焊接熱影響部的韌性優異的鋼材及其製造方法

2023-05-13 04:35:36 1

專利名稱：：焊接熱影響部的韌性優異的鋼材及其製造方法
技術領域：
：本發明涉及橋梁、高層建築物、船舶等的結構物所使用的鋼材，詳細地說，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")的韌性得到了改善的鋼材及其製造方法。
背景技術：
：用於橋梁、高層建築物、船舶等的結構物的鋼材所要求的特性，近年來日益嚴格，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的問題。此韌性劣化隨著焊接時的線能量變大而表現得越發顯著，其原因被認為在於，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，要想提高焊接作業效率時，就希望採用例如氣電焊、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號中提出一種鋼材，可抑制在採用大線能量焊接法時的HAZ韌性劣化。該鋼材作為氧化物含有REM的氧化物和/或CaO和Zr02，這樣的氧化物在熔鋼中以液態存在，因此向細分散於鋼中，而且即使在焊接時受到熱影響也不會固溶消失，因此有助於HAZ的韌性提高。還有，雖然不是著眼於HAZ韌性的提高的技術，但在日本特開平8-120401號中提出有一種技術，其是使鋼材中含有REM和Zr等元素，並且積極地含有固溶REM和固溶Zr，從而防止氫性的超聲波探傷缺陷，使厚鋼板的內部品質提高，並且確保內部品質的健全性。在該技術中，為了確保穩定的固溶量，複合添加了Al、Ca、Ti等。可是近年來，建築物和結構物(例如海洋結構物)的高層化、大型化，使用強度高的590MPa級的高張力鋼材，以之替代歷來所使用的490MPa級的鋼材的趨勢強烈。但是，在上述特開平8-120401號的技術中，雖然致力於HAZ韌性的改善，但對於具有用於建築物和結構物的高張力鋼材所要求的低屈強比(YR為80X以下)的鋼材並沒有進行研究。作為兼具高張力和低屈強比的鋼材，本申請人公開有特開平8-209294號。其中，通過使微細的碳氮化物分散，並且確保鐵素體達到一定量以上，從而在達成590MPa以上的抗拉強度的同時，還實現了低屈強比。但是關於在實施50kJ/mm以上的焊接時的HAZ韌性的提高並沒有充分地進行研究，這就期望實現一種低屈強比和HAZ韌性這兩個特性都優異的高強力鋼材。另一方面，在船舶等所使用的鋼材中也要求高的強度，但是若使鋼材高強度化，則屈服強度高於脆性斷裂強度，在彈性變形中容易發生脆性斷裂。因此，在國際船級協會聯合會(IACS)的統一規則中，為了防止脆性斷裂而根據斷裂力學的方法(K概念)對結構構件等設定韌性等級，根據強度等級的上升使所要求的母材韌性提高，從而使之相應。因此為了在嚴酷的使用環境下確保結構物的安全性，如上述，除了焊接接頭部的HAZ韌性良好以外，母材韌性(特別是低溫區域的母材韌性)良好也很重要。
發明內容本發明的目的在於，提供一種使HAZ韌性的偏差降低的鋼材。此外，還提供一種由此鋼材得到的、屈強比被降低至80%以下的鋼軋制材，或低溫韌性得到了提高的鋼軋制材。另外本發明的另一個目的在於，提供上述鋼材、各鋼軋制材的製造方法。能夠解決上述課題的本發明的鋼材，含有C:0.030.2%("質量％"的意思。下同)、Si:0.5%以下、Mn:2%以下、Ti:0.03%以下和N:0.01%以下，滿足P:0.02%以下、S:0.015%以下和Al:0.01%以下，並且還分別含有REM:0.00100.lX和，Zr:0.00100.05%，餘量由鐵和不可避免的雜質構成，其中，(A)所述鋼材除了包含含有REM和Zr的夾雜物以外，(B)鋼材中的固溶REM和固溶Zr還滿足固溶REM:0.0010%以下，固溶Zr:0.0010%以下。在所述鋼材中，測定所述鋼材包含的夾雜物的組成，該夾雜物所含的元素之中，以摩爾換算0、C、N、S以外的元素的存在比，設換算後的元素量總體為1摩爾時，推薦滿足REM的摩爾分率為0.05以上，Zr的摩爾分率為0.04以上。能夠解決上述課題的本發明的第一鋼軋制材，是通過軋制如下鋼材而得到的鋼軋制材即，在所述本發明的鋼材中，含有Mn:1.02X，作為其他的元素，還含有Cu:2X以下、Ni:2X以下、Cr:3X以下、Mo:l^以下、Nb:0.05X以下、V:0.1X以下和B:0.005%以下之中的l種以上的元素，其中，(C)組織包含貝氏體和/或馬氏體、與鐵素體，全部組織中所佔的鐵素體分率為424面積％，貝氏體和馬氏體的合計分率為74面積％以上、低於96面積％，(D)以電子背散射衍射圖案分析法(EBSP法)觀察鋼材的金屬組織時，滿足下式(1)。35《D...(1)[其中，式(1)中D的意思是，以EBSP法測定鄰接的兩個結晶的方位差，被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑(ym)。]能夠解決上述課題的本發明的第二鋼軋制材，是通過軋制如下鋼材而得到的鋼軋制材:即，在所述本發明的鋼材中，含有C:O.040.13%、Ti:0.02%以下，還含有Cu:0.3X以下、Ni:0.4X以下和Nb:0.25%以下之中的至少l種，其中，(E)以電子背散射衍射圖案分析法(EBSP法)觀察鋼材的金屬組織時，滿足下式(2)和(3)。D《30...(2)50《M...(3)[其中，(2)式中D的意思是，以EBSP法測定鄰接的兩個結晶的方位差，被結晶方位差為15。以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑(ym)。另外(3)式中M的意思是，被結晶方位差為55。以上的大角晶界包圍的晶粒在鋼材總體中所佔的比例(面積％)。]本發明的鋼材，能夠通過如下方式製造向總氧量[OL調整到0.00200.015%的範圍內的熔鋼添加REM和Zr，將溶解氧量2調整到0.00100.0035%的範圍後進行鑄造。在此，推薦測定總氧量j忝加REM和Zr使之滿足下式(4)，從而調整所述溶解氧量2。[REM]+[Zr]《15X[O]廣.(4)[其中，(4)式中[REM]和[Zr]，分別是REM和Zr的添加量(質量％)，!是添加REM和Zr之前的熔鋼的總氧量(質量％)。]本發明的第一鋼軋制材，能夠通過依次進行如下各工序而製造使軋制結束溫度為870°C以上而將根據所述的方法得到的本發明的鋼材進行熱軋後，從Ar3點以上的溫度區域淬火，從ACl點Ar3點的溫度區域淬火，在低於ACl點的溫度區域回火。本發明的第二鋼軋制材，能夠通過如下方式製造將根據前述的方法得到的本發明的鋼材加熱至Ac3點以上、1200°C以下的溫度區域後，在鋼坯的平均溫度為Ar3點+10°C以上、90(TC以下的溫度區域，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40X以上而進行熱軋，從得到的熱軋材的平均溫度為Ar3點以上的溫度區域，以5"/s以上的平均冷卻速度冷卻至熱軋材的表面溫度為50(TC以下的溫度區域。在此，推薦以5°C/s以上的平均冷卻速度冷卻至所述熱軋材的表面溫度為50(TC以下的溫度區域後，再加熱至50(TC以上、低於Aq點的溫度區域而進行回火。根據本發明的鋼材，通過極力降低鋼材所含的固溶REM量和固溶Zr量能夠抑制HAZ韌性的偏差。另外，根據由上述本發明的鋼材得到的本發明的第一鋼軋制材，成為貝氏體和/或馬氏體組織為主體，在424%的範圍含有鐵素體的組織，觀察該組織時，被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑為35ym以上，因此既能夠確保590MPa以上的強度，又能夠將母材的屈強比降低至80%以下。另外，根據由上述本發明的鋼材得到的本發明的第二鋼軋材，觀察金屬組織時，被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑為30iim以下，並且，特別是通過使被結晶方位差為55°以上的大角晶界包圍的晶粒在鋼材總體中所佔的比例為50面積％以上，能夠改善母材自身的低溫韌性。圖1是表示在實施例1中，添加REM和Zr之前的總氧量工與REM和Zr的添加量的合計的關係的曲線圖。圖2是表示在實施例1中，鑄造前的熔鋼中所含的溶解氧量2與鋼材中所含的固溶REM量或固溶Zr量的有關係的曲線圖。圖3是表示在實施例1中，HAZ韌性的平均值與HAZ韌性的最大值和最小值的幅度的曲線圖。