存氧量的調(diào)整，所以在溶存氧量的調(diào)整中采用添加Si等的脫氧性元素的方法即可。采用添加Si等的脫氧性元素的方法時，也可以在從轉(zhuǎn)爐出鋼到鑄桶時添加脫氧性元素。將鋼水的溶存氧量調(diào)整到0.00100.0060%的范圍后攪拌鋼水，使鋼水中的氧化物浮起分離，由此將鋼水中的總氧量調(diào)整到0.00100.0070%。如此在本發(fā)明中，攪拌適當(dāng)控制了溶存氧量的鋼水，除去不要的氧化物之后，添加&等晶內(nèi)鐵素體相變核生成元素，因此能夠防止粗大的氧化物的生成。在前述的日本特開2007-100213號中，因為不進行該浮起分離工序，所以粗大的氧化物生成，不能確保良好的HAZ韌性(參照后述的實施例)。上述總氧量低于0.0010%時，因為期望的氧化物量不足，所以不能確保構(gòu)成有助于HAZ韌性提高的晶內(nèi)鐵素體的生成核的氧化物量。因此上述總氧量為0.0010%以上。上述總氧量優(yōu)選為0.0015%以上，更優(yōu)選為0.0018%以上。另一方面，若上述總氧量超過0.0070%，則鋼水中的氧化物量過剩，粗大的氧化物生成，HAZ韌性劣化。因此上述總氧量應(yīng)該抑制在0.0070%以下。上述總氧量優(yōu)選在0.0060%以下，更優(yōu)選在0.0050%以下。鋼水中的總氧量大體上隨著鋼水的攪拌時間而變化，因此能夠通過調(diào)整攪拌時間等而加以控制。具體來說，攪拌鋼水，一邊測定除去浮起的氧化物后的鋼水中的總氧量，一邊適當(dāng)控制鋼水中的總氧量。將鋼水中的總氧量調(diào)整到上述范圍后，添加Ti，接著再添加Zr、REM和Ca，之后進行鑄造。通過向調(diào)整了總氧量的鋼水添加上述的元素，能夠得到期望的構(gòu)成晶內(nèi)鐵素體相變的核的ττ·REM·Ca系氧化物。Ti氧化物與rLr·REM·Ca系氧化物相比，與鋼水的界面能較小，因此，如果按該順序添加合金元素，則Ti氧化物得到微細(xì)化，因此結(jié)果是能夠使有助于HAZ韌性的微細(xì)的氧化物生成。向鋼水添加的REM、Ca、Zr和Ti的形態(tài)沒有特別限定，例如作為REM，添加純La、純Ce和純Y等即可，或者添加純Ca、純Zr、純Ti，還可以添加Fe-Si-La合金、Fe-Si-Ce合金、Fe-Si-Ca合金、Fe-Si-La-Ce合金、Fe-Ca合金、Ni-Ca合金等。另外，也可以向鋼水添加混合稀土金屬。所謂混合稀土金屬，是鈰族稀土類元素的混合物，具體來說含有Ce為4050%左右，含有La為2040%左右。但是在混合稀土金屬中，因為大多作為雜質(zhì)而含有Ca，所以混合稀土金屬含有Ca時需要滿足本發(fā)明規(guī)定的范圍。在本發(fā)明中，出于促進粗大的氧化物的除去的目的，在添加ττ、REM和Ca后，優(yōu)選在不超過40分鐘的范圍內(nèi)攪拌鋼水。若攪拌時間超過40分鐘，則微細(xì)的氧化物在鋼水中凝集、合并，因此氧化物粗大化，HAZ韌性劣化。因此優(yōu)選攪拌時間在40分鐘以內(nèi)。攪拌時間更優(yōu)選在35分鐘以內(nèi)，進一步優(yōu)選在30分鐘以內(nèi)。鋼水的攪拌時間的下限值沒有特別限定，但若攪拌時間過短，則添加元素的濃度不均勻，作為鋼材整體得不到期望的效果。因此需要與容器尺寸相對應(yīng)的期望的攪拌時間。如以上通過添加Zr、REM和Ca，能夠得到成分組成得到了調(diào)整的鋼水。使用得到的鋼水進行鑄造，得到鋼坯。得到的鑄片進行熱軋，但熱軋時的加熱溫度11001250°C。之所以使加熱溫度的下限為1100°c，是為了使鋼坯的金屬組織成為奧氏體。但是若加熱溫度過高，則初期的奧氏體組織過度粗大化，因此使相變后的組織充分地微細(xì)化有困難。因此加熱溫度的上限為1250°C。加熱后，在鋼坯的V2位置(t為鋼坯的厚度)為1050°C以下、超過Ar3點+100°C的溫度區(qū)域，一邊使每1道次的平均冷卻速度為1.5°c/秒以上而進行冷卻，一邊使累積壓下率為40%以上而進行第一軋制。通過在1050°C以下、超過Ar3點+100°C的溫度區(qū)域一邊冷卻一邊進行軋制，能夠防止奧氏體的粗大化，使奧氏體粒徑為50μπι以下，通過以后述的適當(dāng)?shù)臈l件進行第二軋制，能夠?qū)⒋蠼蔷Ы缢鼑木Я５钠骄?dāng)量圓直徑D控制在25μm以下(參照后述圖6)。但是，若在上述溫度區(qū)域軋制時的平均冷卻速度低于1.5°C/秒，或累積壓下率低于40%，則奧氏體粗大化，使奧氏體粒徑超過50μm，即使如后述以適當(dāng)?shù)臈l件進行第二軋制，也不能將大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D控制在25μm以下(參照后述圖7)。