JP2008088486A - Steel material excellent in toughness and brittle fracture incident characteristic of welding heat-affected zone, and producing method therefor - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などの構造物に使用される鋼材に関するものであり、より詳細には、溶接するにあたり、熱影響を受ける部位（以下、溶接熱影響部またはＨＡＺということがある）の靭性と、母材の脆性破壊発生特性を改善した鋼材およびその製法に関するものである。 The present invention relates to a steel material used for structures such as bridges, high-rise buildings, and ships, and more specifically, a part that is affected by heat in welding (hereinafter referred to as a welding heat-affected zone or HAZ). The steel has improved toughness and the brittle fracture occurrence characteristics of the base metal, and its manufacturing method.
橋梁や高層建造物、船舶などに使用される鋼材に要求される特性は、近年益々厳しくなっており、とりわけ良好な靭性が求められている。これらの鋼材は、一般的に溶接にて接合されることが多いが、特にＨＡＺは溶接時に熱影響を受けて靭性が劣化しやすいという問題がある。この靭性劣化は溶接時の入熱量が大きくなるほど顕著に現れ、その原因は溶接時の入熱量が大きくなるとＨＡＺの冷却速度が遅くなり、焼入性が低下して粗大な島状マルテンサイトが生成することにあると考えられている。従ってＨＡＺ靭性を改善するには、溶接時の入熱量を極力抑えればよいと考えられる。しかしその一方で、溶接作業効率を高める上では、例えばエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接、サブマージ溶接などの溶接入熱量が４０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接法の採用が望まれる。 The properties required for steel materials used in bridges, high-rise buildings, ships and the like have become increasingly severe in recent years, and particularly good toughness is required. In general, these steel materials are often joined by welding. In particular, HAZ is affected by heat during welding and has a problem that toughness tends to deteriorate. This deterioration in toughness becomes more noticeable as the heat input during welding increases, and the cause is that the larger the heat input during welding, the lower the cooling rate of the HAZ and the lower the hardenability, resulting in the formation of coarse island martensite. It is believed that there is to do. Therefore, in order to improve the HAZ toughness, it is considered that the heat input during welding should be suppressed as much as possible. However, on the other hand, in order to increase the welding work efficiency, it is desired to adopt a high heat input welding method in which the heat input of welding is 40 kJ / mm or more, such as electrogas welding, electroslag welding, submerged welding, and the like.
大入熱溶接法を採用した場合のＨＡＺ靭性劣化を抑制する鋼材は、既にいくつか提案されている。例えば特許文献１には、鋼材中に微細なＴｉＮを分散再析出させることで、大入熱溶接を行なったときのＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑えた鋼材が提案されている。しかし本発明者らが検討したところ、溶接金属が１４００℃以上の高温になると、ＨＡＺのうち特に溶接金属に近接した部位（ボンド部）において、溶接時に受ける熱により上記ＴｉＮが固溶消失してしまい、ＨＡＺ靭性の劣化を十分に抑えることができないことが分かった。 Several steel materials that suppress the HAZ toughness deterioration when the high heat input welding method is adopted have already been proposed. For example, Patent Document 1 discloses a steel material in which fine TiN is dispersed and reprecipitated in the steel material to suppress coarsening of austenite grains generated in the HAZ when high heat input welding is performed, and deterioration in HAZ toughness is suppressed. Has been proposed. However, as a result of investigations by the present inventors, when the weld metal becomes a high temperature of 1400 ° C. or higher, the TiN is dissolved in the HAZ by the heat received during welding, particularly in a portion (bond portion) close to the weld metal. Therefore, it has been found that the deterioration of the HAZ toughness cannot be sufficiently suppressed.