圖4是表示在實施例1中，軋制結束溫度與被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D的關係的曲線圖。圖5是表示在實施例1中，淬火開始溫度與鐵素體分率的關係的曲線圖。圖6是表示在實施例1中，以二相域附近的溫度加熱保持時的加熱溫度與鐵素體分率的關係的曲線圖。圖7是表示在實施例1中，鐵素體分率與抗拉強度(TS)的關係的曲線圖。圖8是表示在實施例1中，鐵素體分率與屈強比的關係的曲線圖。圖9是表示在實施例1中，被大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D與屈強比的關係的曲線圖。圖10是表示在實施例2中，添加REM和Zr之前的總氧量工與REM和Zr的添加量的合計的關係的曲線圖。圖11是表示在實施例2中，鑄造前的熔鋼中所含的溶解氧量2與鋼材中所含的固溶REM量或固溶Zr量的有關係的曲線圖。圖12是表示在實施例2中，HAZ韌性的平均值與HAZ韌性的最大值和最小值的幅度的曲線圖。圖13是表示在實施例2中，平均當量圓直徑D與未再結晶域的累積壓下率的關係的曲線圖。圖14是表示在實施例2中，被結晶方位差為55。以上的大角晶界包圍的晶粒在鋼材總體中所佔的比例M與從Ar3點以上的溫度區域(T3)向50(TC以下的溫度區域(T4)冷卻的平均冷卻速度的有關係的曲線圖。圖15是表示在實施例2中，平均當量圓直徑D與軋制材的vE—6。的關係的曲線圖。圖16是表示在實施例2中，被結晶方位差為55。以上的大角晶界包圍的晶粒在鋼材總體中所佔的比例M與軋制材的vE—6。的關係的曲線圖。具體實施例方式為了抑制HAZ韌性的偏差，並且降低母材的屈強比，本發明者們對於在鋼材中複合添加REM和Zr而使焊接接頭部的HAZ韌性提高的鋼材反覆進行了研究。其結果發現，(I)前提是在鋼材中複合添加REM和Zr，並進行調整而使夾雜物中含有REM和Zr，以提高HAZ韌性，此外(II)如果儘可能降低鋼材中所含的固溶REM量和固溶Zr量，則能夠防止局部性的韌性劣化的現象，能夠抑制HAZ韌性的偏差，從而完成了本發明。此外還發現，使用這樣的鋼材，如果(III)鋼材的金屬組織為貝氏體和/或馬氏體組織主體，含有鐵素體為424%的的組織，(IV)鋼材的金屬組織之中，和適當控制被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的大小，則能夠降低母材的屈強比，從而完成了本發明的第一鋼軋制材。另外發現，使用上述鋼材，如果(V)鋼材的組織之中，適當控制被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的大小，和被結晶方位差為55。以上的大角晶界包圍的晶粒的分率，則能夠改善母材自身的低溫韌性，從而完成了本發明的第二鋼軋制材。以下，對於(I)(V)進行詳細地說明。[(I)關於焊接接頭部的HAZ韌性]本發明的鋼材，包含含有REM和Zr的夾雜物。所謂"在夾雜物中含有REM和Zr"，意思是(a)含有REM的單獨夾雜物和Zr的單獨夾雜物；或(b)含有包含REM和Zr的複合夾雜物；或(c)含有REM的單獨夾雜物和Zr的單獨夾雜物，並且含有包含REM和Zr的複合夾雜物。作為REM的單獨夾雜物，可列舉REM的氧化物和REM的硫化物等的形態，作為Zr的單獨夾雜物，可列舉Zr的氧化物、Zr的碳化物和Zr的氮化物等的形態。作為REM和Zr7的複合夾雜物，可列舉含有REM和Zr氧化物、硫化物或氧硫化物等的形態。還有，這些夾雜物此外也可以是氮化物(例如TiN等)和其他硫化物(例如CaS和MnS等)共存的形態。還有，以下為了便於說明，將單獨夾雜物和複合氧化物統稱為"夾雜物"。REM和Zr的夾雜物即使在焊接時受到熱影響而達到140(TC級的高溫也不會固溶消失，因此如果含有這些夾雜物，則在焊接時的HAZ，能夠抑制奧氏體晶粒的粗大化，促進冷卻時的晶內相變，因此能夠使HAZ組織微細化，能夠進一步改善HAZ的韌性。而且，通過添加並用REM和Zr使之作為夾雜物在鋼材中含有，能夠防止構成鋼材(母材)的韌性劣化的原因的粗大的Zr的單獨碳化物和粗大的REM的硫化物的生成，作為結果是既能夠抑制母材的韌性劣化，又能夠使HAZ的韌性提高。即，單獨添加REM或Zr時，為了增加夾雜物的個數，必須增加REM或Zr的添加量，但是，若過度增加REM或Zr的添加量，則REM的單獨夾雜物和Zr的單獨夾雜物的尺寸變大，反而使HAZ韌性劣化。因此單獨添加REM或Zr時，添加量有所限制，因此過度增加REM和Zr的添加量，也不能使微細的夾雜物量增加到一定程度以上。因此，不能使HAZ韌性提高。相對於此，如果使鋼材中含有包含REM和Zr的夾雜物，則與單獨含有REM或單獨含有Zr的情況相比，能夠使鋼材中所含的夾雜物的絕對量增大，因此能夠進一步提高HAZ的韌性。如此通過使鋼材中含有REM和Zr的夾雜物，能夠使HAZ的韌性提高。因此為了使HAZ的韌性提高，認為優選積極地REM和Zr而使鋼中大量生成夾雜物。本發明的鋼材，測定該鋼材中所含的夾雜物的組成，構成該夾雜物的元素之中，以摩爾換算0、C、N、S以外的元素的存在比，設換算後的元素量總體為1摩爾時，優選REM的摩爾分率滿足0.05以上，Zr的摩爾分率滿足0.04以上。優選REM的摩爾分率為0.10以上，更優選為0.15以上，進一步優選為0.20以上。另一方面，優選Zr的摩爾分率為0.08以上，更優選為0.10以上，進一步優選為0.15以上。上述REM的摩爾分率和上述Zr的摩爾分率的合計優選為0.10以上。合計低於0.10時，有助於HAZ的韌性提高的夾雜物量不足，不能充分改善HAZ的韌性。合計更優選為0.15以上，進一步優選為0.20以上。還有，REM的夾雜物和Zr的夾雜物以外的其餘的夾雜物的組成沒有特別限定，例如為CaO、Si02、Al203、MnO、TiN、TiC即可。鋼材中所含的夾雜物的組成，能夠通過如下方式測定例如以電子探針X射線微區分析儀(electronprobeX-raymicroanalyzer:EPMA)觀察鋼材的截面，定量分析在觀察視野內確認到的夾雜物。EPMA的觀察例如使加速電壓為7kV、使試料電流為0.003yA、使觀察視野面積為lcm2，根據特性X射線的波長色散譜法定量分析夾雜物的中央部的組成。作為分析對象的夾雜物的大小為，最大直徑0.2ym以上，分析個數為隨機選擇的100個。分析對象元素為0、C、N、S以外的元素，如果考慮本發明的鋼材的組成，則分析對象元素為Al、Mn、Si、Ti、Zr、Ca、REM(例如，La和Ce)即可。以摩爾比換算夾雜物中所含的Al、Mn、Si、Ti、Zr、Ca、REM的存在比，設換算後的元素量總體為1摩爾時，計算作為分析對象的夾雜物中所含的各元素的摩爾分率即可。[(II)關於焊接接頭部的HAZ韌性的偏差]焊接REM和Zr的含量多的鋼材，在多個測定HAZ的韌性時，特別在熱影響大的熔合部(HAZ之中特別接近焊接金屬的部位)鄰域，判明有局部性的韌性降低，測定值存在偏8差。因此，觀察韌性局部性地降低的這部分的組織時，可知在晶界有REM和Zr偏析。為了降低該REM和Zr的偏析而反覆研究時發現，只要降低鋼材中的固溶REM量和固溶Zr量即可。S卩，本發明的鋼材，重要的是滿足固溶REM:0.0010%以下(含0%)，固溶Zr:0.0010%以下(含0%)。若鋼材中的固溶REM量超過O.0010X或固溶Zr量超過0.0010%，則焊接時受到熱影響時，REM和Zr在晶界偏析，使韌性局部性地降低。因此固溶REM量為0.0010%以下，優選為0.0008%以下，更優選為0.0005%以下。固溶Zr量為0.0010%以下，優選為0.0008%以下，更優選為0.0005%以下。固溶REM量和固溶Zr量優選儘可能地降低，最優選為0%。上述固溶REM量和上述固溶Zr量的合計優選為0.0015%以下，更優選為0.0010%以下。鋼材中所含的固溶REM量，如後述的實施例所示，以如下方式計算即可從根據ICP[InductiveiyCoupledPlasma:感應耦合等離子體]-MS法分析而計算出的REM含量(REM含量總)中，減去根據電解萃取和ICP-MS計算出的鋼材中所含的夾雜物中含有的REM量。關於固溶Zr量也以同樣的方式計算從Zr含量(Zr總含量)中減去鋼材中所含的夾雜物中含有的Zr量。[(III)關於母材的金屬組織]本發明的第一鋼軋制材的金屬組織，包含貝氏體和/或馬氏體與鐵素體，全部組織中所佔的鐵素體分率為424面積％，貝氏體和馬氏體的合計分率為74面積％以上、低於96面積％。圖8是表示鐵素體分率與屈強比的關係的曲線圖，是整理後述的實施例的結果。