因此不能改善母材的疲勞特性。因此在上述溫度區(qū)域軋制時的平均冷卻速度為1.5°C/秒以上。優(yōu)選為2°C/秒以上，更優(yōu)選為2.5°C/秒以上。另外，累積壓下率為40%以上。優(yōu)選為50%以上，更優(yōu)選為60%以上。累積壓下率的上限沒有特別限定，但大約為65%左右。上述Ar3點的溫度能夠根據(jù)下式(3)計算。式中，[]表示各元素的含量(質(zhì)量％)，t的意思是制品的最終厚度(mm)。Ar3(°C)=910-310X[C]-80X[Mn]-20X[Cu]-15X[Cr]-55X[Ni]-80X[Mo]+0.35X(t-8)...(3)上述累積壓下率是由下式⑷求得的值。、意思是鋼坯的平均溫度處于目標(biāo)的溫度區(qū)域時的軋制開始厚度(mm)，、意思是鋼坯的平均溫度處于目標(biāo)的溫度區(qū)域時的軋制結(jié)束厚度(mm)。積累壓下率=[(Vt1)A0]X100(%)···(4)在1050°C以下、超過Ar3A+10(TC的溫度區(qū)域進行第一軋制后，也可以連續(xù)進行后述的第二軋制，但在1050°C以下、超過Ar3A+10(TC的溫度區(qū)域之中，優(yōu)選第一軋制在奧氏體再結(jié)晶的溫度區(qū)域進行軋制。為了以奧氏體再結(jié)晶溫度至超過Ar3A+100°C的溫度(該溫度區(qū)域以下稱為奧氏體未再結(jié)晶溫度區(qū)域)進行軋制，需要提高壓下率，造成設(shè)備負(fù)荷。奧氏體再結(jié)晶溫度的上限值根據(jù)鋼坯的化學(xué)成分組成而有一些變化，但本發(fā)明中作為對象的鋼種中，大約為1060°C左右。在奧氏體再結(jié)晶溫度區(qū)域中，結(jié)束第一軋制，能夠減小奧氏體晶粒。結(jié)束第一軋制的溫度，在奧氏體再結(jié)晶溫度區(qū)域之中，優(yōu)選為下限值極限的溫度(到達奧氏體未再結(jié)晶區(qū)域之前的溫度)。這是由于在第一軋制結(jié)束后，若在奧氏體再結(jié)晶溫度區(qū)域長時間保持，則奧氏體再結(jié)晶而粗大化。結(jié)束第一軋制后，在鋼坯的V2位置(t為鋼坯的厚度)的溫度為Ar3A+100°C以下、超過Ar3點的溫度區(qū)域，使每1道次最大壓下率為12%以下，累積壓下率為50%以上而進行第二軋制。若以超過Ar3點+100°C的溫度進行第二軋制，則不能使結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒微細(xì)化。另一方面，以Ar3點以下的溫度進行第二軋制，也不能使大角晶界所包圍的晶粒微細(xì)化，因為軋制溫度過低，所以設(shè)備負(fù)荷變大。在上述溫度區(qū)域進行軋制時的每1道次的最大壓下率為12%以下。若最大壓下率超過12%，則過度的應(yīng)變蓄積而發(fā)生再結(jié)晶，大角晶界中所占的隨機晶界的比例R變大。因此最大壓下率為12%以下。優(yōu)選為11.5%以下，更優(yōu)選為11%以下。在上述溫度區(qū)域進行軋制時的累積壓下率為50%以上。若累積壓下率低于50%，則結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D變大(參照后述圖5)，另外在角晶界中所占的隨機晶界的比例R變大，因此疲勞龜裂進展速度變大，不能改善母材的疲勞特性。因此累積壓下率為50%以上。優(yōu)選為55%以上，更優(yōu)選為60%以上。還有，在奧氏體再結(jié)晶溫度區(qū)域結(jié)束第一軋制時，冷卻至鋼坯的t/2位置的溫度成為Ar3點+100°C以下的溫度區(qū)域之后開始第二軋制。另外，出于生產(chǎn)的安排或是設(shè)備的適合，從第一軋制結(jié)束后至第二軋制開始需要花費的時間時，在第一軋制結(jié)束后，迅速冷卻至奧氏體未再結(jié)晶溫度區(qū)域，在該溫度區(qū)域待機、準(zhǔn)備，然后開始第二軋制即可。通過使鋼坯的待機溫度為奧氏體未結(jié)晶溫度區(qū)域，可防止微細(xì)化的奧氏體再度粗大化。結(jié)束第二軋制后，使平均冷卻速度為5°C/秒以上，積極冷卻(加速冷卻)以鋼坯的表面溫度計超過Ar3點的溫度至500°C以下的溫度。若冷卻開始溫度低于Ar3點，則鐵素體大量生成而不能確保硬度。因此，冷卻開始溫度為超過Ar3點的溫度。還有，為了完全地使相變完畢，冷卻停止溫度為500°C以下。從超過Ar3點的溫度至500°C以下的平均冷卻速度為5°C/秒以上。若平均冷卻速度低于5°C/秒，則鐵素體大量生成而不能確保硬度。因此平均冷卻速度為5°C/秒以上。