また特許文献２には、母材とＨＡＺの靭性を向上させる技術として、鋼材に含まれる酸化物と窒化物の存在形態を制御することが開示されている。この文献には、ＴｉとＺｒを組み合わせて使用することにより、微細な酸化物と窒化物を生成させて母材とＨＡＺの靭性を向上させることが記載されている。またこうした微細な酸化物と窒化物を生成させるには、製造工程においてＴｉ、Ｚｒの順に添加すればよいことが開示されている。しかし本発明者らが検討したところ、ＨＡＺの靭性を更に高めるには酸化物量を増やせばよいが、上記特許文献２の技術において酸化物量を増加させるためにＴｉやＺｒを多量に添加すると、ＴｉやＺｒなどの炭化物が形成され、鋼材（母材）の靭性が却って低下することが分かった。 Patent Document 2 discloses controlling the form of oxides and nitrides contained in steel as a technique for improving the toughness of the base material and the HAZ. This document describes that Ti and Zr are used in combination to produce fine oxides and nitrides, thereby improving the toughness of the base material and the HAZ. Further, it is disclosed that such fine oxides and nitrides may be added in the order of Ti and Zr in the manufacturing process. However, as a result of studies by the present inventors, it is sufficient to increase the amount of oxide in order to further increase the toughness of HAZ. However, if a large amount of Ti or Zr is added to increase the amount of oxide in the technique of Patent Document 2, Ti It turned out that carbides, such as Zr and Zr, are formed, and the toughness of the steel (base metal) is decreased instead.
ところで本発明者らは、溶接時に高温の熱影響を受けた場合でもＨＡＺの靭性が劣化しない鋼材を特許文献３に先に提案している。この鋼材は、Ｌａ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物やＣｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物、Ｌａ2Ｏ3−Ｃｅ2Ｏ3−ＳｉＯ2系酸化物などの複合酸化物を鋼材中に分散させたものであり、この複合酸化物は、溶鋼中では液状で存在するため鋼中に微細分散し、しかも溶接時には熱影響を受けても固溶消失しないため、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。上記特許文献３には、上記複合酸化物を生成させるため、溶存酸素量を調整した溶鋼へＬａやＣｅを添加し、次いでＳｉを添加すればよいことも開示している。また特許文献３には、鋼材にＴｉを含有させて鋼材組織中にＴｉＮを析出させることにより、ＨＡＺの靭性が更に高められること、またこうしたＴｉＮを生成させるには、上記複合酸化物が生成した溶鋼へＴｉを添加すればよいことも開示している。 By the way, the present inventors have previously proposed a steel material in which the HAZ toughness does not deteriorate even when subjected to high-temperature heat effects during welding. This steel material is composed of complex oxides such as La 2 O 3 —SiO 2 oxide, Ce 2 O 3 —SiO 2 oxide, and La 2 O 3 —Ce 2 O 3 —SiO 2 oxide in the steel material. This composite oxide is in a liquid state in molten steel, so it is finely dispersed in the steel, and it does not disappear in solid solution even if it is affected by heat at the time of welding. This contributes to improving the toughness of HAZ. . Patent Document 3 discloses that in order to generate the composite oxide, La and Ce are added to the molten steel whose dissolved oxygen content is adjusted, and then Si is added. Further, Patent Document 3 describes that the toughness of HAZ can be further enhanced by adding Ti to the steel material and precipitating TiN in the steel material structure, and in order to generate such TiN, the composite oxide is generated. It is also disclosed that Ti may be added to the molten steel.
ところで構造物としての安全性を確保するには、鋼材内で脆性破壊亀裂が発生するのを抑制すること［以下、脆性破壊発生特性またはＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ−Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）特性ということがある］が望まれる。脆性破壊亀裂が発生すれば構造物自体が破壊するからである。ところが脆性破壊亀裂の発生を抑制しつつ、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させた鋼材は今まで知られていない。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、特に入熱量が４０ｋＪ／ｍｍ以上の溶接を行った場合のＨＡＺ靭性に優れると共に、鋼材内で脆性破壊亀裂が発生するのを抑制した鋼材、およびその製法を提供することにある。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and the purpose thereof is excellent in HAZ toughness particularly when welding with a heat input of 40 kJ / mm or more, and brittle fracture cracks are generated in the steel material. An object of the present invention is to provide a steel material that suppresses the above and a method for producing the same.