由圖8可知，為了達成80%以下的屈強比，需要使鐵素體分率為4%以上。為了使屈強比進一步降低，優選鐵素體分率為7%以上，更優選為10%以上。另一方面，圖7是表示鐵素體分率與抗拉強度(TS)的關係的曲線圖，是整理後述的實施例的結果，由圖7可知，為了將抗拉強度確實地提高到590MPa以上，需要使鐵素體分率為24%以下。為了進一步提高抗拉強度，鐵素體分率優選為22%以下，更優選為20%以下。還有，上述金屬組織可以只由貝氏體和/或馬氏體與鐵素體構成，但並不限於此，也可以包含在製造工序中不可避免地形成的的其他的組織(滲碳體和島狀馬氏體(MA))。[(IV)關於母材的屈強比]本發明的第一鋼軋制材，以電子背散射衍射圖案分析法(EBSP法)觀察金屬組織時，需要滿足下式(1)。通過滿足(1)式，能夠使母材的屈強比為80%以下。35《D…(1)上式(1)中D的意思是，以EBSP法測定鄰接的兩個結晶的方位差，被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑(ym)。在本發明中，該D的值為35iim以上。圖9是表示被大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D與屈強比的關係的曲線圖，是整理後述的實施例的結果。由圖9可知，為了達成80%以下的屈強比，除了調整上述鐵素體分率以外，不需要使上述平均當量圓直徑為35iim以上。金屬材料的屈服強度與粒9徑的倒數的1/2次冪成比例，已知為Hall-Petch的定律，晶粒變得微細，從而屈服點上升。為了進一步減小屈強比，優選為37i！m以上，更優選為39i！m以上。金屬組織的觀察，是設鋼材的板厚為t(mm)時，在板厚方向的t/4位置進行。具體的觀察步驟，在後面的實施例中進行說明。[(V)關於母材自身的低溫韌性]本發明的第二鋼軋制材，以電子背散射衍射圖案分析法(EBSP法)觀察金屬組織時，需要滿足下式(2)和(3)。通過滿足這兩個公式，母材自身的低溫韌性得到改善。D《30...(2)50《M…(3)上述(2)式中D的意思是，以EBSP法測定鄰接的兩個結晶的方位差，被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑(ym)。在本發明中，該D的值為30iim以下。一般已知脆性龜裂在結晶方位差為15。以上的大角晶界彎曲、迂迴或停留。因此，通過使被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒微細化，脆性龜裂彎曲、迂迴、停留的位置增加，因此衝擊特性上升，母材自射的低溫韌性變高。D的值越小越好，優選為28iim以下，更優選為25iim以下。上述(3)式中M的意思是，被結晶方位差為55°以上的大角晶界包圍的晶粒在鋼材總體中所佔的比例(面積％)。在本發明中，該M的值為50面積％以上。這是由於，來自結晶方位差為15°以上的大角晶界的脆性龜裂的彎曲、迂迴、停留作用，在大角晶界中，特別是藉助結晶方位差為55。以上的大角晶界的作用而得到進一步發揮。因此，在本發明中，被結晶方位差為55°以上的大角晶界包圍的晶粒在鋼材總體中所佔的比例為50面積％以上。M的值優選為55面積％以上，更優選為60面積％以上。金屬組織的觀察，是設鋼材的板厚為t(mm)時，在板厚方向的t/4位置進行。具體的觀察步驟在後述的實施例的項目中進行說明。本發明的第二鋼軋制材，由貝氏體主體的組織構成。成為貝氏體主體能夠確保鋼軋制材的強度。所謂貝氏體主體意思是，觀察金屬組織時，貝氏體的面積率為80%以上。本發明的第二鋼軋制材可以只由貝氏體構成，作為貝氏體以外的組織，也可以生成馬氏體和鐵素體等。還有，為了防止強度降低，鐵素體組織越少越好，優選為大致低於4面積％。[OOSS][關於成分組成]接下來，對於本發明的鋼材(母材)的成分組成進行說明。本發明的鋼材，含有REM:0.00100.1%和Zr:0.00100.05%。確實這一範圍的理由如下。REM和Zr是有助於HAZ的韌性提高的元素，其在鋼材中形成REM和Zr的單獨夾雜物或複合夾雜物。REM應該在O.0010%以上，優選為0.0015%以上，更優選為0.002%以上。但是，若過剩地添加，則粗大的夾雜物(例如氧化物等)生成，母材的韌性劣化，因此應該抑制在0.1%以下。優選為0.09%以下，更優選為0.08%以下。還有，在本發明中，所謂REM意思是包含鑭系元素(從La到Lu的15個元素)以及Sc(鈧)和Y(釔)，這些元素之中，優選含有La、Ce和Y之中的至少1種元素，更優選含有La和/或Ce。Zr應該在O.0010%以上，優選為0.0015%以上，更優選為0.002%以上。但是，若過剩地添加，則粗大的Zr碳化物生成，母材的韌性劣化，因此應該抑制在0.05%以下。優選為0.04%以下，更優選為0.03%以下。本發明的鋼材，除了含有REM和Zr以外，作為基本元素，還含有C:0.030.2%、Si:0.5X以下、Mn:2X以下、Ti:0.03%以下和N:0.01%以下。在上述鋼材的組成範圍內，在本發明的第一鋼軋制材中，特別是Mn:1.02%。在上述鋼材的組成範圍內，在本發明的第二鋼軋制材中，特別含有C:0.040.13%、Ti:0.02%以下，還含有Cu:0.3%以下、Ni:0.4%以下、和Nb:0.25%以下之中的至少1種元素。規定這一範圍的理由如下。C是用於確保鋼材(母材)的強度所不能缺少的元素，需要使之含有0.03%以上。C優選含有0.04%以上，更優選為0.05%以上。但是若超過0.2%，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需要抑制在O.18%以下，優選抑制在0.16%以下，更優選在0.14%以下。特別是在本發明的第二軋制材中需要使之含有0.04%以上，優選含有0.05%以上，更優選含有0.06%以上，需要抑制在0.13%以下，優選抑制在0.12%以下，更優選在0.11%以下。Si具有脫氧作用，並用是有助於鋼材(母材)的強度提高的元素。為了有效地發揮這樣的效果，優選使之含有0.02%以上，更優選為0.05%以上，進一步優選為0.1%以上。但是，若超過0.5%，則鋼材(母材)的焊接性和母材韌性劣化，因此需要抑制在0.5%以下。優選抑制在0.45%以下，更優選在0.4%以下。還有，在要求HAZ有更高的韌性時，優選Si抑制在0.3X以下。更優選為0.05%以下，進一步優選為0.01%以下。但是，若是如此抑制Si含量，則HAZ的韌性提高，但是有強度降低的傾向。Mn是有助於鋼材(母材)的強度提高的元素，為了有效地發揮這一效果，優選使之含有0.5%以上。更優選為0.7%以上，進一步優選為0.8%以上。特別是在本發明的第一軋制材中，需要使之含有1.0%以上，優選為1.2%以上，更優選為1.4%以上。但是若超過2%而過剩地含有，則HAZ韌性劣化，而且鋼材(母材)焊接性劣化。因此，Mn量需要抑制在2%以下。優選在1.8%以下，更優選在1.6%以下。Ti在鋼材中生成TiN等的氮化物和Ti氧化物，是有助於HAZ韌性提高的元素。為了有效地發揮這一效果，優選使Ti含有0.005%以上，更優選為0.007%以上，進一步優選為0.010%以上。但是若過剩地添加，則使鋼材(母材)的韌性劣化，因此應該抑制在0.03%以下。優選在0.028%以下，更優選在0.026%以下。特別是在本發明的第二軋制材中，應該抑制在0.02%以下，優選在0.018%以下，更優選在0.016%以下。N是析出氮化物(例如ZrN和TiN等)的元素，該氮化物防止焊接時在HAZ生成的奧氏體晶粒的粗大化，促進鐵素體相變，因此有助於使HAZ韌性提高。為了有效地發揮這樣的效果，優選使之含有0.002%以上。更優選為0.003%以上。N越多奧氏體晶粒的微細化越得到促進，因此在HAZ的韌性提高上有效地發揮作用。但是若超過0.01%，則固溶N量增大，母材韌性劣化。因此N需要抑制在0.01%以下，優選在0.009%以下，更優選在0.008%以下。本發明的鋼材除了含有上述元素以外，還滿足P:0.02%以下(不含0%)、S:0.015%以下(不含0%)、和A1:0.01%以下(不含0%)。規定這一範圍的理由如下。11P是容易偏析的元素，特別是在鋼材中的晶界偏析而使韌性劣化。因此P需要抑制在0.02%以下，優選在0.018%以下，更優選在0.015%以下。S與Mn結合而生成硫化物(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應該抑制在0.015%以下，優選為0.012%以下，更優選在0.008%以下，特別優選在0.006%以下。