JP2005264294A

JP2005264294A - Steel having reduced variation in material and having excellent toughness in weld heat affected zone

Info

Publication number: JP2005264294A
Application number: JP2004082469A
Authority: JP
Inventors: Yukio Shinpo; 幸雄真保
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-03-22
Filing date: 2004-03-22
Publication date: 2005-09-29

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide steel having reduced variation in material and having excellent toughness in the weld heat affected zone. <P>SOLUTION: The steel has a composition comprising, by mass, ≤0.004% C, ≤0.6% Si, ≤0.5% Mn, ≤0.03% P, ≤0.02% S, ≤0.2% Al, ≤0.004% N and 0.0007 to 0.004% B and a bainite single phase structure. The steel preferably comprises one or two metals selected from Ti and Zr in such a manner that (Ti+0.53×Zr) satisfies ≤0.025%, and also, by mass ratio, (Ti+0.53×Zr)/N satisfies ≥3.4, and comprises one or two metals selected from Nb and Ta in such a manner that Nb+0.51×Ta satisfies 0.04 to 0.3%. Further, preferably, one or more metals selected from ≤1% Cu, ≤1.5% Ni, ≤0.6% Cr, ≤0.6% Mo and ≤0.6% V are added thereto. <P>COPYRIGHT: (C)2005,JPO&NCIPI

Description

本発明は建築、橋梁、船舶、海洋構造物、ラインパイプ、タンクおよび圧力容器などに用いられる、材質のばらつきが少なく溶接部熱影響部の靱性に優れた鋼材に関する。 The present invention relates to a steel material that is used in buildings, bridges, ships, offshore structures, line pipes, tanks, pressure vessels, and the like and has excellent toughness in a welded heat affected zone with little material variation.

従来、鋼材は、主に変態強化、析出強化またはそれらの複合により強化される０．０１〜０．５ｗｔ％程度の炭素を含有する炭素鋼と呼ばれているものが一般的である。 Conventionally, steel materials are generally called carbon steel containing about 0.01 to 0.5 wt% of carbon that is mainly strengthened by transformation strengthening, precipitation strengthening, or a combination thereof.

変態強化は高温安定相であるオーステナイトから低温相であるフェライトに変態する際に生ずるマルテンサイトやベイナイトなどの変態相を利用するものである。析出強化は炭化物の鋼中の溶解度が、温度が低下するとともに低下することを利用して、高温に加熱して炭化物を鋼中に溶解させ、その後の冷却過程において微細な炭化物を鋼中で析出させて鋼材を強化するものである。 The transformation strengthening utilizes a transformation phase such as martensite or bainite that is generated when transformation from austenite, which is a high-temperature stable phase, to ferrite, which is a low-temperature phase. Precipitation strengthening takes advantage of the fact that the solubility of carbides in steel decreases with decreasing temperature, heating them to a high temperature to dissolve the carbides in the steel, and then precipitating fine carbides in the steel during the subsequent cooling process. To strengthen the steel.

したがって、変態強化、析出強化を主たる強化機構とする炭素鋼においては、冷却速度によって変態相（パーライト、ベイナイト、マルテンサイトなど）および炭化物の析出形態が大きく異なり、強度や靱性などの特性が冷却速度によって大きく変わる。 Therefore, in carbon steel, whose main strengthening mechanism is transformation strengthening and precipitation strengthening, the transformation phase (perlite, bainite, martensite, etc.) and carbide precipitation form differ greatly depending on the cooling rate, and properties such as strength and toughness are the cooling rate. It varies greatly depending on.

このため、炭素鋼はその製造過程においてオーステナイト温度域から冷却する際に、冷却速度の厳密な管理を必要とする。しかし、冷却速度は鋼材の板厚、形状などの影響を受けるほか、冷却水の温度や水量、さらには気温などの影響をうけるため、冷却速度を厳密に管理することは実際上、かなり困難である。 For this reason, carbon steel requires strict control of the cooling rate when it is cooled from the austenite temperature range in the production process. However, since the cooling rate is affected by the thickness and shape of the steel material, and is also affected by the temperature, amount, and temperature of the cooling water, it is practically difficult to strictly control the cooling rate. is there.

また、板厚の厚い鋼材の場合には鋼材の表面近くと内側とでは必然的に冷却速度が異なる。このため、材質も表面と内側で異なるものとなる。したがって、冷却速度に特性が敏感な鋼材では、各鋼材間、あるいは鋼材内の位置による特性のばらつきが大きくなるため、強度、靱性などが規格範囲をはずれる割合が高くなり、歩留まりの低下が避けられない。 Further, in the case of a steel material with a large plate thickness, the cooling rate is inevitably different between near and inside the surface of the steel material. For this reason, the material is also different between the surface and the inside. Therefore, in steel materials whose characteristics are sensitive to the cooling rate, there is a large variation in properties depending on the position of each steel material or in the steel material, so the ratio of strength, toughness, etc. that deviates from the standard range increases, and a decrease in yield can be avoided. Absent.

特許文献１に製造時の冷却速度による材質ばらつきを少なくする目的で、製造過程における冷却速度による強度の変化を少なくした鋼材が開示されている。Ｍｎ、Ｎｂ、Ｂを適量添加することにより焼入れ性を高めて冷却速度の広い範囲でベイナイト単相組織が生ずるようにし、Ｃ量を低く制限することでベイナイト中の炭化物の析出を抑制して冷却速度による強度変化を小さくしたものである。 Patent Document 1 discloses a steel material in which a change in strength due to a cooling rate in a manufacturing process is reduced for the purpose of reducing material variations due to a cooling rate during manufacturing. By adding appropriate amounts of Mn, Nb, and B, hardenability is enhanced so that a bainite single-phase structure is formed in a wide range of cooling rate, and by limiting the amount of C to be low, precipitation of carbides in bainite is suppressed and cooling is performed. Intensity change due to speed is reduced.