上記課題を解決することのできた本発明に係る溶接熱影響部の靭性および脆性破壊発生特性に優れた鋼材とは、Ｃ：０．０３〜０．１２％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．４〜１．８％、およびＮ：０．００３〜０．０１％を含み、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＡｌ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足すると共に、更に、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％および／またはＣａ：０．０００３〜０．０２％と、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼材であって、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物もしくは複合酸化物として含有し、且つ厚みｔ（ｍｍ）の鋼材の圧延方向に平行で且つ鋼材表面に対して垂直な面の金属組織を観察したときに、下記（１）〜（３）を満足する点に要旨を有する。
（１）フェライト面積率が７５％以上。
（２）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下。
（３）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６以下。
The steel material excellent in the toughness and brittle fracture occurrence characteristics of the weld heat-affected zone according to the present invention that has solved the above-mentioned problems is C: 0.03 to 0.12% (meaning “mass%”. The same applies hereinafter. ), Si: 0.5% or less (excluding 0%), Mn: 1.4-1.8%, and N: 0.003-0.01%, P: 0.02% or less ( 0% is not included), S: 0.015% or less (not including 0%), and Al: 0.01% or less (not including 0%) are satisfied, and REM: 0.001 to 0.001 0.1% and / or Ca: 0.0003 to 0.02% and Zr: 0.001 to 0.05%, respectively, and the balance is iron and inevitable impurities, REM and / Or contains Ca and Zr as a single oxide or a composite oxide, and has a thickness t (mm Of when observed with metal structure of a plane perpendicular to and steel surface parallel to the rolling direction of the steel, with the gist in that satisfies the following (1) to (3).
(1) The ferrite area ratio is 75% or more.
(2) The average equivalent circle diameter of the ferrite grains at the t / 2 position is 20.0 μm or less.
(3) The average aspect ratio of the ferrite grains at the t / 2 position is 1.6 or less.
前記鋼材は、該鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯの合計が５％以上で、ＺｒＯ2が５％以上であることが好ましい。 The steel material has a total REM oxide and / or CaO content of 5% or more and ZrO 2 of 5% or more when the composition of all oxides contained in the steel material is measured and converted into mass as a single oxide. It is preferable that
前記鋼材は、ＨＡＺ靭性を一層改善するために、更に他の元素として、Ｔｉ：０．０８％以下（０％を含まない）を含み、前記Ｔｉを単独酸化物または複合酸化物として含有していることが好ましい。Ｔｉの酸化物は、鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、０．３％以上であることが望まれる。 In order to further improve the HAZ toughness, the steel material further contains Ti: 0.08% or less (not including 0%) as another element, and contains the Ti as a single oxide or a composite oxide. Preferably it is. The Ti oxide is desirably 0.3% or more when the composition of all oxides contained in the steel material is measured and converted to mass as a single oxide.
前記鋼材の強度を一層高めるために、更に他の元素として、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含んでいても良い。 In order to further increase the strength of the steel material, as other elements, Cu: 2% or less (not including 0%), Ni: 3.5% or less (not including 0%), Cr: 3% or less ( 0% not included), Mo: 1% or less (not including 0%), Nb: 0.25% or less (not including 0%), V: 0.1% or less (not including 0%), And B: One or more elements selected from the group consisting of 0.005% or less (not including 0%) may be included.
上記鋼材を製造する際には、溶存酸素量を０．００２０〜０．０１０％の範囲に調整した溶鋼へ、（ａ）ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを添加するか、（ｂ）ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、ＴｉとＺｒを添加することによって、鋼材に所定の酸化物を含有させることができる。上記（ｂ）の手順においては、上記溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とＺｒを添加するに先立って、Ｔｉを添加してもよい。 When manufacturing the steel material, to the molten steel whose dissolved oxygen amount is adjusted to a range of 0.0020 to 0.010%, (a) at least one element selected from the group consisting of REM and Ca, and Zr By adding at least one element selected from the group consisting of (b) REM and Ca, and Ti and Zr, the steel material can contain a predetermined oxide. In the procedure (b), Ti may be added prior to adding at least one element selected from the group consisting of REM and Ca and Zr to the molten steel with the dissolved oxygen content adjusted.