Al是脫氧力強的元素，若過剩地添加，則使氧化物還原而難以生成期望的氧化物。因此Al需要抑制在0.01%以下，優選在0.0090%以下，更優選在0.0080%以下。還有，A1也可以為0%。本發明規定的含有元素如上所述，餘量是鐵和不可避免的雜質。作為該不可避免的雜質，允許由於原料、物資、製造設備等的狀態而混進的元素(例如Mg、As和Se等)的混入。本發明的鋼材，(i)為了使HAZ性提高，含有Ca:0.01X以下，和(ii)為了提高鋼材的強度，含有CU:2%以下、Ni:2%以下、Cr:3%以下、Mo:1%以下、Nb:0.05%以下、V:0.1%以下和B:0.005%以下之中的1種以上的元素等也有效。規定這一範圍的理由如下。(i)Ca是具有使鋼材的HAZ韌性提高的作用的元素。更詳細地說，Ca具有的作用是，控制夾雜物的形態(具體來說就是使MnS球狀化)，降低鋼材的各向異性，鋼材的各向異性降低，HAZ韌性提高。為了有效地發揮這樣的效果，優選使之含有0.0003%以上。更優選0.0005%以上，進一步優選為0.001%以上。但是若過剩地添加，則形成粗大的氧化物，HAZ韌性反而劣化。因此Ca優選為0.01%以下。更優選為0.008%以下，進一步優選為0.005%以下。(ii)Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V和B均是在提高鋼材的強度上發揮作用的元素。特別是在要求有低溫韌性的船舶等所使用的鋼材中，除了良好的母材韌性和HAZ韌性以外，還要求強度，因此本發明的第二鋼軋制材作為必須元素需要含有至少1種元素。優選含有Cu和Ni兩方或只含有Nb即可。Cu是使鋼材固溶強化的元素，為了有效地發揮這樣的效果，優選使之含有0.05%以上。更優選為0.1%以上，進一步優選為0.2%以上。但是若超過2%而使之含有，則使鋼材(母材)的韌性降低，因此Cu抑制在2X以下。優選在1.8%以下，更優選在1.6%以下。在本發明的第二鋼軋制材中，Cu抑制在0.3X以下。優選在0.28%以下，更優選在0.25%以下。Ni在提高鋼材的強度，並且在使鋼材的韌性提高上是有效發揮作用的元素，為了發揮這樣的效果，優選使之含有0.05%以上。更優選為0.1%以上，進一步優選為0.2%以上。Ni越多越為優選，但是因為其高昂貴的元素，所以從經濟性的觀點出發，優選將其抑制在2%以下。更優選在1.5%以下，進一步優選在1%以下。在本發明的第二鋼軋制材中，優選Ni抑制在0.4%以下。更優選在0.38%以下，進一步優選在0.35%以下。為了添加Cr而提高強度，優選使之含有0.01X以上。更優選為0.02%以上，進一步優選為0.03%以上。但是若超過3%，則焊接性劣化，因此&優選抑制在3%以下。更優選在1.5%以下，進一步優選在1%以下。為了添加Mo來提高強度，優選使之含有0.01%以上。推薦更優選使之含有0.02%以上，進一步優選含有0.03%以上。但是，若超過1%，則使焊接性劣化，因此優選Mo在1%以下。更優選抑制在0.9%以下，進一步優選抑制在0.8%以下。Nb是具有再結晶抑制作用的元素，有效地有助於組織的微細化，並且有效地析出碳化物、氮化物，從而是使鋼材高強度化的元素。為了有效地發揮這樣的作用，優選使之含有0.005%以上。更優選在0.008%以上，進一步優選在0.01%以上，再進一步優選為0.03%以上。但是，在本發明的第一鋼軋制材中，若超過0.05%，則組織過於微細化，屈強比變高。因此優選Nb抑制在0.05X以下。更優選在0.04%以下，進一步優選在0.03%以下。在本發明的第二鋼軋制材中，若超過0.25%，則使母材的韌性劣化，因此優選Nb抑制在0.25%以下。更優選在O.23%以下，進一步優選在0.2%以下。為了添加V來提高強度，優選使之含有0.005%以上，更優選含有0.01%以上，進一步優選含有0.03%以上。但是若超過O.1%，則焊接性惡化，並且母材的韌性劣化，因此V優選在O.1%以下。更優選抑制在O.08%以下，進一步優選在0.06%以下。B提高鋼材的強度，其在焊接時被加熱的HAZ被冷卻的過程中與鋼中N結合而析出BN，促進源自奧氏體晶內的鐵素相變體。為了有效地發揮該效果，優選含有0.0003%以上，更優選為0.0005%以上，進一步優選為0.0008%以上。但是若超過O.005%，則使鋼材(母材)的韌性劣化，因此優選B為0.005X以下。更優選為0.004%以下，進一步優選為0.003%以下。[關於製造方法]接下來，就製造本發明的鋼材時能夠優選採用的製造方法進行說明。本發明的鋼材，為了將固溶REM和固溶Zr降低到規定量以下，向總氧量[0L調整到0.00200.015%的範圍內的熔鋼添加REM和Zr，將溶解氧量2調整到0.00100.0035%的範圍後，進行鑄造而得到鋼材(鑄片)。以下，說明規定這一範圍的理由。首先，如果向適當地控制了總氧量[OL的熔鋼複合添加REM和Zr，則能夠使REM和Zr作為夾雜物的一個形態的氧化物在鋼中生成。這時通過調整在熔鋼中複合添加的REM量和Zr量，能夠適當地控制熔鋼的溶解氧量2，如果鑄造該熔鋼，則能夠降低鋼中的固溶REM量和固溶Zr量。通常，由轉爐和電爐一次精煉的熔鋼中的總氧量[OL超過0.015%。若在該熔鋼中添加REM和Zr，則熔鋼中的氧量過多，因此REM和Zr與氧的反應劇烈，在熔煉作業上不為優選。另外，粗大的REM的氧化物和粗大的Zr02生成，母材韌性自身劣化。因此在本發明中，通過向總氧量[OL調整得比現有稍少的熔鋼中添加REM和Zr，由此作為REM的夾雜物能夠生成REM氧化物，作為Zr的夾雜物能夠生成Zr氧化物，或者作為REM和Zr的複合氧化物能夠生成含有REM和Zr的氧化物。另一方面，REM和Zr的夾雜物之中，特別是如果從增加氧化物量的觀點出發，向調整了總氧量[OL的熔鋼中大量添加REM和Zr即可，但沒有形成氧化物的過剩的REM和Zr在鋼材中固溶。可是若固溶REM和固溶Zr變多，則如上述HAZ韌性會產生偏差。因此在本發明中，通過調整添加到熔鋼中的REM量和Zr量，使添加了REM和Zr後的溶解氧量2比以往稍多，以防止REM和Zr在鑄造中固溶。添加REM和Zr之前的上述總氧量J尤選調整為0.0020%以上，更優選為0.0025%以上。所謂上述總氧量[OL，意思是熔鋼中所含的全部氧量(全部0量)，意味著將熔鋼中作為溶解原子被包含的氧量(所謂游離氧)和作為氧化物系夾雜物存在的氧量加在一起的全部氧量。熔鋼中作為溶解原子被包含的氧量能夠使用採用了固體電解質的氧傳感器測定。總氧量能夠通過一般性的惰性氣體熔融一紅外線吸收法等加以測定。為了將上述的總氧量[O]J周整到上述範圍，可列舉如下等方法例如使用RH式脫氧精煉裝置進行脫氧的方法；使用鑄桶加熱式精煉裝置和簡易式熔鋼處理設備等進行脫氧的方法；在熔鋼中添加Si、Mn、Ti、Al等的脫氧元素進行脫氧的方法等。當然也可以適宜組合這些方法來調整總氧量[0L。採用添加脫氧元素的方法時，也可以在從轉爐向鑄桶出鋼時添加脫氧元素。向調整了上述總氧量[0L的熔鋼複合添加REM和Zr的步驟沒有特別限定，例如(a)可以在添加REM之後添加Zr，(b)可以在添加Zr之後添加REM，(c)也可以同時添加REM和Zr。多個種類添加REM時，可以同時或分別添加。例如，作為REM使用Ce和La，可以按Ce—Zr—La的順序添加。向熔鋼添加的REM和Zr的形態沒有特別限定，例如，作為REM，添加純La和純C、純Y等，或者純Zr、還有Fe-Si-La合金、Fe-Si-Ce合金、Fe-Si-La-Ce合金等即可。另外，也可以向熔鋼添加混合稀土金屬。所謂混合稀土金屬就是稀土元素的混合物，具體來說含有Ce為4050%左右，含有La為2040%左右。添加添加上述REM和Zr後，如果是不會對鑄造之前的上述溶解氧量2產生影響的程度，則也可以添加合金元素來調整鋼材的成分。鑄造之前的上述溶解氧量2為0.0010%以上。低於0.0010%時，氧量不足，因此在鑄造中REM和Zr在鋼材中固溶，成為使HAZ韌性的偏差發生的原因。因此，溶解氧量2為0.0010%以上，優選為0.0015%以上。但是，若上述溶解氧量2變得過剩，則在鑄造中大量生成粗大的氧化物，使母材自身的韌性降低。因此，溶解氧量2應該抑制在0.0035%以上，優選在0.0030%以下，更優選為0.0025%以下。為了將上述溶解氧量2控制在0.00100.0035%的範圍，根據總氧量[O]J周整REM和Zr的添加量即可，具體來說，根據總氧量i決定REM和Zr的添加量，使之滿足下式(4)，在決定的REM和Zr的添加量的範圍添加元素即可。