また、鋼材はその目的により種々の溶接方法により接合されて建築構造物、船舶、橋梁などに組み立てられる。したがって、溶接熱影響部の靱性は溶接構造物の特性をきめる重要な要素の一つである。 Moreover, steel materials are joined by various welding methods according to their purposes and assembled into building structures, ships, bridges, and the like. Therefore, the toughness of the weld heat affected zone is one of the important factors that determine the characteristics of the welded structure.

溶接には１回の溶接パスで溶接が完了する１層溶接と複数回の溶接パスを重ねる多層溶接とがある。多層溶接では溶接熱影響部は複数回の溶接熱サイクルを受けるため複雑で、種々の組織が形成される。 There are two types of welding: one-layer welding in which welding is completed in one welding pass and multi-layer welding in which a plurality of welding passes are overlapped. In multilayer welding, the weld heat affected zone is complicated because it undergoes multiple welding heat cycles, and various structures are formed.

第１熱サイクルによって1150℃以上に加熱されることにより結晶粒が粗大化した組織が第２熱サイクルで２相域（Ac1点以上Ac3点以下の温度域）に再加熱された部分はICCGHAZ（Inter-critically Coarse Grain Heat Affected Zone）と呼ばれる熱影響部で靱性が極めて低い。 The structure in which the crystal grains are coarsened by heating to 1150 ° C or higher by the first thermal cycle is reheated to the two-phase region (temperature range from Ac1 to Ac3) by the second thermal cycle. Inter-critically Coarse Grain Heat Affected Zone).

特許文献２に、ICCGHAZの靱性を改善した鋼の製造方法が開示されている。Ｃ量を低く抑えることにより島状マルテンサイトの生成を抑制し、強度を確保するため、Ｎｂを０．２％程度添加し、圧延後の冷却過程においてＮｂＣを微細析出させ析出強化するものである。
特開平８−１４４０１９号公報特開平９−１１１３３７号公報 Patent Document 2 discloses a steel manufacturing method with improved ICCGHAZ toughness. In order to suppress the formation of island martensite by keeping the amount of C low and secure strength, about 0.2% of Nb is added, and NbC is finely precipitated and strengthened by precipitation in the cooling process after rolling. .
JP-A-8-144019 JP-A-9-111337

しかしながら、特許文献１に開示されている鋼材および特許文献２に開示されている鋼材のようにＮｂを含有し、Ｃ量の少ない鋼材は多層溶接における溶接熱影響部において局部的に著しい粒界脆化を引き起こすことが知られている。 However, the steel materials disclosed in Patent Document 1 and the steel materials disclosed in Patent Document 2 that contain Nb and have a small amount of C are notably grain boundary brittle locally in the weld heat affected zone in multilayer welding. It is known to cause oxidization.

このような粒界脆化は、多層溶接において第１熱サイクルによってオーステナイト域まで加熱、急冷されたあと、第２熱サイクルで６００℃程度に再加熱される部分（以下、この部分を再熱部と呼ぶ）で生ずる。 Such intergranular embrittlement is a part that is heated to the austenite region by the first thermal cycle and rapidly cooled in multilayer welding and then reheated to about 600 ° C. in the second thermal cycle (hereinafter, this part is referred to as a reheat part). Is called).

なお、再熱部はオーステナイト域まで加熱、急冷されたあとフェライト単相域（Ac1点以下）である６５０℃程度に再加熱される部分であり、２相域（Ac1点以上、Ac3点以下の温度域）に再加熱されるICCGHAZとは本質的に異なる。 The reheat part is the part that is reheated to about 650 ° C, which is the ferrite single-phase region (Ac1 point or less) after being heated and quenched to the austenite region, and the two-phase region (Ac1 point or more and Ac3 point or less) It is essentially different from ICCGHAZ which is reheated to the temperature range.

本発明は、製造時における熱履歴に材質があまり影響を受けず、厳密な温度、冷却速度管理をしなくても安定した材質が得られ、単層溶接における熱影響部の靱性が優れることはもちろんのこと、多層溶接における上記再熱部での靱性低下が生じない鋼材を提供することを目的とする。 In the present invention, the material is not significantly affected by the thermal history during production, a stable material can be obtained without strict temperature and cooling rate control, and the toughness of the heat affected zone in single layer welding is excellent. Of course, it aims at providing the steel materials which the toughness fall in the said reheating part in multilayer welding does not arise.

本発明者は上記の課題を解決すべく鋭意研究を行い、極低Ｃ系に高焼入れ性元素を添加して冷却速度の広い範囲でベイナイト単相組織が生ずるようにした鋼材においては、再熱部の靱性低下を以下の手段により回避できることを知見した。 The present inventor has intensively studied to solve the above-mentioned problems, and in a steel material in which a highly hardenable element is added to an extremely low C system so that a bainite single phase structure is formed in a wide range of cooling rate, reheating is performed. It has been found that a reduction in toughness of the part can be avoided by the following means.

まず、Ｃ量を従来よりも一段と少ない０．００４％以下とする。Ｃ量を少なくすると強度が低下するため、高焼入れ性元素であるＮｂとＢなどを添加して焼入れ性を上げて強度を確保する。 First, the C amount is set to 0.004% or less, which is much smaller than the conventional amount. If the amount of C is decreased, the strength is lowered. Therefore, Nb and B, which are highly hardenable elements, are added to increase the hardenability and ensure the strength.

さらに，Ｎを０．００４％以下とし、かつ窒化物生成元素であるＴｉなどを添加してＮを窒化物として完全に固定する。これらに加え、Ｍｎ量も通常の鋼材よりも少ない０．５％以下に制限する。以上の方策により多層溶接における再熱部の靱性低下を防止し、発明を完成した。 Further, N is set to 0.004% or less, and Ti or the like which is a nitride forming element is added to completely fix N as nitride. In addition to these, the amount of Mn is also limited to 0.5% or less, which is smaller than that of ordinary steel materials. By the above measures, the toughness reduction of the reheated part in multilayer welding was prevented, and the invention was completed.