本発明によれば、大入熱溶接したときに１４００℃レベルの高温に達しても鋼材中に固溶消失しない組成の酸化物を鋼材中に分散させるため、小〜中入熱溶接に限らず大入熱溶接でも、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性劣化を防止できる。また、鋼材の金属組織を適切に制御しているため、鋼材内で脆性破壊亀裂が発生するのを防止できる。従って本発明によれば、溶接熱影響部の靭性と脆性破壊発生特性を兼ね備えた鋼材を提供できる。 According to the present invention, an oxide having a composition that does not dissolve and disappear in the steel material even when reaching a high temperature of 1400 ° C. when high heat input welding is performed is dispersed in the steel material. Even in high heat input welding, it is possible to prevent toughness deterioration of the weld heat affected zone (HAZ). Moreover, since the metal structure of the steel material is appropriately controlled, it is possible to prevent the occurrence of brittle fracture cracks in the steel material. Therefore, according to the present invention, a steel material having both the toughness of the weld heat affected zone and the brittle fracture occurrence characteristics can be provided.
本発明者らは、まず上記特許文献３とは異なる組成の酸化物を鋼材中に分散させることによってＨＡＺ靭性の向上を達成できないかについて検討を重ねた。その結果、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを鋼材に複合添加し、鋼材中にＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物もしくは複合酸化物として含有するように調整すれば、ＨＡＺ靭性を高めることができること、またこうした成分系に更にＴｉを複合添加することによって、Ｔｉを単独酸化物または複合酸化物として含有するように調整すれば、ＨＡＺ靭性が一層向上することを見出した。更に、上記酸化物によるＨＡＺ靭性の向上を阻害させることなく、脆性破壊亀裂が発生するのを防止するには、鋼材の金属組織をフェライト主体とすると共に、フェライト粒の形態を適切に制御すればよいことを見出し、本発明を完成した。以下、上記本発明について詳述する。 The present inventors first studied whether or not improvement of HAZ toughness could be achieved by dispersing an oxide having a composition different from that of Patent Document 3 in a steel material. As a result, if REM and / or Ca and Zr are combined and added to the steel, and the REM and / or Ca and Zr are adjusted to be contained in the steel as a single oxide or a composite oxide, the HAZ toughness is improved. It has been found that the HAZ toughness can be further improved by adjusting Ti so as to contain Ti as a single oxide or composite oxide by further adding Ti to such a component system. Furthermore, in order to prevent the occurrence of brittle fracture cracks without hindering the improvement of HAZ toughness due to the above oxide, the metal structure of the steel material is mainly composed of ferrite, and the form of ferrite grains is appropriately controlled. As a result, the present invention was completed. Hereinafter, the present invention will be described in detail.
まず、本発明の鋼材は、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物もしくは複合酸化物として含有するものである。この様な酸化物が含まれるようにすれば、溶接時に熱影響を受けて１４００℃レベルの高温になっても上記酸化物は固溶消失しないため、溶接時のＨＡＺにおいてオーステナイト粒の粗大化を防止することができ、その結果として、ＲＥＭやＣａ、Ｚｒを夫々単独添加して酸化物を形成する場合よりもＨＡＺの靭性をより改善することができる。 First, the steel material of the present invention contains REM and / or Ca and Zr as a single oxide or a composite oxide. If such an oxide is included, the oxide does not disappear in a solid solution even at a high temperature of 1400 ° C. due to the heat effect during welding, so the austenite grains are coarsened in the HAZ during welding. As a result, the toughness of the HAZ can be further improved compared to the case where REM, Ca, and Zr are added individually to form an oxide.
しかも上記単独酸化物あるいは複合酸化物を組み合わせて鋼材中に含有させれば、鋼材中に含まれる酸化物の絶対量を増大させることができ、鋼材（母材）の靭性劣化の原因となるＲＥＭの硫化物やＣａの硫化物、或いはＺｒ炭化物の生成を防止でき、結果として母材の靭性劣化を抑えつつＨＡＺの靭性を向上させることができる。 Moreover, if the above single oxide or composite oxide is combined and contained in the steel material, the absolute amount of the oxide contained in the steel material can be increased, and the REM causes the deterioration of the toughness of the steel material (base material). As a result, the HAZ toughness can be improved while suppressing the deterioration of the toughness of the base metal.