(4)式中，[REM]和[Zr]的添加分別是REM和Zr的添加量(質量％)，!是添加REM和Zr之前的熔鋼的總氧量(質量％)。右邊的係數15是反覆進行實驗的結果決定的值。[REM]+[Zr]《15X[O]廣.(4)其中，鋼材中所含的REM(totalREM)量和Zr(totalZr)量需要滿足由上述成分組成規定的範圍。還有，相對於上述總氧量[OL稍多一些添加REM和Zr，上述溶解氧量2低於0.0010%時，作為氧源也可以添加氧化物[例如Mn0和鐵氧化物(例如Fe0)]。接著，對於由上述本發明的鋼材(鋼坯)得到的本發明的第一鋼軋制材的製造方法進行說明。以上述方式鑄造的鋼坯在使軋制結束溫度為87(rC以上而進行熱軋後，從Ai^點以上的溫度區域淬火，接著從Aq點Ac3點的溫度區域(奧氏體-鐵素體二相域。以下僅稱為"二相域"。)淬火，接著在低於Aq點的溫度區域進行回火。本發明的鋼材，如上述，為了使焊接後的HAZ韌性提高，而使鋼材中分散含有REM和Zr的夾雜物，但是，因為這樣的夾雜物分散在鋼材中，所以在熱軋後的淬火過程中，晶內相變促進，確認到淬火結束後的相變組織有容易變微細的傾向。組織的微細化對母材自身的韌性的提高有效地發揮著作用，但是若組織微細化，則根據Hall-Petch的定律，屈服點上升，因此屈強比提高。因此，為了實現80%以下的屈強比(低屈強比)，就需要以比較高的溫度進行熱軋，以使淬火結束後的組織不要過於微細而超出需要，使結晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的不要小得超出需要。具體來說，在本發明中，重要的是使軋制結束溫度為87(TC以上而進行熱軋。圖4是表示軋制結束溫度與被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D的關係的曲線圖，是整理後述的實施例的實驗結果。為了達成80%以下的屈強比，為了使被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D為35ym，由該圖4可知，需要使軋制結束溫度為870°C以上。圖5是表示淬火開始溫度[在圖5中，意思是進行直接淬火(DQ)時的淬火開始溫度]與鐵素體分率的關係的曲線圖，是整理後述的實施例的實驗結果。為了達成590MPa以上的抗拉強度，為了將鐵素體分率抑制在24%以下，由圖5可知，需要使淬火開始溫度為鐵素體相變開始溫度(Ac3點)以上。作為上述淬火方法，除了對熱軋之後的熱軋材進行淬火的直接淬火(DQ)以外，也可以在線對該熱軋材進行淬火(RQ)。還有，在上述DQ處理中，由於工序不能反工，因此比起上述RQ處理的情況，上述淬火開始溫度要求嚴格的溫度管理。另外，為了使硬質的貝氏體組織和/或馬氏體組織之中混合規定量的鐵素體相，需要從二相域進行第二次淬火。圖6是表示在二相域鄰域的溫度區域保持，從該溫度區域淬火時的溫度(以下稱為加熱溫度。)與鐵素體分率的關係的曲線圖，是整理後述的實施例的實驗結果。為了達成80%以下的屈強比，為了使鐵素體分率為4%以上，由圖6可知，需要以ACl點以上、Aq點以下的溫度(二相域溫度)保持。二相域溫度下的保持時間例如為5分鐘以上即可。加熱至上述二相域加後進行淬火(例如RQ)，其後以低於鐵素體相變開始溫度的溫度(低於ACl點的溫度)進行回火。由此能夠將鋼材的強度調整到大約590MPa以上。上述鋼坯的溫度，以按照後述的實施例的項目中說明的步驟計算出的t/4位置的溫度進行管理。t意思是鋼坯的厚度(mm)。另外，上述Ar3點、上述Ac3點、上述Aq點的溫度能夠根據按照後述的實施例所示的步驟加以測定。本發明的第一鋼軋制材，例如能夠作為橋梁、高層建築物和船舶等的結構物的材料使用，當然在小中線能量焊接中能夠防止焊接熱影響部的韌性劣化，即使在大線能量焊接中也能夠防止焊接熱影響部的韌性劣化。接下來，對於由上述本發明的鋼材(鋼坯)得到本發明的第二鋼軋制材的製造方法進行說明，以上述方式鑄造而得到的鑄片(例如板坯)，是將以金屬組織滿足上述(2)式15和(3)式的要件的方式得到的鋼坯，加熱至AC3點以上、120(TC以下的溫度區域(以下將該溫度區域的溫度稱為"加熱溫度"或"T1"。)，接著進行熱軋。熱軋中，在鋼坯的平均溫度為Ar3+1(TC以上、90(TC以下的溫度區域(以下將該溫度區域的溫度稱為"T2"。)中，每l軋道的最大壓下率為12%以下，累積壓下率為40%以上。接著，從得到的熱軋材的平均溫度為A^點以上的溫度區域(以下，將該溫度區域的溫度為"T3"。)，以5t:/秒以上的冷卻速度冷卻至熱軋材的表面溫度為500°C以下的溫度區域(以下，將該溫度區域的溫度為"T4"。)。以下，說明規定如上範圍的理由。使加熱溫度(Tl)為Ac3點以上、120(TC以下加熱鑄造得到的鋼坯。為了使鋼坯的金屬組織成為奧氏體，加熱溫度(Tl)需要加熱至Ac3點以上。但是若加熱溫度超過120(TC，則初期奧氏體晶粒粗大化，因此不能使相變組織充分微細化。因此加熱溫度(Tl)在120(TC以下。上述Ac3點的溫度能夠根據下式計算。式中，[]表示各元素的含量(質量％)。Ac3(°C)=908-223.7X[C]+438.5X[P]+30.49X[Si]-34.43X[Mn]-23X[Ni]…(a)加熱至加熱溫度(Tl)的鋼坯被熱軋，但在熱軋時，在鋼坯的平均溫度為Ar3+10°C以上、90(TC以下的溫度區域，需要每1軋道的最大壓下率為12%以下，累積壓下率為40%以上。通過控制Ar3+10°C以上、90(TC以下的溫度區域中的軋制條件，能夠抑制奧氏體晶粒的成長，能夠有效率地向相變前的奧氏體晶粒導入應變，因此能夠使結晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒微細化，能夠提高母材自身的低溫韌性。若Ar3點+10°C以上、90(TC以下的溫度區域中的每1軋道的最大壓下率超過12%，則應變在奧氏體晶粒中過度蓄積，發生應變的恢復現象，相變後的組織(被大角晶界包圍的晶粒)粗大化，因此母材自身的低溫韌性變差。因此Ar3點+l(TC以上、90(TC以下的溫度區域中的每l軋道的最大壓下率為12%。優選為11%以下，更優選為10%以下。雖然使每1軋道的最大壓下率小的方法會使被大角晶界包圍的晶粒的粗大化抑制效果變大，但若過度減小最大壓下率，則製造時間變長，生產差變差。因此每1軋道的最大壓下率的下限優選為6%。Ar3點+10。C以上、90(TC以下的溫度區域中的累積壓下率為40^以上。若累低壓下率低於40%，則向奧氏體晶粒導入的應變量變少，相變後的核生成點變少，因此被大角晶界包圍的晶粒粗大化，母材自身的低溫韌性變差。因此，Ar3點+101:以上、9001:以下的溫度區域中的累積壓下率為40%以上。優選為45%以上，更優選為50%以上。A^點+1(TC以上、90(TC以下的溫度區域中的累積壓下率的上限沒有特別限定，通常為60%左右。上述A^點的溫度能夠根據下式計算。式中，[]表示各元素的含量(質量％)，t意思是製品的最終厚度(mm)。Ar3(°C)=910-310X[C卜80X[Mn卜20X[Cu卜55X[Ni]+0.35X(t_8)…(b)上述累積壓下率能夠由下式計算。t。意思是鋼坯的平均溫度為90(TC以下的溫度區域中鋼坯的軋制開始厚度(mm)，^意思是鋼坯的平均溫度為Ar3點+l(TC以上的溫度區域中鋼坯的軋制結束厚度(mm)。積累壓下率=[(to-t》/to]X100...(c)上述鋼坯的溫度，以按照後述的實施例的項目中說明的步驟計算出的t/4位置的溫度進行管理。t意思是板坯的厚度(mm)。還有，鋼坯的平均溫度超過90(TC的溫度區域(奧氏體再結晶區域)中的每l軋道的最大壓下率和累積壓下率沒有特別限定。接著，從平均溫度為A^點以上的溫度區域(T3)以5tV秒以上的平均冷卻速度將熱軋而得到的熱軋材冷卻至熱軋材的表面溫度為50(TC以下的溫度區域(T4)，從而能夠提高被結晶方位差為55°以上的大角晶界包圍的晶粒的分率，能夠使母材自身的韌性提高。S卩，本發明的第二鋼軋制材，以貝氏體組織為主體，但已知的情況是，貝氏體生成一般具有這樣的K-S(Kurdjumov-Scahs)關係，即奧氏體和貝氏體的晶格的最密晶面和與之相應的最密晶向大致平行。在這一關係中，貝氏體針在針對奧氏體最大24向的方位中，會選擇任意一個方位生成，但貝氏體相變的溫度變化，這一選擇的傾向也隨即變化，就是所謂的貝氏體形態變化(川田等CAMP-ISJvoll6，No.3(2003)，PS30)。