第1の発明は、質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｂ：０．０００７〜０．００４％を含有し、更に、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種を、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）が０．０２５％以下、かつ、質量比で（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎが３．４以上含有し、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種を、Ｎｂ＋０．５１×Ｔａが０．０４〜０．３％で含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼材。 1st invention is the mass%, C: 0.004% or less, Si: 0.6% or less, Mn: 0.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.2% or less, N: 0.004% or less, B: 0.0007 to 0.004%, and further, one or two of Ti and Zr, (Ti + 0.53 × Zr) Is 0.025% or less, and (Ti + 0.53 × Zr) / N is 3.4 or more by mass ratio, and one or two of Nb and Ta are contained, and Nb + 0.51 × Ta is 0.04˜ A steel material containing 0.3% and the balance being substantially made of Fe.

第２の発明は、第１の発明の成分組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．６％以下の１種または２種以上を含有する残部が実質的にＦｅからなる鋼材。 In the second invention, the composition of the first invention further includes, in mass%, Cu: 1% or less, Ni: 1.5% or less, Cr: 0.6% or less, Mo: 0.6% or less. V: A steel material in which the balance containing one or more of 0.6% or less substantially consists of Fe.

本発明はＣ：０．００４％以下と極低Ｃ化し、焼入れ性の高い元素を含有させて焼入れ性を上げてオーステナイト域からの冷却速度によらず常にベイナイト単相組織となるようにして高強度を得、さらにＮ：０．００４％以下とし、Ｍｎ量を０．５％以下に制限することで再熱部での靱性低下を防止した。 In the present invention, C: 0.004% or less is extremely low C, an element having high hardenability is contained to improve hardenability, and a high bainite single phase structure is obtained regardless of the cooling rate from the austenite region. Strength was obtained, and N: 0.004% or less, and the Mn content was limited to 0.5% or less to prevent toughness reduction in the reheat zone.

本発明により、製造工程における冷却速度のばらつきによる強度ばらつきを少なくでき、歩留まりの向上が図れる。また、多層溶接部の靱性低下がないため、溶接構造物の溶接部の信頼性が高まるので、産業上極めて有用である。 According to the present invention, the intensity variation due to the variation in the cooling rate in the manufacturing process can be reduced, and the yield can be improved. Further, since there is no reduction in toughness of the multilayer welded portion, the reliability of the welded portion of the welded structure is increased, which is extremely useful industrially.

本発明は、極低Ｃ系とした鋼材に、焼入れ性の高い元素としてＮｂ，Ｔａの１種または２種を含有し、窒化物形成元素としてＴｉ，Ｚｒの１種または２種を含有した成分組成とする。以下、成分組成の限定理由を詳細に説明する。 The present invention includes an extremely low C steel material containing one or two kinds of Nb and Ta as elements having high hardenability and one or two kinds of Ti and Zr as nitride forming elements. The composition. Hereinafter, the reasons for limiting the component composition will be described in detail.

Ｃ：０．００４％以下
ＣはＮｂと反応してＮｂＣを生成し、特に再熱部において粗大なＮｂＣが粒界に析出するため、再熱部の靱性を著しく低下させる。このためＣは少ないほど望ましいが、経済性の観点から０．００４％以下に制限する。 C: 0.004% or less C reacts with Nb to form NbC, and particularly coarse NbC precipitates at the grain boundary in the reheated portion, so that the toughness of the reheated portion is remarkably lowered. For this reason, the smaller C is, the better, but it is limited to 0.004% or less from the viewpoint of economy.

Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは強化元素として有効であり安価な溶鋼の脱酸元素としても有用であるが、０．６％を超えると溶接熱影響部の靱性が劣化するため０．６％以下とする。 Si: 0.6% or less Si is effective as a strengthening element and is useful as a deoxidizing element for cheap molten steel. However, if it exceeds 0.6%, the toughness of the weld heat affected zone deteriorates, so 0.6% The following.

Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎは強化元素として有効な上、焼入れ性を高めてベイナイト単相組織とするために有効である。しかし、過剰の添加は再熱部の靱性を著しく損なうため０．５％以下に制限する。Ｍｎが再熱部の靱性を低下させる原因は不明であるが、ＮｂＣ、ＮｂＳ、ＮｂＢＣ、Ｎｂ−Ｆｅ金属間化合物などの粒界析出を促進するためと推定される。 Mn: 0.5% or less Mn is effective as a strengthening element, and is effective for improving the hardenability and obtaining a bainite single phase structure. However, excessive addition significantly limits the toughness of the reheat zone, so it is limited to 0.5% or less. The reason why Mn lowers the toughness of the reheated part is unknown, but it is presumed to promote grain boundary precipitation of NbC, NbS, NbBC, Nb—Fe intermetallic compounds, and the like.

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは溶接熱影響部および母材の靱性の観点から０．０３％以下に限定した。不純物としてのＰは低いほうが望ましいが、経済性も考慮して０．０３％以下とした。 P: 0.03% or less P is limited to 0.03% or less from the viewpoint of the weld heat-affected zone and the toughness of the base material. Although it is desirable that P as an impurity is low, it is set to 0.03% or less in consideration of economy.

Ｓ：０．０２％以下
Ｓは溶接熱影響部および母材の靱性の観点から０．０２％以下に限定した。不純物としてのＳは低いほうが望ましいが、経済性も考慮して０．０２％以下とした。 S: 0.02% or less S is limited to 0.02% or less from the viewpoint of the weld heat-affected zone and the toughness of the base material. Low S as an impurity is desirable, but it is set to 0.02% or less in consideration of economy.

Ａｌ：０．２％以下
ＡｌもＳｉと同様、脱酸の目的で添加する。過剰の添加は溶接熱影響部および母材の靱性を損なうため０．２％以下とする。また脱酸の目的には、その一部または全てをＳｉ、Ｔｉなどで代えることもできる。 Al: 0.2% or less Al is also added for the purpose of deoxidation in the same manner as Si. Excessive addition impairs the weld heat-affected zone and the toughness of the base metal, so 0.2% or less. Further, for the purpose of deoxidation, part or all of it can be replaced with Si, Ti or the like.