優(yōu)選為7°C/秒以上。更優(yōu)選為9°C/秒以上。冷卻至鋼坯的表面溫度為500°C以下的溫度區(qū)域后，也可以在500°C以上、低于Ac1點的溫度范圍進行回火處理。通過回火處理，由軋制和相變導(dǎo)入的應(yīng)變消失，因此能夠提高母材韌性。上述Ac1點的溫度能夠由下式(5)計算。式中，[]表示各元素的含量(質(zhì)量％)。<formula>formulaseeoriginaldocumentpage16</formula>(5)本發(fā)明的鋼材，例如能夠作為橋梁、高層建筑物和船舶等的結(jié)構(gòu)物的材料使用，不用說小中線能量焊接，即使是在線能量為50kJ/mm以上的大線能量焊接中，也能夠防止焊接熱影響部的韌性劣化。本發(fā)明的鋼材以板厚約3.Omm以上的厚鋼板等的鋼材為對象。來自本發(fā)明的優(yōu)異的HAZ韌性提高作用，在對板厚為20mm以上(特別是40mm以上)的厚鋼板進行線能量為50kJ/mm以上的大線能量焊接時得到有效地發(fā)揮。實施例以下，通過實施例更詳細(xì)地說明本發(fā)明，但下述實施例并沒有限定本發(fā)明的性質(zhì)，只要在能夠符合前后述的宗旨的范圍內(nèi)也可以適當(dāng)加以變更實施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。使用真空熔融爐(容量150kg)，以下述表1所示的條件，熔煉含有下述表2所示的化學(xué)成分(質(zhì)量％)的供試鋼(鋼種aW。余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)。)，鑄造成150kg的鑄錠并加以冷卻。將得到的鑄錠加熱至下述表3或表4所示的加熱溫度后，冷卻至板坯的t/2位置(t為板坯的厚度。下同。)的平均溫度達到1050°C以下，接著進行熱軋，制造制品厚度為1080mm的軋制材。以下，對于制造條件進行具體地說明。當(dāng)以真空熔融爐熔煉供試鋼時，對于Ti、&、Al、REM和Ca以外的元素進行成分調(diào)整，并且用C、Si和Mn之中的至少1種元素進行脫氧，調(diào)整鋼水的溶存氧量。調(diào)整后的溶存氧量(ppm)顯示在下述表1中。將調(diào)整了溶存氧量的鋼水?dāng)嚢?10分鐘左右，使鋼水中的氧化物浮起分離，由此調(diào)整鋼水的總氧量。調(diào)整后的總氧量(ppm)顯示在下述表1中。在調(diào)整了總氧量的鋼水中添加Ti后，添加&、REM和Ca，由此得到經(jīng)過成分調(diào)整的鋼水。還有，Ti以Fe-Ti合金的形態(tài)添加，Zr以合金的形態(tài)添加，REM以含有La約25%和含有Ce約50%的混合稀土金屬的形態(tài)添加，Ca以Ni-Ca合金或Ca-Si合金或Fe-Ca壓粉體的形態(tài)添加。但是，表1的No.22為了調(diào)整總氧量而添加FeO。另外，表1的No.7沒有攪拌調(diào)整了溶存氧量的鋼水而直接添加了Ti。添加上述元素(Zr、REM和Ca)而進行了成分調(diào)整的鋼水，以下述表1所示的時間進行攪拌之后，鑄造成鑄錠并加以冷卻。將得到的鑄錠加熱至下述表3或表4所示的加熱溫度后，進行熱軋。在本實施例中，使用粗軋機進行第一軋制，使用精軋機進行第二軋制。粗軋的軋制開始溫度顯示在下述表3或表4中。還有，軋制開始溫度以鋼坯的t/2位置的平均溫度進行管理。一邊使每1道次的平均冷卻速度為下述表3或表4所示的速度進行冷卻，一邊進行粗軋。粗軋的結(jié)束溫度為Ar3A+120°C以上。粗軋的累積壓下率顯示在下述表3或表4中。粗軋結(jié)束后，冷卻至鋼坯的t/2位置的平均溫度達到Ar3A+100°C以下，進行精車U精軋開始溫度為Ar3A+100°C以下，精軋結(jié)束溫度為Ar3A+40°C以上。精軋的每1道次的最大壓下率和累積壓下率顯示在下述表3或表4中。精軋結(jié)束后，冷卻至熱軋材的表面溫度成為500°C以下。精軋結(jié)束后的冷卻開始溫度顯示在下述表3或表4中。另外，從冷卻開始溫度至500°C的平均冷卻速度顯示在下述表3或表4中。還有，表3的No.1-21_8是使用表2所示的鋼種a并改變了熱軋條件等的例子，表3的No.2-2是使用表2所示的鋼種b并改變了熱軋條件等的例子，表3的No.3-2是使用表2所示的鋼種c并改變了熱軋條件等的例子。另外，表3的No.1-2和No.1_3是冷卻至熱軋材的表面溫度為500°C以下的溫度區(qū)域后，以下述表3所示的回火溫度(以表面溫度管理)進行回火處理的例子。鋼坯的t/2位置的溫度以下述步驟計算?！镀骄鶞囟鹊挠嬎惴椒ā?1)使用過程控制計算機，基于加熱開始至取出的氣氛溫度和在爐時間，計算鋼坯的表面至背面的厚度方向的任意的位置的加熱溫度。