本発明の鋼材は、（ａ）ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ2を含有するか、あるいは（ｂ）ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを含む複合酸化物を含有するか、（ｃ）ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ2を含有すると共に、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを含む複合酸化物を含有するものであればよい。ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを含む複合酸化物とは、例えばＲＥＭとＺｒを含む複合酸化物、ＣａとＺｒを含む複合酸化物、ＲＥＭとＣａとＺｒを含む複合酸化物などが挙げられる。 The steel material of the present invention contains (a) an oxide of REM and / or CaO and ZrO 2 , or (b) a composite oxide containing REM and / or Ca and Zr, or (c ) Any oxide containing REM and / or CaO and ZrO 2 and any composite oxide containing REM and / or Ca and Zr may be used. Examples of the composite oxide containing REM and / or Ca and Zr include a composite oxide containing REM and Zr, a composite oxide containing Ca and Zr, and a composite oxide containing REM, Ca, and Zr.
本発明の鋼材は、上述した酸化物の他に、更にＴｉの酸化物を含有することが好ましい。Ｔｉの酸化物を含有することで、鋼材中に分散する酸化物量を更に増大させることができるため、ＨＡＺ靭性を一層向上させることができる。 The steel material of the present invention preferably further contains an oxide of Ti in addition to the oxides described above. By containing the oxide of Ti, the amount of oxide dispersed in the steel material can be further increased, so that the HAZ toughness can be further improved.
上記Ｔｉの酸化物は、鋼材中に単独酸化物（Ｔｉ2Ｏ3やＴｉ3Ｏ5，ＴｉＯ2）として含有されていてもよいし、例えば上記複合酸化物（即ち、ＲＥＭとＺｒを含む複合酸化物、ＣａとＺｒを含む複合酸化物、ＲＥＭとＣａとＺｒを含む複合酸化物）に包含されて複合酸化物として含有されていてもよい。 The Ti oxide may be contained in the steel material as a single oxide (Ti 2 O 3 , Ti 3 O 5 , TiO 2 ), for example, the composite oxide (that is, a composite containing REM and Zr). Oxide, composite oxide containing Ca and Zr, composite oxide containing REM, Ca and Zr), and may be contained as a composite oxide.
上記鋼材は、該鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯの合計が５％以上で、且つＺｒＯ2が５％以上を満足することが好ましい。その理由は、ＨＡＺの靭性向上に寄与する酸化物量を確保するためである。ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯの合計は１０質量％以上であることが好ましく、より好ましくは１５質量％以上、更に好ましくは２０質量％以上である。一方、ＺｒＯ2は１０質量％以上であることが好ましく、より好ましくは１５質量％以上、更に好ましくは２０質量％以上である。 When the composition of all oxides contained in the steel material is measured and converted into mass as a single oxide, the total amount of oxides of REM and / or CaO is 5% or more, and ZrO 2 is 5%. It is preferable to satisfy the above. The reason is to ensure the amount of oxide that contributes to the improvement of HAZ toughness. The total amount of REM oxides and / or CaO is preferably 10% by mass or more, more preferably 15% by mass or more, and still more preferably 20% by mass or more. On the other hand, it is preferred that ZrO 2 is not less than 10 wt%, more preferably 15 mass% or more, more preferably 20 mass% or more.
上記鋼材がＴｉの酸化物を含有する場合は、該鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、Ｔｉの酸化物が０．３％以上を満足することが好ましい。より好ましくは１質量％以上、更に好ましくは３質量％以上、特に好ましくは５質量％以上、最も好ましくは１０質量％以上である。なお、Ｔｉの単独酸化物は、鋼材中でＴｉ2Ｏ3やＴｉ3Ｏ5，ＴｉＯ2として存在するが、鋼材に含まれる全てのＴｉの酸化物をＴｉ2Ｏ3として換算した値が、上記範囲を満足していればよい。 When the steel material contains an oxide of Ti, the composition of all oxides contained in the steel material is measured, and when converted to mass as a single oxide, the oxide of Ti satisfies 0.3% or more. It is preferable. More preferably, it is 1 mass% or more, More preferably, it is 3 mass% or more, Most preferably, it is 5 mass% or more, Most preferably, it is 10 mass% or more. Incidentally, alone oxides of Ti is present as a Ti 2 O 3 and Ti 3 O 5, TiO 2 in the steel, the value of the oxide was calculated as Ti 2 O 3 for all of Ti contained in the steel material, What is necessary is just to satisfy the said range.