Ｎ：０．００４％以下
Ｎは再熱部において、Ｎｂと反応して粗大なＮｂＮまたはＮｂＣＮを粒界に析出させるため再熱部の靱性を著しく低下させる。この弊害はＴｉを含有することによりＮをＴｉ窒化物として固定することで除くことができるが、Ｎが多いとＴｉ窒化物が粗大化してしまい、溶接熱影響部の靱性を低下させる。このため０．００４％以下に制限する。 N: 0.004% or less N reacts with Nb in the reheated portion to precipitate coarse NbN or NbCN at the grain boundaries, so that the toughness of the reheated portion is significantly reduced. This adverse effect can be eliminated by fixing N as Ti nitride by containing Ti. However, if N is large, Ti nitride becomes coarse and the toughness of the heat affected zone is lowered. For this reason, it is limited to 0.004% or less.

Ｂ：０．０００７〜０．００４％
ＢもＣ，Ｎ量が極めて少ない本発明鋼材に高い焼入れ性を与えてベイナイト単相組織とし、強度上昇を図るうえでＮｂとならび重要な元素である。Ｂが少ないと強度上昇が少ないため０．０００７％以上とした。 B: 0.0007 to 0.004%
B is also an important element along with Nb for imparting high hardenability to the steel material of the present invention having a very small amount of C and N to give a bainite single-phase structure and increasing the strength. When B is small, the increase in strength is small, so it was made 0.0007% or more.

しかしながら、Ｂを過剰に含有することは粗大なＮｂＢ、ＮｂＢＣ、ＮｂＦｅＢ、ＦｅＢＣなどの粒界析出を招き、溶接熱影響部、とくに再熱部での靱性を低下させるので上限を０．００４％とした。また、Ｂが焼入れ性を高めるためにはＢが固溶Ｂとして存在することが必要である。 However, excessive inclusion of B causes grain boundary precipitation of coarse NbB, NbBC, NbFeB, FeBC, etc., and lowers the toughness in the weld heat affected zone, particularly the reheat zone, so the upper limit is 0.004%. did. Moreover, in order for B to improve hardenability, B needs to exist as solid solution B.

Ｎが存在するとＢとＮが反応してＢＮを生成し、焼入れ性を向上させるのに有効な固溶Ｂが減少する。このためにＮをＴｉによりＴｉ窒化物として固定しておく必要がある。 In the presence of N, B and N react to produce BN, and the solid solution B effective for improving the hardenability decreases. For this purpose, it is necessary to fix N as Ti nitride with Ti.

Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種
ＴｉはＮと反応してＴｉ窒化物を生成しＮを固定する。Ｎは数ｐｐｍ程度のごく微量であってもＮｂと反応してＮｂＮ、ＮｂＣＮなどを生成すると再熱部の靱性を著しく損なうので完全にＴｉ窒化物として固定する必要がある。 One or two types of Ti and Zr Ti react with N to form Ti nitride and fix N. Since N reacts with Nb to produce NbN, NbCN, etc. even if it is a very small amount of about several ppm, the toughness of the reheated portion is remarkably impaired, so it is necessary to completely fix it as Ti nitride.

ＴｉとＺｒは周期律表で同じ族に属し、化学的性質がほぼ同じであるためＴｉの一部または全てをＺｒで置き換えてもよい。置き換える場合にはＴｉの含有量の範囲と原子量％で同じになるようにＴａの質量％に０．５３を乗じて換算する。 Since Ti and Zr belong to the same group in the periodic table and have almost the same chemical properties, some or all of Ti may be replaced with Zr. In the case of replacement, conversion is performed by multiplying the mass% of Ta by 0.53 so that the atomic content% is the same as the Ti content range.

Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種を含有する場合は、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）が０．０２５％以下、かつ、質量比で（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎが３．４以上とする。但し、含有しない元素は０とする。 In the case of containing one or two of Ti and Zr, (Ti + 0.53 × Zr) is 0.025% or less and (Ti + 0.53 × Zr) / N is 3.4 or more in mass ratio. . However, the element not contained is 0.

化学量論比のＴｉＮやＺｒＮが生成するものとすれば（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎの重量比で３．４以上を含有することが最低限必要である。しかし、過剰に含有することは粗大なＴｉＮ、ＴｉＳ、ＴｉＣＮ、ＴｉＢＣなどを析出して再熱部の靱性を低下させるので、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）を０．０２５％以下とする。 If a stoichiometric ratio of TiN or ZrN is generated, it is at least necessary to contain 3.4 or more by weight ratio of (Ti + 0.53 × Zr) / N. However, excessive inclusion causes coarse TiN, TiS, TiCN, TiBC and the like to precipitate and lowers the toughness of the reheated portion, so (Ti + 0.53 × Zr) is made 0.025% or less.

Ｎｂ、Ｔａの１種または２種
ＮｂはＣ，Ｎ量が極めて少ない本発明鋼材に高い焼入れ性を与えてベイナイト組織とし強度上昇を図るうえでＢとならび重要な元素である。 One or two Nb of Nb and Ta is an important element along with B in order to give high hardenability to the steel material of the present invention having a very small amount of C and N to increase the strength of the bainite structure.

また、ＮｂとＴａは周期律表で同じ族に属し、化学的性質がほぼ同じであるためＮｂの一部または全てをＴａで置き換えてもよい。置き換える場合にはＮｂの含有量の範囲と原子量％で同じになるようにＴａの質量％に０．５１を乗じて換算する。 Further, since Nb and Ta belong to the same group in the periodic table and have almost the same chemical properties, part or all of Nb may be replaced with Ta. In the case of replacement, conversion is performed by multiplying the mass% of Ta by 0.51 so that the atomic weight% is the same as the Nb content range.