(2)使用上述計算出的加熱溫度，基于軋制中的軋制表和道間的冷卻方法(水冷或空冷)的數(shù)據(jù)，一邊采用差分法等適于計算的方法計算板厚方向的任意的位置的軋制溫度，一邊進行軋制。(3)鋼坯表面溫度使用設(shè)置于軋制線上的放射型溫度計實測(但也可以在過程控制計算機上計算。)。(4)將粗軋開始時、粗軋結(jié)束時和精軋開始時分別實測的鋼坯的表面溫度與過程控制計算機上的計算表面溫度對照。(5)計算表面溫度與實測的鋼坯表面溫度的差為士30°C時，將實測的鋼坯表面溫度置換為計算表面溫度，作為過程控制計算機上的計算表面溫度。(6)采用修正的計算表面溫度，求得t/2位置的軋制結(jié)束溫度。另一方面，熱軋材的表面溫度使用設(shè)置在軋制線上的放射型溫度計測定。在下述表3或表4中，也顯示冷卻得到的軋制材的制品厚度(mm)。另外，在下述表3或表4中，還顯示基于上述表2所示的化學(xué)成分組成，運用上式(3)、式(5)計算的Ar3點、Ac1點的值。從得到的軋制材的t/4位置(t為軋制材的厚度)的橫截面切下試樣，測定該試樣中所含的全部氧化物的組成，作為單獨氧化物進行質(zhì)量換算，計算氧化物的平均組成。使用島津制作所制“EPMA_8705(裝置名)”，以600倍觀察被切割下的試樣表面，在最大直徑為0.2μπι以上的粒子中定量分析成分組成。觀察條件為，加速電壓20kv，試料電流0.01μA，觀察視野面積15cm2，分析個數(shù)100個，通過特性X射線的波長色散譜法定量分析粒子中央部的成分組成。分析對象元素為Mn、Ti、Zr、La、Ce、Ca、Si、Al和0(氧)，使用已知物質(zhì)預(yù)先求得各元素的電子射線強度和元素濃度的關(guān)系作為檢量線，接著根據(jù)由上述粒子得到的電子射線強度和預(yù)先的所述檢量線定量該粒子的元素濃度。得到的定量結(jié)果中，氧含量為5%以上的粒子認(rèn)定為氧化物。在被認(rèn)定為氧化物的各粒子中，進一步認(rèn)定是由上述方法檢測出的元素的氧化物。但是，從一個粒子檢測出多個元素時，基于表示這些元素的存在的X射線強度的比，以分割“1個”的方式計算。(例如，A元素0.6個，B元素0.4個)，然后求得每個元素的粒子的個數(shù)。就某一元素的氧化物來說，以(該元素氧化物的分子量)X(該元素氧化物的粒子個數(shù))相對于(氧化物的分子量)X(粒子個數(shù))的涉及全部的檢測元素的總和的比例，作為平均組成中的該元素的氧化物的質(zhì)量比例。全部氧化物的平均組成顯示在下述表3或表4中。還有，若以M表示金屬元素，則在鋼材中REM的氧化物以M203、M3O5和MO2的形態(tài)存在，但將全部的氧化物作為M2O3進行上述計算。以EPMA觀察上述試樣表面的結(jié)果是，觀察到的氧化物大半是含有Ti、Zr、REM和Ca的復(fù)合氧化物，但作為單獨氧化物，也生成有Ti203、ZrO2,REM的氧化物、CaO0另外，得到的定量結(jié)果之中，測定氧含量為5%以上的氧化物的當(dāng)量圓直徑，計算當(dāng)量圓直徑(粒徑)為0.12.0μm的氧化物的個數(shù)和當(dāng)量圓直徑(粒徑)超過5.0μm的氧化物的個數(shù)。下述表5中顯示將氧化物的個數(shù)換算成觀察視野中每Imm2的個數(shù)。接著，為了評價在焊接時受到熱影響的HAZ的韌性，模擬大線能量焊接進行下述所示的焊接再現(xiàn)試驗。焊接再現(xiàn)試驗是施加如下熱循環(huán)把從軋制材上切下試樣加熱到1400以該溫度保持30秒之后進行冷卻。冷卻速度的調(diào)整是使800°C到500°C冷卻時間為300秒。進行V切口擺錘沖擊試驗，測定-40°C下的吸收能(vE_4(1)，評價冷卻后的試樣的沖擊特性。vE_4Q為100J以上的為合格。測定結(jié)果顯示在下述表5中。接著，以下述步驟觀察得到的軋制材的金屬組織，求得結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D，和在大角晶界中所占的隨機晶界的比例R。D(μm)和R(面積％)的值顯示在下述表6中?！禗的計算方法》(1)準(zhǔn)備平行于軋制方向(縱長方向)而切斷的試樣，使之包含軋制材的表面和背面雙方。(2)用#150#1000的濕式砂紙或與之具有同等的功能的研磨方法進行研磨，使用金剛石研磨漿等研磨劑實施鏡面加工。(3)針對鏡面研磨面，用TexSEMLaboratories公司制的EBSP(ElectronBackScatteringPattern)裝置，在板厚方向的V2位置，使測定范圍為200μmX200μm，使間距為0.5μπι，測定2個結(jié)晶的方位差，將結(jié)晶方位差為15°以上的境界作為大角晶界。