這被認為是由於，隨著相變溫度降低，貝氏體從鐵素體相變所代表的擴散相變，向馬氏體所代表的剪切相變變化，或者由於相變溫度降低，導致相變的核生成能、生成的組織的成長速度等變化，相變後的組織發生巨大的變化。從以上問題出發，通過加大從上述A^點以上的溫度區域(T3)向50(TC以下的溫度區域(T4)的平均冷卻速度，被結晶方位差為55。以上的大角晶界包圍的晶粒的分率得以提高。以5t:/秒以上的平均冷卻速度冷卻至50(TC以下的溫度區域(T4)後，也可以根據需要進行回火。經過回火，因熱軋和相變而被導入的應變消失，因此能夠進一步提高母材的低溫韌性。回火其進行加熱至50(rC以上、低於Aq點的溫度即可。上述Aq點的溫度能夠根據下式計算。式中，[]表示中元素的含量(質量％)。ACl(°C)=723-14X[Mn]+22X[Si]—14.4X[Ni]...(d)本發明的第二鋼軋制材，例如能夠作為橋梁、高層建築物和船舶等的結構物的材料使用，當然在小中線能量焊接中能夠防止焊接熱影響部的韌性劣化，即使在大線能量焊接中也能夠防止焊接熱影響部的韌性劣化。以下，通過實施例更詳細地說明本發明，但下述實施例並沒有限定本發明的性質，只要在能夠符合前後述的宗旨的範圍內也可以適當加以變更實施，這些均包含在本發明的技術範圍內。實施例1在下述實驗例1-1、1-2中，使用同樣的鋼種，就鋼材的HAZ韌性及其偏差(實驗例1-1)和鋼軋制材的強度與屈強比(實驗例1-2)進行研究，綜合實驗例l-l和實驗例1-2評價鋼材(鋼軋制材)的特性。[實驗例1-1(HAZ韌性及其偏差的評價)]以240噸轉爐一次精煉鐵水後，從該轉爐向鑄桶出鋼，一邊進行成分調整和溫度調整，一邊進行二次精煉。在鑄桶中，用Si和Mn脫氧，一邊調整到下述表1所示的總氧量根據下述總氧量[O]"計算REM和Zr的添加量使之滿足上式(2)，添加REM和Zr並調整至下述表1所示的溶解氧量2。在下述表1中顯示REM的添加量[REM]、Zr的添加量[Zr]、REM禾口Zr的添加量的合計([REM]+[Zr])。另外，REM和Zr的添加量的合計與總氧量[OL的比([REM]+關風也一併顯示。調整至溶解氧量2後，在不會給該2量造成影響的程度調整化學成分，之後進行鑄造。還有，在二次精煉中使用RH式脫氧精煉裝置等進行脫H和脫S等。在下述表1中，REM以含有La為50%左右和含有Ce為25%左右的混合稀土金屬的形態添加，Zr以單體進行添加。圖1中，將添加REM和Zr之前的總氧量+[Zr])的關係表示為曲線圖。圖1中，O表示下述表1的No.15的結果，X表示下述表1的No.1115的結果。還有，圖1中以卯m表述總氧量接著，用膜過濾器(membrane-filter)(過濾器直徑為47mrn，孔徑大小為0.1ym)過濾萃取後的電解液，將過濾器連同殘渣一起移至白金制坩堝中，以氣體燃燒器(gasburner)進行加熱使之灰化。接著，添加鹼熔劑(碳酸鈉和四硼酸鈉的混合物)再度用氣體燃燒器加熱而熔解殘渣。接著施加18體積％鹽酸使熔解物溶液化後，移至量瓶，再添加純水攪拌得到分析液。以ICP-MS法測定分析液中的REM和Zr濃度。將如此求得的夾雜物中所含的REM量和Zr量，從另行以通常的ICP-MS法分析的REM量(總REM量)或Zr量(總Zr量)中減去，由此求得固溶REM量和固溶Zr量。計算的結果一併顯示在下述表3中。在表3中，"<0.OOOl"意思是元素未被檢測到。在圖2中，將鑄造前的熔鋼中所含的溶解氧量[OL和鋼材中所含的固溶REM量或18固溶Zr量的有關係表示為曲線圖。還有在圖2中，以ppm表述溶解氧量2的單位。另外在圖2中，只將固溶REM或固溶Zr檢測的數據繪製曲線。接著，為了評價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試驗。焊接再現試驗其進行是從板坯上切下試樣加熱到140(TC，以該溫度保持5秒之後冷卻。冷卻的調整是使80(TC到50(TC冷卻時間為300秒。冷卻後的試料的衝擊特性，是進行V切口擺錘衝擊試驗，測定-401:下的吸收能(vE—4。)來進行評價。試樣從同一鋼種各提取3個，依據JISZ2242"金屬材料的擺錘衝擊試驗方法"，對於各試樣測定vE—4。的結果及其平均值顯示在下述表4中。vE—4。的平均值為150J以上的為合格(HAZ韌性良好)。另夕卜，對於各試樣，基於vE—4。值的最大值和最小值以下述標準評價韌性的偏差。評價結果顯示在下述表4中。[最大值和最小值的評價標準]〇HAZ韌性最大值或最小值為150J以上。X:HAZ韌性最大值或最小值低於150J。[綜合評價標準]〇3個測定結果中，最小值為150J以上，能夠穩定確保高的HAZ韌性。△:3個測定結果中，至少1個在150J以上，但HAZ韌性的偏差大最小值低於150J。X:3個測定結果中，全部低於150J。在圖3中，對於下述表4所示的各試樣，將HAZ韌性的平均值(圖中的O標記)與HAZ韌性的最大值和最小值的幅度顯示為曲線圖。由以上的結果能夠進行如下考察。由上述圖1和圖3可知，如果向添加REM和Zr之前的將總氧量[OL調整到0.00200.015%(20150卯m)的熔鋼中，以滿足上式(2)的方式添加REM和Zr，則HAZ韌性良好，HAZ韌性的偏差也少。還有，圖1所示的直線的公式為([REM]+[Zr])=15X10—4X10由表1、表3和圖2可知，如果將鑄造前的溶解氧量2調整0.00100.0035%(1035ppm)的範圍之後再進行鑄造，則能夠將鋼材中所含的固溶REM量和固溶Zr量降低至規定值以下。由表2表4和圖3可知，No.15是滿足本發明規定的要件的例子，鋼材的化學成分之中，特別是REM量和Zr量得到了適當地調整，並且固溶FEM量和固溶Zr量被適當控制，因此HAZ韌性的平均值為150J以上，HAZ韌性優異。另夕卜，HAZ韌性的偏差也變小。另一方面，No.615是脫離本發明規定的要件的例子，鋼材的化學成分之中，特別是REM量或Zr量脫離本發明規定的範圍(No.610、15)，或者固溶REM量和固溶Zr量脫離本發明規定的範圍(No.1114)，因此HAZ韌性的平均值低於150J，HAZ韌性差。另外，大多HAZ韌性的偏差也大。19tableseeoriginaldocumentpage20tableseeoriginaldocumentpage21tableseeoriginaldocumentpage22tableseeoriginaldocumentpage23[實驗例1_2(母材的抗拉強度和屈強比的評價)]對於以上述實驗例1所述的條件進行鑄造而得到的板坯(鋼種alol)進行熱軋，使終軋結束溫度成為下述表5所示的溫度，從Ar3點以上的溫度區域淬火得到的熱軋材。淬火是在熱軋後，從下述表5所示的淬火開始溫度進行直接淬火(下述表5中表述為DQ)，或者將熱軋而得到的熱軋材在線加熱至下述表5所示的淬火開始溫度之後再進行淬火(下述表5中表述為RQ)。淬火後，加熱到ACl點Ac3點的溫度區域並保持，從該溫度區域進行淬火。保持時間為5分鐘。下述表5中顯示加熱溫度。接著，在低於ACl點的溫度區域進行回火下述表5中顯示回火溫度。以下述方法測定各板坯的上述Ar3點、上述Aq點和上述Aq點。測定結果顯示在下述表5中。《Ar3點(冷卻時鐵素體相變開始溫度)的測定》使用加工熱模擬(Formaster)試驗機，將從上述板坯採取的小8mmX長12mm的加工熱模擬試驗片加熱到IIO(TC保持10秒後，在100(TC使累計壓下率為25%進行加工，進而在90(TC使累計壓下率為25%進行加工，其後以1°C/秒的平均冷卻速度從80(TC進行冷卻。將冷卻中體積開始膨脹的溫度作為Ar3點進行測定。《ACl點(加熱時鐵素體相變開始溫度)和Ac3點(加熱時鐵素體相變結束溫度)的測定》使平均加熱速度為10°C/秒，從常溫將上述加工熱模擬試驗片加熱至IOO(TC時，測定體積開始減少的溫度作為ACl點溫度，再繼續加熱，測定體積開始膨脹的溫度作為Ac3點溫度。上述軋制結束溫度、淬火開始溫度、加熱溫度、回火溫度，以設熱軋材的厚度為t時，t/4位置的平均溫度進行管理。t/4位置的溫度按下述步驟計算。《軋制結束溫度的計算方法》(1)使用過程控制計算機，基於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，基於軋制中的軋制和道間的冷卻方法(水冷或空冷)的數據，一邊採用差分法等適於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)鋼板表面溫度使用設置於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、粗軋結束時和終軋開始時分別實測的鋼板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板表面溫度的差為士3(TC時，將實測的鋼板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)採用修正的計算表面溫度，求得t/4位置的軋制結束溫度。