Ｎｂ、Ｔａの１種または２種を含有する場合は、（Ｎｂ＋０．５１×Ｔａ）：０．０４〜０．３％とする。但し、含有しない元素は０とする。含有量が少ないと強度上昇が少ないため０．０４％以上とする。しかしながら、Ｎｂ、Ｔａの過剰な添加は粗大なＮｂＣ、ＮｂＳ、ＮｂＢＣ、Ｎｂ−Ｆｅ金属間化合物などの粒界析出を招き、溶接熱影響部、とくに再熱部での靱性を低下させるので上限を０．３％とした。 In the case of containing one or two of Nb and Ta, (Nb + 0.51 × Ta): 0.04 to 0.3%. However, the element not contained is 0. If the content is small, the increase in strength is small, so 0.04% or more. However, excessive addition of Nb and Ta leads to grain boundary precipitation of coarse NbC, NbS, NbBC, Nb-Fe intermetallic compounds, etc., and lowers the toughness in the weld heat affected zone, particularly in the reheat zone. 0.3%.

また、残部が実質的にＦｅとは、以上に記載した本願発明の鋼材が含有する元素の働きを阻害しない範囲で、これらの元素以外の元素を含むことができることを意味する。 Moreover, the balance being substantially Fe means that elements other than these elements can be contained within a range not impeding the function of the elements contained in the steel material of the present invention described above.

以上が本発明鋼の基本成分であるが、更に特性を向上させるため、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．６％以下のうち１種または２種以上を含有することができる。 The above are the basic components of the steel of the present invention. In order to further improve the characteristics, Cu: 1% or less, Ni: 1.5% or less, Cr: 0.6% or less, Mo: 0.6% or less, V : It can contain 1 type (s) or 2 or more types among 0.6% or less.

Ｃｕ：１％以下
Ｃｕは鋼材の強度を向上させるため有効であるが１％を超えると溶接熱影響部の靱性低下させるため１％を上限とした。 Cu: 1% or less Cu is effective for improving the strength of the steel material. However, if it exceeds 1%, the toughness of the weld heat affected zone is lowered, so 1% was made the upper limit.

Ｎｉ：１．５％以下、
Ｎｉは鋼材の強度、靱性を向上させるため有効であるが、Ｎｉは高価な元素であり、コスト増につながり、過剰に含有しても効果が飽和するため１．５％を上限とした。 Ni: 1.5% or less,
Ni is effective for improving the strength and toughness of the steel material, but Ni is an expensive element, leading to an increase in cost, and even if contained excessively, the effect is saturated, so 1.5% was made the upper limit.

Ｃｒ：０．６％以下
Ｃｒは焼入れ性を向上させ母材の強度を向上させるが、過剰に含有すると溶接熱影響部の靱性を低下させるので０．６％以下とする。 Cr: 0.6% or less Cr improves the hardenability and improves the strength of the base metal, but if contained excessively, the toughness of the weld heat affected zone is lowered, so the content is made 0.6% or less.

Ｍｏ：０．６％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上させ母材の強度を向上させるが、過剰に含有すると溶接熱影響部の靱性を低下させるので０．６％以下とする。 Mo: 0.6% or less Mo improves the hardenability and improves the strength of the base metal. However, if excessively contained, the toughness of the weld heat affected zone is lowered, so the content is made 0.6% or less.

Ｖ：０．６％以下
Ｖは焼入れ性を向上させ母材の強度を向上させるが、過剰に含有すると溶接熱影響部の靱性を低下させるので０．６％以下とする。 V: 0.6% or less V improves the hardenability and improves the strength of the base metal. However, if excessively contained, the toughness of the weld heat affected zone is lowered, so the content is made 0.6% or less.

本発明鋼として最も好ましい成分組成は、質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０４〜０．３％、Ｂ：０．０００７〜０．００４０％、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ｔｉ／Ｎ≧３．４、残部が実質的にＦｅである。 The most preferable component composition for the steel of the present invention is mass%, C: 0.004% or less, Si: 0.6% or less, Mn: 0.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.00. 02% or less, Al: 0.2% or less, N: 0.004% or less, Nb: 0.04-0.3%, B: 0.0007-0.0040%, Ti: 0.025% or less, Ti / N ≧ 3.4, the balance being substantially Fe.

本発明鋼は、常法の製鋼工程により溶解、鋳造し、鋳片とした後、本質的に熱履歴に特性が不敏感であることから、特段の配慮をすることなく常法の圧延工程によって製品とすることができる。 Since the steel of the present invention is melted, cast and made into a slab by a conventional steelmaking process, the characteristics are essentially insensitive to the heat history, so that the conventional rolling process can be used without special consideration. It can be a product.

すなわち鋳片を１０００℃〜１２５０℃程度に加熱し、７００℃〜１０００℃程度の圧延完了温度で熱間圧延する。圧延は厚板ミルで行い厚板（プレート）とすることもでき、また、タンデムミルで圧延して熱延コイルとすることもできる。 That is, the slab is heated to about 1000 ° C. to 1250 ° C. and hot-rolled at a rolling completion temperature of about 700 ° C. to 1000 ° C. Rolling can be performed with a thick plate mill to form a thick plate (plate), or rolled with a tandem mill to form a hot rolled coil.

圧延後の冷却も特段の配慮をする必要はない。空冷から水冷による加速冷却まで、どのような冷却速度を採用しても、本発明鋼材の特性として、強度や靱性などの機械的性質に差はほとんどない。 There is no need for special consideration for cooling after rolling. No matter what cooling rate is adopted from air cooling to accelerated cooling by water cooling, there is almost no difference in mechanical properties such as strength and toughness as the characteristics of the steel material of the present invention.

表１に示す種々の成分組成に調整した鋳片を１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、仕上げ温度９５０℃で圧延を完了し厚み１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延後の冷却は空冷とした。 The slabs adjusted to various component compositions shown in Table 1 were heated to 1200 ° C. and then hot-rolled to complete rolling at a finishing temperature of 950 ° C. to produce a steel plate having a thickness of 15 mm. Cooling after rolling was air cooling.