還有，表示測定方位的可靠性的置信指數(shù)(confidenceindex)比0.1小的測定點從分析對象中除去。(4)在Graindistributionmap(晶粒分布圖)中，測定被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的最大寬度(通常是沿板厚方向的長度)和最大長度(通常是沿軋制方向的長度)，計算晶粒的面積，計算晶粒的當(dāng)量圓直徑，求得平均值。《R的計算方法》(1)大角晶界中所占的隨機晶界的比例R，使用以計算上述D時相同的條件實施了鏡面加工的試樣，以TexSEMLaboratories公司制的EBSP裝置，在鏡面研磨面之中，在板厚方向的表面和t/2位置和t/4位置，使測定范圍為200μmX200μm，使間距為0.5μm，測定2個結(jié)晶的方位差。還有，表示測定方位的可靠性的置信指數(shù)比0.1小的測定點從分析對象中除去。(2)測定結(jié)果之中，結(jié)晶方位差低于5.5°的認(rèn)為是噪音而消除，求得至62.5°的各方位差的分布。(3)通過使上述(2)的結(jié)晶方位差與對應(yīng)映象對應(yīng)，計算隨機晶界分率。所謂對應(yīng)映象，是記載有各對應(yīng)晶界的個數(shù)(分率)的表面。所謂對應(yīng)晶界，是在夾住晶界的2個晶粒的各個晶格點之中，某一一定的比例晶格點處于兩晶粒共通這樣的特殊的方位關(guān)系的晶界。具體來說，使各對應(yīng)晶界(Σ149)除以根據(jù)結(jié)晶方位分布得到的方位差15°以上的大角晶界的個數(shù)，由此求得各對應(yīng)晶界的分布(分率)，從100%減去各對應(yīng)晶界的分布(分率)，測定[對應(yīng)晶界以外為隨機晶界(>Σ49)]、隨機晶界分率R(平均值)。艮口，大角晶界由對應(yīng)晶界和隨機晶界構(gòu)成，為了計算作為此次目的的隨機晶界分率，需要求得對應(yīng)晶界的分率(分布)。為此，需要求得作為對應(yīng)晶界被認(rèn)為是Σ149的各分率(分布)。在此，Σ是設(shè)夾住晶界的兩個結(jié)晶中占據(jù)共通的位置的晶格點為Α，設(shè)其以外的晶格點為B時，A相對于A與B相加的全部晶格點的數(shù)量的比的倒數(shù)。還有，在對應(yīng)晶界的測定中，使用株式會社TSL社的“TSLOIMDataCollectionver5.2”，分析中，使用株式會社TSL公司的“TSLOIMAnalysisver5.O”。另外，以下述步驟觀察得到的軋制材的金屬組織，求得奧氏體粒徑(Y粒徑)和硬度。Y粒徑的值顯示在下述表6中?！禮粒徑的測定方法》(1)軋制材的、粒徑，使用以計算上述D時相同的條件實施了鏡面加工的試樣，使用超低碳腐蝕溶液進行腐蝕，若使舊Y晶界顯現(xiàn)，則用光學(xué)顯微鏡以100倍或400倍的倍率拍攝板厚方向t/2位置的區(qū)域，作為6cmX8cm的照片。S卩，觀察倍率100倍時相當(dāng)于600μmX800μm，觀察倍率400倍時相當(dāng)于150μπιΧ200μπι。(2)照片的6cm的邊與板厚方向?qū)?yīng)，8cm的邊與軋制方向?qū)?yīng)。對拍攝的照片進行圖像分析，求得在觀察視野內(nèi)確認(rèn)到的Y晶粒的平均粒徑。《硬度的測定方法》軋制材的硬度，使用以計算上述D時相同的條件實施了鏡面加工的試樣，用維氏硬度試驗機測定。測定位置為軋制材的板厚方向的t/2位置，使載荷為lOkgf，使測定次數(shù)為20點，以平均值為軋制材的硬度。接著，按以下的步驟評價得到的軋制材的疲勞特性?！稕_擊特性的評價》軋制材的沖擊特性，通過進行V切口擺錘沖擊試驗，測定_60°C下的吸收能(vE_60)，由此評價軋制材的沖擊特性。VE_6Q的測定是從t/4位置提取NK(日本海事協(xié)會)船級規(guī)定的U4號試驗片，遵循JISZ2242進行。測定結(jié)果顯示在下述表6中。還有，在NK船級中的造船E等級中，以-40°C為試驗溫度評價母材的沖擊特性，而在本實驗例中使條件更嚴(yán)酷，以-60°C作為試驗溫度測定吸收能(VE_J，因此其平均值為100J以上便為合格(母材的低溫韌性良好)?！镀邶斄堰M展速度的測定》從軋制材的t/4位置，提取厚度為12.5mm的緊湊拉伸型試驗片(CT試驗片)。提取的CT試驗片的形狀顯示在圖1中。使用該CT試驗片，依據(jù)ASTME647實施疲勞龜裂進展試驗，由此求得疲勞龜裂進展速度。試驗條件如下。試驗方法使用電液壓伺服式士10噸疲勞試驗機，龜裂長度的測定通過利用計算機控制的柔度法(compliancemethod)求得。