《淬火開始溫度、加熱溫度、回火溫度的計算方法》(1)使用過程控制計算機，基於加熱開始至加熱結束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)根據計算出的加熱溫度，求得t/4位置的溫度。在下述表5中還顯示冷卻而得以的軋制材的製品厚度(mm)。接下來，按以下步驟觀察得到的軋制材，測定鐵素體分率。《金屬組織的觀察》(1)準備平行於軋制方向(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的溼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)以3%硝酸-乙醇溶液(nital溶液)進行蝕刻，使鐵素體組織的晶界顯現。(4)以100倍至400倍的倍率對t/4位置(t為試樣厚度)的組織拍攝照片。鐵素體組織著黑色。在本實驗例中，拍攝照片為6cmX8cm。(5)接著，將拍攝的照片輸入圖像分析裝置(上述照片的區域，倍率為100倍時相當於600iimX800iim，倍率為400倍時相當於150ymX200ym)。向圖像分析裝置輸入，無論在哪種倍率的情況下，輸入均是使區域的合計為lmmXlmm以上(即，IOO倍的情況下上述照片至少輸入6張，400倍時上述照片至少輸入35張)。(6)在圖像分析裝置中，計算每張照片中黑色的面積率，以全部的照片的平均值作為鐵素體分率。還有，在上述顯微鏡觀察中，在任何一個實施例中，均確認到餘量為貝氏體組織和/或馬氏體組織。接著，以下述步驟觀察上述軋制材的金屬組織，求得被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D。D(ym)的值顯示在下述表6。《D的計算方法》(1)準備平行於軋制方向(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的溼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)針對鏡面研磨麵，用TexSEMLaboratories公司制的EBSP(ElectronBackScatteringPattern)裝置，在板厚方向的t/4位置，使測定範圍為200ymX200線使間距為0.5ym，測定2個結晶的方位差，將結晶方位差為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(confidenceindex)比0.1小的測定點從分析對象中除去。(4)在Graindistributionm即(晶粒分布圖)中，測定被結晶方位差為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，計算晶粒的當量圓直徑，求得平均值。接著，按以下步驟測定得到的軋制材的屈服強度，計算屈強比。《屈服強度和抗拉強度的測定》從軋制材的t/4位置(t為軋制材的厚度)，相對於軋制方向(縱長方向)垂直地提取JISZ2201的4號試驗片，以JISZ2241所規定的條件進行拉伸試驗，測定屈服強度(YS)和抗拉強度(TS)。由YS和TS計算屈強比。YS、TS、屈強比下述表6中。在本發明中，TS為590MPa以上，屈強比為80%以下時評價為抗拉特性優異(合格)。基於以上的結果，製作圖4圖9。圖4是表示軋制結束溫度與被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D的關係的曲線圖。還有，在圖4中只顯示錶5、表6所示的No.3338的結果。圖5是表示淬火開始溫度與鐵素體分率的關係的曲線圖。還有在圖5中，在熱軋後進行直接淬火(DQ)的例子中，只顯示錶5、表6所示的No.2832的結果。圖6是表示以二相域附近的溫度加熱保持時的加熱溫度與鐵素體分率的關係的曲線圖。還有，在圖6中只顯示錶5、表6所示的No.2125的結果。圖7是表示鐵素體分率與抗拉強度(TS)的關係的曲線圖。還有在圖1中只顯示錶5、表6所示的No.2832的結果。圖8是表示鐵素體分率與屈強比的關係的曲線圖。還有在圖8中顯示錶5、表6所示的No.2148的全部結果。圖9是表示被大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑D與屈強比的關係的曲線圖。還有在圖9中只顯示錶5、表6所示的No.3338的結果。表5tableseeoriginaldocumentpage26表6tableseeoriginaldocumentpage27實施例2在下述實驗例2-l、2-2中，使用同樣的鋼種，對於鋼材的HAZ韌性及其偏差(實驗例2-1)和鋼材自身的低溫韌性(實驗例2-2)進行研究，綜合實驗例2-1和實驗例2-2評價鋼材(鋼軋制材)的特性。[實驗例2-1(HAZ韌性及其偏差的評價)]以與實驗例1-1相同的方法得到鋼材，通過與實驗例1-1相同的測定、試驗進行鋼材的評價。以表7所示的條件得到鋼材，評價表8所示的組成的各鋼種。測定、評價結果顯示在表9、10中。在圖10中，將添加REM和Zr之前的總氧量工與REM和Zr的添加量的合計的關係表示為曲線圖。圖10中，0表示下述表7的No.101104的結果，X表示下述表7的No.109112的結果。還有，圖7中，以ppm表述總氧量在圖11中，將鑄造前的熔鋼中所含的溶解氧量[OL與鋼材中所含的固溶REM量或固溶Zr量的有關係表示為曲線圖。還有在圖11中，以ppm表述溶解氧量2的單位。另外在圖2中，只將固溶REM或固溶Zr檢測的數據繪製曲線。根據表7、9和圖1012所示的結果，可以說與實施例1_1的考察所闡述的情況相同。由表8表10和圖12可知，No.101104是滿足本發明規定的要件的例子，鋼材的化學成分之中，特別是REM量和Zr量得到了適當地調整，並且固溶REM量和固溶Zr量被適當控制，因此HAZ的韌性的平均值為150J以上，HAZ韌性優異。另外HAZ韌性的偏差也小。另一方面，No.105113是脫離本發明規定的要件的例子，鋼材的化學成分之中，特別是REM量或Zr量脫離本發明規定的範圍(No.105108、113)，或者固溶REM量和固溶Zr量脫離本發明規定的範圍(No.109112)，HAZ的韌性的平均值低於150J，HAZ韌性差。另外HAZ韌性的偏差也大。tableseeoriginaldocumentpage29tableseeoriginaldocumentpage30tableseeoriginaldocumentpage31tableseeoriginaldocumentpage32中，還顯示基於上述表8的化學成分組成，運用上述(a)式、(b)式和(d)式計算的Aq點、Ar3點、Aq點的值。接著，從得到的軋制材的t/4位置(t為板厚)提取鏡面研磨後的試驗片，以2%硝酸_乙醇溶液(nital溶液)對其進行刻蝕後，在5個視野中使用光學顯微鏡以400倍進行觀察，通過圖像分析測定鋼組織中的貝氏體分率(面積％)。這時，鐵素體和馬氏體以外的組織全部視為貝氏體。貝氏體分率(面積％)顯示在下述表12中。另外，以下述步驟觀察上述軋制材的金屬組織，求得結晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑D，和結晶方位差為55°以上的大角晶界所包圍的晶粒在鋼材整體中所佔的比例M。D(iim)和M(面積X)的值顯示在下述表12中。《D的計算方法》與實施例1-2的方法相同。《M的計算方法》結晶方位差為55°以上的大角晶界所包圍的晶粒在鋼材整體中所佔的比例M，以上述D的計算方法中的(3)的工序，分析計算結晶方位差的文本數據。文本數據的分析是將結晶方位差為5°以下的作為幹擾削除，計算金屬組織總體中所佔的結晶方位差為55°以上的大角晶界所包圍的晶粒的面積分率。平均當量圓直徑D和未再結晶域的累積壓下率的關係顯示在圖13中。由圖13可知，如果使未再結晶域的累積壓下率為40%，則能夠使結晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑D為30iim以下。結晶方位差為55°以上的大角晶界所包圍的晶粒在鋼材整體中所佔的比例M，和從A^點以上的溫度區域(T3)到50(TC以下的溫度區域(T4)的平均冷卻速度的關係顯示在圖5中。