かくして得られた各鋼板について引張り試験およびシャルピー試験を行い、その機械的性質を調べた。また、オーステナイト域まで加熱、急冷されたあとフェライト単相域（Ac1点以下）である６５０℃程度に再加熱される前述した再熱部の靱性を調べるため、再熱部を模擬する熱処理として以下の熱処理（Ｒ）を施した。 Each steel plate thus obtained was subjected to a tensile test and a Charpy test to investigate its mechanical properties. In order to investigate the toughness of the above-mentioned reheated part that is reheated to about 650 ° C, which is the ferrite single phase area (Ac1 point or less) after being heated and quenched to the austenite region, The heat treatment (R) was performed.

熱処理（Ｒ）：１２００℃で３０分加熱の後、水冷し、その後、再び６５０℃で３０分加熱して空冷する。この熱処理は、実際の多層溶接の熱履歴では再熱される時間が長くとも数秒程度であることを考えると厳しすぎる試験ではあるが、実験が容易であり、再熱による脆化をよく再現できるため採用した。 Heat treatment (R): Heated at 1200 ° C. for 30 minutes, then cooled with water, then heated again at 650 ° C. for 30 minutes for air cooling. Although this heat treatment is a test that is too strict considering that the reheating time is about several seconds at the longest in the heat history of actual multilayer welding, the experiment is easy and the embrittlement due to reheating can be reproduced well. Adopted.

表２に圧延ままの鋼板の引張特性（降伏強さ（以下ＹＳとする。），引張強さ（以下ＴＳとする。），伸び（以下ＥＬとする。）および靱性（シャルピー衝撃試験の試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０））、および、熱処理（Ｒ）後の靱性を示す。シャルピー衝撃試験片は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片で厚み１０ｍｍのものであり、３本づつ試験した。表２中の吸収エネルギー（ｖＥ０）は３本の平均値である。 Table 2 shows the tensile properties (yield strength (hereinafter referred to as YS), tensile strength (hereinafter referred to as TS), elongation (hereinafter referred to as EL), and toughness (Charpy impact test temperature) of the as-rolled steel sheet. The absorption energy (vE0) at 0 ° C. and the toughness after heat treatment (R) are shown.Charpy impact test pieces were 2 mm V notch Charpy test pieces having a thickness of 10 mm, and were tested in triplicate. The absorbed energy (vE0) is an average value of three.

鋼Ａ１〜Ａ６、Ｂ１〜Ｂ６、Ｃ１〜Ｃ６、Ｄ１〜Ｄ６はＭｎをそれぞれ０．２％、０．４％、０．６％、１．６％とし、Ｎｂを０から０．４％まで添加量を変化させた鋼板である。 Steels A1 to A6, B1 to B6, C1 to C6, and D1 to D6 have Mn of 0.2%, 0.4%, 0.6%, and 1.6%, respectively, and Nb from 0 to 0.4% It is a steel plate in which the addition amount is changed.

図１に、これらの鋼板のＴＳに対するＮｂ量による変化を示す。極低Ｃ鋼であるこれらの鋼板ではＮｂを含有しない場合にはＴＳが３００ＭＰａ程度しかないが、Ｎｂを含有することにより著しく強化され、本発明のＮｂ添加量範囲では４００〜７００ＭＰa程度のＴＳとなることが分かる。 In FIG. 1, the change by Nb amount with respect to TS of these steel plates is shown. In these steel sheets, which are extremely low C steels, when Nb is not contained, TS is only about 300 MPa, but by containing Nb, the steel is remarkably strengthened, and in the Nb addition range of the present invention, the TS is about 400 to 700 MPa. I understand that

また、Ｍｎの含有量が多いほど強度が高いことが分かる。図２に鋼Ａ１〜Ａ６、Ｂ１〜Ｂ６、Ｃ１〜Ｃ６、Ｄ１〜Ｄ６の熱処理（Ｒ）後の靱性のＮｂ量による変化を示す。Ｎｂ含有量が増すに従い、靱性が低下することが分かる。 Moreover, it turns out that intensity | strength is so high that there is much content of Mn. FIG. 2 shows changes in toughness after heat treatment (R) of steels A1 to A6, B1 to B6, C1 to C6, and D1 to D6 depending on the amount of Nb. It can be seen that the toughness decreases as the Nb content increases.

また、Ｍｎ含有量が増加するに従い、靱性が低下することが分かるが、Ｍｎ含有量が０．６％、１．６％の場合には靱性の低下が著しく、Ｎｂを０．０５％含有する場合でも靱性が低下して実用に耐えない。 Further, it can be seen that as the Mn content increases, the toughness decreases. However, when the Mn content is 0.6% and 1.6%, the toughness is remarkably reduced, and 0.05% of Nb is contained. Even in such a case, the toughness is lowered and cannot be practically used.

したがって、Ｎｂを含有させることにより高強度を得た上に、再熱部の靱性が優れるためには、Ｍｎ含有量を制限する必要があることが分かる。本発明のＭｎ含有量が０．５％以下では再熱部の靱性に優れている。 Therefore, it can be seen that it is necessary to limit the Mn content in order to obtain high strength by containing Nb and to improve the toughness of the reheated portion. When the Mn content of the present invention is 0.5% or less, the toughness of the reheated portion is excellent.

鋼Ｅ１〜Ｅ５、Ｆ１〜Ｆ６はＭｎ含有量をそれぞれ０．１％、０．３％とし、Ｂ含有量を０．０００１％から０．００４５％まで添加量を変化させた鋼板である。図３にＢ含有量による、これらの鋼板のＴＳの変化を示す。Ｂを含有させることにより著しく強化され、本発明のＢ含有量の範囲では４００ＭＰa程度以上のＴＳとなることが分かる。 Steels E1 to E5 and F1 to F6 are steel plates in which the Mn content is 0.1% and 0.3%, respectively, and the B content is changed from 0.0001% to 0.0045%. FIG. 3 shows changes in TS of these steel sheets depending on the B content. It can be seen that by containing B, the TS is remarkably strengthened, and the TS is about 400 MPa or more in the range of the B content of the present invention.