所謂柔度，是龜裂開口位移δ與載荷P的比(δ/P)的意思，根據(jù)該柔度龜裂長度自動被測定。驗試環(huán)境室溫，大氣中控制方法載荷控制控制波形正弦波應(yīng)力比R=0.1試驗速度6001200cpm龜裂從焊接縫邊部發(fā)生，假設(shè)在HAZ、母材進展，以作為中ΔΚ區(qū)域的ΔK=20(MPa·^m)的價值進行評價。還有，該試驗的ΔΚ區(qū)域判明是由下式(6)規(guī)定的Paris定律成立的穩(wěn)定成長區(qū)域。da/dN=C(+AK)m…(6)其中，a表示龜裂長度，η表示反復(fù)數(shù)，C、m表示由材料、載荷等的條件決定的常數(shù)，ΔK表示應(yīng)力擴大系數(shù)范圍。還有，已知基于CT試驗的疲勞龜裂進展速度的值有偏差，所以以現(xiàn)有鋼板的數(shù)據(jù)的平均值為基準(zhǔn)進行評價。現(xiàn)有鋼板的數(shù)據(jù)的平均值為5.4XIO-Wcycle左右，因此在本發(fā)明中，低于5.4XIO-Wcycle為合格。還有，現(xiàn)有鋼板的數(shù)據(jù)的平均值基于社團法人日本材料學(xué)會發(fā)行的“金屬材料疲勞龜裂進展阻抗數(shù)據(jù)”決定?；谶@些結(jié)果，被大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D和沖擊特性(vE_6CI)的關(guān)系顯示在圖2中。由圖2可知，為了改善-60°C下的沖擊特性，使上述平均當(dāng)量圓直徑D為25μm以下有用。在大角晶界中所占的隨機晶界的比例R與疲勞龜裂進展速度(da/dN)的關(guān)系顯示在圖3中。由圖3可知，為了使疲勞龜裂進展速度低于5.4X10-5mm/CyCle，有用的是使上述隨機晶界的比例R為70面積％以下。軋制材的平均硬度與疲勞龜裂進展速度(da/dN)的關(guān)系顯示在圖4中。由圖4可知，為了使疲勞龜裂進展速度低于5.4X10_5mm/CyCle，有用的是軋制材的平均硬度170Hv以上。Ar3點+100°C以下的累積壓下率與大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D的關(guān)系顯示在圖5中。由圖5可知，為了使上述平均當(dāng)量圓直徑D為25μm以下，使Ar3點+100°C以下的累積壓下率為50%以上有用。γ粒徑與大角晶界所包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D的關(guān)系顯示在圖6中。由圖6可知，為了使上述平均當(dāng)量圓直徑D為25μm以下，使γ粒徑為50μm以下有用。1050°C以下的累積壓下率與Y粒徑的關(guān)系顯示在圖7中。由圖7可知，為了使、粒徑為50μm以下，使1050°C以下的累積壓下率為40%以上有用。被大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D與大角晶界中所占的隨機晶界的比例R的關(guān)系顯示在圖8中。由圖8可知，被大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D與大角晶界中所占的隨機晶界的比例R有關(guān)，越是減小被大角晶界包圍的晶粒，越能夠降低隨機晶界。接著，基于表5所示的結(jié)果，對于焊接時的HAZ韌性進行考察。No.1-UNo.2_l、No.3_l、No.23是滿足本發(fā)明規(guī)定的要件的例子，測定全部氧化物的組成，作為單獨氧化物進行質(zhì)量換算時，除了以規(guī)定量含有&02、REM的氧化物和CaO的方式進行調(diào)整以外，還使當(dāng)量圓直徑為0.12.Oym的微細(xì)的氧化物大量生成，并沒有使當(dāng)量圓直徑超過5.Oμm的粗大的氧化物生成，因此能夠得到HAZ韌性良好的鋼材。另一方面，No.422是脫離本發(fā)明規(guī)定的某一要件的例子。No.4是鋼水的溶存氧是不足的例子，不能確保構(gòu)成有助于HAZ韌性的提高的晶內(nèi)鐵素體的生成核的微細(xì)的氧化物的量，不能改善HAZ韌性。No.5是鋼水的溶存氧量過剩的例子，生成粗大的氧化物，HAZ韌性反而劣化。No.6是鋼水的溶存氧量不足的例子，是添加Ti等之前的鋼水的總氧量也不足的例子。因此不能確保構(gòu)成有助于HAZ韌性的提高的晶內(nèi)鐵素體的生成核的微細(xì)的氧化物的量，不能改善HAZ韌性。No.7是模擬上述日本特開2007-100213號中公開的鋼材的組成的例子。