由圖5可知，如果將Ar3點以上的溫度區域(T3)到500°C以下的溫度區域(T4)的平均冷卻速度控制在5°C/秒以上，則能夠使結晶方位差為55°以上的大角晶界所包圍的晶粒在鋼材整體中所佔的比例M為50面積％以上。接下來，按以下的步驟評價得到的軋制材的低溫韌性。《低溫韌性的評價方法》軋制材的低溫韌性，通過進行V切口擺錘衝擊試驗，測定-60°C下的吸收能(vE—6。)，由此評價軋制材的衝擊特性。vE—6。的測定是從t/4位置提取NK(日本海事協會)船級規定的U4號試驗片，遵循JISZ2242進行。測定結果顯示在下述表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衝擊特性，而在本實驗例中使條件更嚴酷，以-e(TC作為試驗溫度測定吸收能(vE—6。)，因此其平均值為100J以上便為合格(母材的低溫韌性良好)。平均當量圓直徑D和軋制材的vE—6。的關係顯示在圖15中。由圖15可知，如果使結晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑D為30ym以下，則能夠使vE—6。為100J以上，能夠改善母材自身的低溫韌性。結晶方位差為55°以上的大角晶界所包圍的晶粒在整體中所佔的比例M與軋制材的vE—6。的關係顯示在圖16中，由圖16可知，如果使結晶方位差為55°以上的大角晶界所包圍的晶粒在整體中所佔的比例M為50面積％以上，則能夠使vE—6。為100J以上，能夠改善母材自身的低溫韌性。33tableseeoriginaldocumentpage34tableseeoriginaldocumentpage35若綜合上述實驗例2-1和上述實驗例2-2的結果，則由上述表10和上述表12能夠進行如下考察。No.121125、127133是使用滿足本發明規定的要件的鋼種a2d2的例子，由表4可知，HAZ韌性良好，HAZ韌性的偏差也小，由表12可知，母材自身的低溫韌性也良好。No.126使用的滿足本發明規定的要件的鋼種b2，因此由表10可知，HAZ韌性良好，HAZ的偏差也小，但是未再結晶域的每1軋道的最大壓下率超過12%，因此結晶方位差為15°以上的大角晶界所包圍的晶粒的平均當量圓直徑D超過30ym，母材的低溫韌性差。No.134和No.135，由表12可知，母材的低溫韌性良好，但是因為使用的是不滿足本發明規定的要件的鋼種e2和鋼種f2，所以由表10可知，HAZ韌性差，HAZ韌性的偏差也大。No.136142使用的是不滿足本發明規定的要件的鋼種g2和鋼種m2，因此由表10可知，HAZ韌性差，HAZ韌性的偏差也大。另外由表12可知，因為金屬組織未能適當控制，所以母材自身的低溫韌性也差。3權利要求一種鋼材，其特徵在於，以質量％計含有C0.03～0.2％、Si0.5％以下、Mn2％以下、Ti0.03％以下、和N0.01％以下，並滿足P0.02％以下、S0.015％以下、和Al0.01％以下，並且還含有REM0.0010～0.1％和Zr0.0010～0.05％，餘量由鐵和不可避免的雜質構成，(A)所述鋼材除了包含含有REM和Zr的夾雜物以外，(B)鋼材中的固溶REM和固溶Zr還滿足固溶REM0.0010％以下，固溶Zr0.0010％以下。2.根據權利要求1所述的鋼材，其特徵在於，測定所述鋼材包含的夾雜物的組成，該夾雜物所含的元素之中，以摩爾換算0、C、N、S以外的元素的存在比，設換算後的元素量總體為1摩爾時，滿足REM的摩爾分率為0.05以上，Zr的摩爾分率為0.04以上。3.根據權利要求1所述的鋼材，其特徵在於，以質量X計Mn:1.02%。4.根據權利要求3所述的鋼材，其特徵在於，所述鋼材作為其他元素以質量％計還含有從Cu:2%以下、Ni:2%以下、Cr:3%以下、Mo:1%以下、Nb:0.05%以下、V:0.1%以下、禾口B:O.005%以下中選出的l種以上的元素。5.根據權利要求1所述的鋼材，其特徵在於，以質量％計C:0.040.13%、Ti:0.02%以下，並且，還含有從Cu:0.3%以下、Ni:0.4%以下、禾口Nb:0.25%以下中選出的至少1種元素。6.根據權利要求5所述的鋼材，其特徵在於，所述鋼材作為其他元素以質量％計還含有B:0.005%以下。7.根據權利要求3或5所述的鋼材，其特徵在於，所述鋼材作為其他元素以質量％計還含有Ca:0.01%以下。8.—種通過軋制權利要求3所述的鋼材而得到的鋼軋制材，其特徵在於，(C)組織包括貝氏體和/或馬氏體、與鐵素體，全部組織中所佔的鐵素體分率為424面積％，貝氏體和馬氏體的合計分率為74面積％以上、低於96面積％，(D)以電子背散射衍射圖案分析法(EBSP法)觀察鋼材的金屬組織時，滿足下式(1)，35《D…(1)其中，式(1)中D的意思是，以EBSP法測定鄰接的兩個結晶的方位差，被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑(ym)。9.一種通過軋制權利要求5所述的鋼材而得到的鋼軋制材，其特徵在於，(E)以電子背散射衍射圖案分析法(EBSP法)觀察鋼材的金屬組織時，滿足下式(2)和(3)，D《30...(2)50《M…(3)其中，(2)式中D的意思是，以EBSP法測定鄰接的兩個結晶的方位差，被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑(ym)，(3)式中M的意思是，被結晶方位差為55°以上的大角晶界包圍的晶粒在鋼材總體中所佔的比例(面積％)。10.—種製造權利要求1所述的鋼材的方法，其特徵在於，向總氧量[O]l調整到0.00200.015%的範圍內的熔鋼中添加REM和Zr，將溶解氧量2調整到0.00100.0035%的範圍後進行鑄造。11.根據權利要求10所述的鋼材製造方法，其特徵在於，測定所述總氧量[0L，根據該總氧量[0L添加REM和Zr使之滿足下式(4)，從而調整所述溶解氧量2，[REM]+[Zr]《15X[O]廣.(4)其中，(4)式中[REM]和[Zr]，分別是REM和Zr的添加量(質量％)，[O]!是添加REM和Zr之前的熔鋼的總氧量(質量％)。12.—種製造權利要求8所述的鋼軋制材的製造方法，其特徵在於，使軋制結束溫度為87(TC以上對於根據權利要求IO所述的方法得到的鋼材進行熱軋後，順序進行如下各工序從Ar3點以上的溫度區域淬火，從ACl點Ac3點的溫度區域淬火，在低於Aq點的溫度區域回火。13.—種製造權利要求9所述的鋼軋制材的製造方法，其特徵在於，將根據權利要求10所述的方法得到的鋼材加熱至Ac3點以上、1200°C以下的溫度區域後，在鋼坯的平均溫度為Ar3點+101:以上、9001:以下的溫度區域，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40%以上而進行熱軋，從得到的熱軋材的平均溫度為Ar3點以上的溫度區域，以5°C/s以上的平均冷卻速度冷卻至熱軋材的表面溫度為50(TC以下的溫度區域。14.根據權利要求13所述的鋼軋制材製造方法，其特徵在於，以5°C/s以上的冷卻速度冷卻至所述熱軋材的表面溫度為50(TC以下的溫度區域後，再加熱至50(TC以上、低於Ac^點的溫度區域進行回火。全文摘要本發明的降低了HAZ韌性的偏差的鋼材，除了包含含有REM和Zr的夾雜物以外，鋼材中的固溶REM和固溶Zr還滿足REM0.0010％以下(不含0％)，Zr0.0010％(不含0％)。由該鋼材得到的屈強比被降低至80％以下的第一鋼軋制材，含有貝氏體和/或馬氏體與鐵素體，在全部組織中所佔的鐵素體分率具有作為4～24面積％的組織，以電子背散射衍射圖案分析法(EBSP法)觀察鋼材的金屬組織時，滿足下式(1)。下式(1)中D的意思是，以EBSP法測定鄰接的兩個結晶的方位差，被結晶方位差為15°以上的大角晶界包圍的晶粒的平均當量圓直徑(μm)。35≤D…(1)。另外，由該鋼材得到的低溫韌性被提高的第二鋼軋制材，以電子背散射衍射圖案分析法(EBSP法)觀察其金屬組織時，滿足下式(2)和(3)。下述(3)式中，M的意思是，被結晶方位差為55°以上的大角晶界包圍的晶粒在鋼材總體中所佔的比例(面積％)。D≤30…(2)，50≤M…(3)。文檔編號B21B37/56GK101736197SQ20091022285公開日2010年6月16日申請日期2009年11月19日優先權日2008年11月21日發明者出浦哲史,山口徹雄,杉村朋子,金子雅人申請人:株式會社神戶制鋼所