また、Ｂが０．００２８％含有するがＮｂを含有しない鋼Ａ１のＴＳが３００ＭＰａ程度しかないことを併せて考えると、Ｂによる強化は、Ｎｂを同時に含有する場合に発現することが明らかである。したがって、本発明のように極低Ｃ鋼を強化するためにはＢとＮｂの同時に含有させることが必要である。 Further, considering that the TS of steel A1 containing 0.0028% of B but not containing Nb is only about 300 MPa, it is clear that strengthening by B appears when Nb is contained at the same time. . Therefore, in order to strengthen the extremely low C steel as in the present invention, it is necessary to contain B and Nb at the same time.

図４に鋼Ｅ１〜Ｅ５、Ｆ１〜Ｆ６の熱処理（Ｒ）後の靱性に対するＢ含有量による変化を示す。Ｂ含有量が増すに従い、靱性が低下することが分かる。したがって、Ｂ含有量が本発明の上限を超えた場合には靱性が著しく低いことが分かる。 FIG. 4 shows changes due to B content with respect to toughness after heat treatment (R) of steels E1 to E5 and F1 to F6. It can be seen that the toughness decreases as the B content increases. Therefore, it can be seen that the toughness is remarkably low when the B content exceeds the upper limit of the present invention.

鋼Ｇ１〜Ｇ５はＴｉ含有量を０．００５から０．０３０％まで変化させた鋼板である。Ｔｉは強度にはほとんど影響せず、これらの鋼板のＴＳは５３０〜５８０ＭＰａ程度である。図５は鋼Ｇ１〜Ｇ５の熱処理（Ｒ）後の靱性に対するＴｉ含有量による変化を示す。Ｔｉ含有量が３．４×Ｎ（％）未満（この場合には０．００７％）では靱性が低いが、それ以上含有させた場合は優れた靱性を示し、さらに含有量を増やしていくと靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量が本発明の範囲を超えた場合には靱性が著しく低いことが分かる。 Steels G1 to G5 are steel plates in which the Ti content is changed from 0.005 to 0.030%. Ti hardly affects the strength, and the TS of these steel sheets is about 530 to 580 MPa. FIG. 5 shows changes due to Ti content with respect to toughness after heat treatment (R) of steels G1 to G5. When the Ti content is less than 3.4 × N (%) (in this case, 0.007%), the toughness is low, but when it is contained more than that, excellent toughness is exhibited, and when the content is further increased. Toughness decreases. Therefore, it can be seen that the toughness is remarkably low when the Ti content exceeds the range of the present invention.

さらに、表１中の幾つかの鋼板について、オーステナイト温度域からの冷却速度による強度の変化を調べるため、以下の２種類の熱処理（Ｑ，Ａ）を施した。 Furthermore, the following two types of heat treatments (Q, A) were performed on some of the steel plates in Table 1 in order to examine changes in strength due to the cooling rate from the austenite temperature range.

Ｑは１２００℃で３０分加熱の後、水冷する熱処理であり、Ａは１２００℃で３０分加熱の後、空冷する熱処理である。また、溶接熱影響部の靱性をより正確に評価するため、実際の溶接熱履歴を模擬した熱サイクルを加えた。 Q is a heat treatment in which water is cooled after heating at 1200 ° C. for 30 minutes, and A is a heat treatment in which air is cooled after heating at 1200 ° C. for 30 minutes. In addition, in order to more accurately evaluate the toughness of the weld heat affected zone, a thermal cycle simulating actual welding heat history was added.

熱サイクル１は単層溶接を模擬したもので１４５０℃まで加熱した後、８００℃から５００℃までの冷却時間を５０ｓとなるようにして冷却する単一の熱サイクルである（溶接入熱５０ｋＪ/ｃｍで１層溶接したときのＨＡＺ（溶接熱影響部）の熱履歴に相当）。 Thermal cycle 1 simulates single-layer welding, and is a single thermal cycle in which the cooling time from 800 ° C. to 500 ° C. is 50 s after heating to 1450 ° C. (welding heat input 50 kJ / (corresponding to the thermal history of HAZ (welding heat affected zone) when one layer is welded in cm).

熱サイクル２は多層溶接における再熱部を再現したもので前記の単一熱サイクルを加えた後、６５０℃まで再加熱して１秒保持してのち５℃／秒で冷却する再熱サイクルである（溶接入熱５０ｋＪ/ｃｍで多層溶接したときの再熱ＨＡＺの熱履歴に相当）。 Thermal cycle 2 is a reheat cycle that reproduces the reheated part in multi-layer welding. After adding the single heat cycle, it is reheated to 650 ° C, held for 1 second, and then cooled at 5 ° C / second. Yes (corresponding to the thermal history of reheated HAZ when multilayer welding is performed with a welding heat input of 50 kJ / cm).

表３に結果を示す。本発明の鋼板はオーステナイト温度域から水冷（Ｑ）したものと空冷（Ａ）したものとで強度差が少ないことが分かる。また、１層溶接および多層溶接再熱部の溶接熱影響部の靱性にも優れていることが分かる。比較例である鋼Ｃ４は再熱ＨＡＺの靱性が劣る（これは熱処理Ｒによる評価と同じである）。 Table 3 shows the results. It can be seen that the steel sheet of the present invention has a small difference in strength between the water-cooled (Q) and air-cooled (A) steel sheets from the austenite temperature range. Moreover, it turns out that it is excellent also in the toughness of the welding heat affected zone of a 1 layer welding and a multilayer welding reheat part. Steel C4 as a comparative example is inferior in toughness of reheated HAZ (this is the same as the evaluation by heat treatment R).

表４に示す種々の成分組成に調整した鋳片を１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、仕上げ温度９５０℃で圧延を完了し厚み１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延後の冷却は空冷とした。かくして得られた各鋼板について引張り試験およびシャルピー試験を行い、その機械的性質を調べた。また再熱部の靱性を調べるため、再熱部を模擬する熱処理として実施例１と同様に熱処理（Ｒ）を施した。 The slabs adjusted to various component compositions shown in Table 4 were heated to 1200 ° C. and then hot-rolled to complete rolling at a finishing temperature of 950 ° C. to produce a steel plate having a thickness of 15 mm. Cooling after rolling was air cooling. Each steel plate thus obtained was subjected to a tensile test and a Charpy test to investigate its mechanical properties. Further, in order to examine the toughness of the reheated portion, heat treatment (R) was performed in the same manner as in Example 1 as a heat treatment for simulating the reheated portion.