調(diào)整鋼水的溶存氧量后，沒有攪拌鋼水來調(diào)整總氧量，因此添加Ti之前的總氧量超出本發(fā)明規(guī)定的范圍。因此粗大的氧化物變多，HAZ韌性劣化。No.8和No.9在添加&、REM和Ca之后，長時間攪拌鋼水，因此鋼水中的氧化物互相凝集，大量生成粗大的氧化物。因此HAZ韌性劣化。No.10是Al過多的例子，粗大的氧化物生成，HAZ韌性劣化。No.11是Ti過少的例子，構(gòu)成有助于HAZ韌性的提高的晶內(nèi)鐵素體的生成核的微細(xì)的氮化物變少，因此不能使HAZ韌性提高。No.12是Ti過多的例子，氧化物粗大化，HAZ韌性劣化。No.13是REM過少的例子，換算成單獨氧化物時的REM的氧化物量少，構(gòu)成有助于HAZ韌性的提高的晶內(nèi)鐵素體的生成核的微細(xì)的氧化物量變少，因此不能提高HAZ韌性。No.14是REM過多的例子，換算成單獨氧化物時的REM的氧化物量多，生成粗大的氧化物，反而使HAZ韌性劣化。No.15是ττ過少的例子，換算成單獨氧化物時的&02量少，構(gòu)成有助于HAZ韌性的提高的晶內(nèi)鐵素體的生成核的微細(xì)的氧化物量變少，因此不能提高HAZ韌性。No.16是&過多的例子，換算成單獨氧化物時的&02量多，生成粗大的氧化物，反而使HAZ韌性劣化。No.17是Ca過少的例子，換算成單獨氧化物時的CaO量少，構(gòu)成有助于HAZ韌性的提高的晶內(nèi)鐵素體的生成核的微細(xì)的氧化物量變少，因此不能提高HAZ韌性。No.18是Ca過多的例子，換算成單獨氧化物時的CaO量多，生成粗大的氧化物，反而使HAZ韌性劣化。No.19是N過多的例子，固溶N量增大，母材自身的韌性劣化，HAZ韌性也降低。No.20是N過少的例子，含Ti氮化物的生成受到抑制，因此不能防止因釘扎效應(yīng)造成的奧氏體晶粒的粗大化，HAZ韌性劣化。No.21是0過少的例子，構(gòu)成晶內(nèi)鐵素體的生成核的微細(xì)的氧化物量不足，不能提高HAZ韌性。No.22是0過多的例子，氧化物粗大化，HAZ韌性反而劣化。接下來，基于表6所示的結(jié)果，對于母材自身的疲勞特性進行考察。No.1-1No.1-6、No.2-1、No.2-2、No.3-1、No.3-2、No.23均是使用了滿足本發(fā)明規(guī)定的要件的鋼種ac的例子，鋼材的金屬組織得到適當(dāng)?shù)乜刂?，因此母材的疲勞特性?yōu)異。No.1-7和No.1_8是使用了滿足本發(fā)明規(guī)定的要件的鋼種a的例子，但是因為鋼材過硬，所以母材的疲勞特性差。No.1517因為沒有適當(dāng)控制鋼材的金屬組織，所以疲勞特性差。特別是被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D超過25μπι，因此沖擊特性也差。No.10,1214、18、21、22因為沒有適當(dāng)控制鋼材的金屬組織，所以雖然疲勞特性之中沖擊特性良好，所以不能減小疲勞龜裂進展速度。還有，No.49、11、19、20因為鋼材的金屬組織被適當(dāng)控制，所以母材的疲勞特性良好，但鋼材的成分組成不滿足本發(fā)明規(guī)定的要件，所以如上述不能改善焊接時的HAZ韌性。接著，綜合表5表6的結(jié)果進行考察。表6的No.1-1No.1-6、No.2-1、No.2-2、No.3-1、No.3-2、No.23是使用了滿足本發(fā)明規(guī)定的要件的鋼種aC、鋼種w的例子，使用這些鋼種得到的鋼材，如表5表明的，HAZ韌性良好，如表6表明的，母材的疲勞特性也優(yōu)異。另一方面，表6的No.1-7、No.1_8、No.422是不滿足本發(fā)明規(guī)定的某一要件的例子，是HAZ韌性或母材疲勞特性的至少一方差的例子。表1~~N^鋼種溶存氧量(ppm)有無浮起分離全氧量(ppm)~添加后的強攪拌時間(分)~~a13W20102-1b14W16403-1c50W6340~d6W138~~5e68W698~~6f4W68~~7g53%758~~8h31W355035W41459i23W33810j~~N^鋼種溶存氧量(ppm)有無浮起分離全氧量(ppm)~添加后的強攪拌<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>權(quán)利要求一種鋼材，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C0.02～0.12％、Si0.5％以下、Mn1～2％、Zr0.0002～0.050％、REM0.0002～0.050％、Ca0.0005～0.010％、Ti0.005～0.02％、N0.0040～0.01％