表５に圧延ままの鋼板の引張特性（ＹＳ，ＴＳ，ＥＬ）および靱性（シャルピー衝撃試験の試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０））、および、熱処理（Ｒ）後の靱性を示す。シャルピー衝撃試験片は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片で厚み１０ｍｍのものであり、３本づつ試験した。表５中の吸収エネルギー（ｖＥ０）は３本の平均値である。 Table 5 shows the tensile properties (YS, TS, EL) and toughness (absorbed energy (vE0) at 0 ° C. of Charpy impact test) and toughness after heat treatment (R) of the as-rolled steel sheet. The Charpy impact test pieces were 2 mm V-notch Charpy test pieces having a thickness of 10 mm, and three pieces were tested each. The absorbed energy (vE0) in Table 5 is an average value of three.

鋼ＩはＮｂの一部をＴａで置換したものであり、鋼ＪはＮｂを全てＴａで置換したものである。また、鋼ＫはＴｉの一部をＺｒで置換したものであり、鋼ＬはＴｉを全てＺｒで置換したものである。表５に示すように、Ｎｂの一部または全部をＴａで置換、あるいは、Ｔｉの一部または全部をＺｒで置換しても特性に変わりなく、優れた強度および再熱部靱性を示すことが分かる。 Steel I is obtained by replacing part of Nb with Ta, and steel J is obtained by replacing Nb with Ta. Steel K is obtained by replacing part of Ti with Zr, and steel L is obtained by replacing all Ti with Zr. As shown in Table 5, even if part or all of Nb is replaced with Ta, or part or all of Ti is replaced with Zr, the properties do not change, and excellent strength and reheat zone toughness are exhibited. I understand.

表６に示す種々の成分組成に調整した鋳片を１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、仕上げ温度９５０℃で圧延を完了し厚み１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延後の冷却は空冷とした。かくして得られた各鋼板について引張り試験およびシャルピー試験を行い、その機械的性質を調べた。 The slabs adjusted to various component compositions shown in Table 6 were heated to 1200 ° C. and then hot-rolled to complete rolling at a finishing temperature of 950 ° C. to produce a steel plate having a thickness of 15 mm. Cooling after rolling was air cooling. Each steel plate thus obtained was subjected to a tensile test and a Charpy test to investigate its mechanical properties.

また、溶接熱影響部の靱性を評価するため、実施例１で行ったと同様の単一熱サイクルおよび再熱サイクルを加えて、シャルピー試験を行った。シャルピー衝撃試験片は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片で厚み１０ｍｍのものであり、３本づつ試験した。 In addition, in order to evaluate the toughness of the weld heat affected zone, a Charpy test was performed by adding the same single heat cycle and reheat cycle as those performed in Example 1. The Charpy impact test pieces were 2 mm V-notch Charpy test pieces having a thickness of 10 mm, and three pieces were tested each.

表７に結果を示す。表７中の吸収エネルギー（ｖＥ０）は３本の平均値である。本発明の鋼は高い強度を示すとともに、一層溶接の熱影響部、多層溶接の再熱部とも高い靱性を示すことが分かる。比較例は一層溶接の熱影響部の靱性は優れているものの再熱部の靱性が劣ることが分かる。 Table 7 shows the results. The absorbed energy (vE0) in Table 7 is an average value of three. It can be seen that the steel of the present invention exhibits high strength and high toughness in both the heat-affected zone of single layer welding and the reheat zone of multilayer welding. The comparative example shows that although the toughness of the heat-affected zone of welding is superior, the toughness of the reheat zone is inferior.

Ｎｂ含有量と鋼板の引張強さ（ＴＳ）との関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between Nb content and the tensile strength (TS) of a steel plate. Ｎｂ含有量と鋼板の熱処理（Ｒ）後の靱性（シャルピー吸収エネルギー）を示す図である。It is a figure which shows the toughness (Charpy absorbed energy) after heat processing (R) of Nb content and a steel plate. Ｂ含有量と鋼板の引張強さ（ＴＳ）との関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between B content and the tensile strength (TS) of a steel plate. Ｂ含有量と鋼板の熱処理（Ｒ）後の靱性（シャルピー吸収エネルギー）を示す図である。It is a figure which shows the toughness (Charpy absorbed energy) after heat processing (R) of B content and a steel plate. Ｔｉ含有量と鋼板の熱処理（Ｒ）後の靱性（シャルピー吸収エネルギー）を示す図である。It is a figure which shows the toughness (Charpy absorbed energy) after heat processing (R) of Ti content and a steel plate.

Claims

質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｂ：０．０００７〜０．００４％を含有し、更に、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種を、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）が０．０２５％以下、かつ、質量比で（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎが３．４以上含有し、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種を、（Ｎｂ＋０．５１×Ｔａ）が０．０４〜０．３％で含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼材。 In mass%, C: 0.004% or less, Si: 0.6% or less, Mn: 0.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.2% Hereinafter, N: 0.004% or less, B: 0.0007-0.004%, and further, one or two of Ti and Zr, (Ti + 0.53 × Zr) is 0.025% or less In addition, (Ti + 0.53 × Zr) / N is contained in a mass ratio of 3.4 or more, and one or two of Nb and Ta are contained, and (Nb + 0.51 × Ta) is 0.04 to 0.3%. The steel material which contains by and substantially consists of Fe.

請求項１記載の成分組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：０．６％以下の１種または２種以上を含有する残部が実質的にＦｅからなる鋼材。
In addition to the component composition according to claim 1, Cu: 1% or less, Ni: 1.5% or less, Cr: 0.6% or less, Mo: 0.6% or less, V: 0.6 %, And the balance containing 1 type or 2 types or less substantially consists of Fe.