、O0.0005～0.010％、P0.02％以下、S0.015％以下、Al0.05％以下，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，并且，(a)所述鋼材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，(b)所述鋼材中所含的氧化物的平均組成中的ZrO2的質(zhì)量比例為5～50％，REM的氧化物的質(zhì)量比例為10～50％，以及CaO的質(zhì)量比例為5.0～50％，其中，在用M符號表示REM時，為M2O3，(c)在所述鋼材中所含的全部氧化物之中，以當(dāng)量圓直徑計為0.1～2.0μm的氧化物每1mm2中為120個以上，以當(dāng)量圓直徑計超過5.0μm的氧化物每1mm2中為5個以下，(d)以背散射電子衍射法即EBSP法觀察所述鋼材的金屬組織時，滿足下述(1)式和(2)式，(e)所述鋼材的平均硬度為170Hv以上，D≤25μm…(1)R≤70面積％…(2)其中，式(1)中D是指以EBSP法測定鄰接的兩個結(jié)晶的方位差，被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑(μm)，式(2)中R是指隨機晶界在上述大角晶界中所占的比例(面積％)。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼材，其特征在于，作為其他元素以質(zhì)量％計還含有選自M0.4%以下、Cu0.3%以下、Cr1.5%以下和Mo以下之中的至少1種元素。3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼材，其特征在于，作為其他元素以質(zhì)量％計還含有選自Nb0.以下、V:0.以下和B:0.005%以下之中的至少1種元素。4.一種制造權(quán)利要求13中任一項所述的鋼材的方法，其特征在于，將鋼水的溶存氧量調(diào)整到0.00100.0060%的范圍后，攪拌鋼水而使鋼水中的氧化物浮起分離，由此將總氧量調(diào)整到0.00100.0070%的范圍之后，添加Ti，接著添加Zr、REM和Ca，調(diào)整到權(quán)利要求13中任一項所述的成分組成之后，進行鑄造，并且，在熱軋時將鋼坯加熱至11001250°C后，在1050°C以下到超過Ar3點+100°C的溫度區(qū)域，一邊使每1道次的平均冷卻速度為1.5°C/秒以上而進行冷卻，一邊進行第一軋制以使累積壓下率為40%以上，接著，在Ar3點+100°C以下到超過Ar3點的溫度區(qū)域，以使每1道次最大壓下率為12%以下，累積壓下率為50%以上的方式進行第二軋制后，以5°C/秒以上的平均冷卻速度冷卻至表面溫度達到500°C以下的溫度區(qū)域。5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的制造方法，其特征在于，在添加所述&、REM和Ca后，在不超過40分鐘的范圍內(nèi)攪拌鋼水之后進行鑄造。6.根據(jù)權(quán)利要求4所述的制造方法，其特征在于，在奧氏體再結(jié)晶溫度區(qū)域進行所述第一軋制。7.根據(jù)權(quán)利要求4所述的制造方法，其特征在于，以5°C/秒以上的平均冷卻速度冷卻至所述軋制材的表面溫度為500°C以下的溫度區(qū)域后，在500°C以上到低于ACl點的溫度范圍進行回火處理。全文摘要本發(fā)明的鋼材，(a)所述鋼材包含含有Zr、REM和Ca的氧化物，(b)測定全部氧化物的組成并作為單獨氧化物換算時，滿足ZrO25～50％，REM的氧化物10～50％，以及CaO5.0～50％，(c)以當(dāng)量圓直徑計0.1～2.0μm的氧化物每1mm2有120個以上，以當(dāng)量圓直徑計超過5.0μm的氧化物每1mm2為5個以下，(d)以背散射電子衍射法(EBSP法)觀察所述鋼材的金屬組織時，被結(jié)晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當(dāng)量圓直徑D為25μm以下，該大角晶界中所占的隨機晶界的比例R為70％以下，(e)平均硬度為170Hv以上。本發(fā)明的鋼材，即使在進行線能量為50kJ/mm以上的大線能量焊接時，HAZ韌性也優(yōu)異，而且母材自身的疲勞特性得到了改善。文檔編號C22C38/16GK101831588SQ20101011679公開日2010年9月15日申請日期2010年2月9日優(yōu)先權(quán)日2009年3月11日發(fā)明者出浦哲史,杉村朋子,金子雅人申請人:株式會社神戶制鋼所