本発明の鋼材は、該鋼材に含まれる全酸化物の組成を測定し、単独酸化物として質量換算したときに、ＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ2およびＴｉの酸化物（Ｔｉ2Ｏ3換算）の合計が５５％以上であることが好ましい。合計が５５質量％未満では、ＨＡＺの靭性向上に寄与する酸化物量が不足し、ＨＡＺの靭性を充分に改善できない。より好ましくは６０質量％以上、更に好ましくは６５質量％以上である。 The steel material of the present invention is a REM oxide and / or CaO and a ZrO 2 and Ti oxide (Ti 2 ) when the composition of all oxides contained in the steel material is measured and converted into mass as a single oxide. The total (O 3 conversion) is preferably 55% or more. If the total is less than 55% by mass, the amount of oxide contributing to the improvement of HAZ toughness is insufficient, and the HAZ toughness cannot be sufficiently improved. More preferably, it is 60 mass% or more, More preferably, it is 65 mass% or more.
なお、酸化物の残りの成分組成は特に限定されないが、単独酸化物として換算したときに、例えばＳｉＯ2やＡｌ2Ｏ3、ＭｎＯであればよい。ＳｉＯ2やＡｌ2Ｏ3、ＭｎＯ以外の「その他」の成分は５質量％未満であることが好ましい。 The remaining component composition of the oxide is not particularly limited, but may be, for example, SiO 2 , Al 2 O 3 , or MnO when converted as a single oxide. The “other” component other than SiO 2 , Al 2 O 3 and MnO is preferably less than 5% by mass.
鋼材に含まれる酸化物の組成は、鋼材の断面を例えばＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；電子線マイクロプローブＸ線分析計）で観察し、観察視野内に認められる介在物を定量分析すれば測定できる。ＥＰＭＡの観察は、例えば加速電圧を２０ｋＶ，試料電流を０．０１μＡ，観察視野面積を１〜５ｃｍ2とし、介在物の中央部での組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析する。分析対象とする介在物の大きさは、最大径が０．２μｍ以上のものとし、分析個数は少なくとも１００個とする。 The composition of the oxide contained in the steel is determined by observing the cross section of the steel with, for example, EPMA (Electron Probe X-ray Micro Analyzer) and quantitatively analyzing the inclusions observed in the observation field. Can be measured. In the observation of EPMA, for example, the acceleration voltage is 20 kV, the sample current is 0.01 μA, the observation visual field area is 1 to 5 cm 2, and the composition at the center of the inclusion is quantitatively analyzed by wavelength dispersion spectroscopy of characteristic X-rays. The size of inclusions to be analyzed is a maximum diameter of 0.2 μm or more, and the number of analyzes is at least 100.
分析対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａ，ＲＥＭ（例えば、ＬａとＣｅ）およびＯとし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする介在物から得られたＸ線強度と前記検量線から分析対象とする介在物に含まれる元素濃度を定量し、酸素含量が５％以上の介在物を酸化物とする。但し、一つの介在物から複数の元素が観測された場合には、それらの元素の存在を示すＸ線強度の比から各元素の単独酸化物に換算して酸化物の組成を算出する。本発明の鋼材では、こうして個々の酸化物について得られた定量結果を平均したものを酸化物の平均組成とする。 The analysis target elements are Al, Mn, Si, Ti, Zr, Ca, REM (for example, La and Ce) and O, and using a known substance, the relationship between the X-ray intensity and the element concentration of each element is used as a calibration curve in advance. The X-ray intensity obtained from the inclusions to be analyzed and the concentration of elements contained in the inclusions to be analyzed are determined from the calibration curve, and the inclusions having an oxygen content of 5% or more are determined as oxides. To do. However, when a plurality of elements are observed from one inclusion, the composition of the oxide is calculated in terms of a single oxide of each element from the ratio of X-ray intensity indicating the presence of these elements. In the steel material of the present invention, the average of the quantitative results thus obtained for the individual oxides is taken as the average composition of the oxides.
上述したように、本発明の鋼材においては、ＨＡＺ靭性を向上させるためにＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを鋼材に複合添加し、鋼材にＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物もしくは複合酸化物として含有するように調整するが、鋼材に含有させる酸化物の組成を調整しても脆性破壊発生特性を改善することはできない。 As described above, in the steel material of the present invention, in order to improve the HAZ toughness, REM and / or Ca and Zr are combined and added to the steel material, and REM and / or Ca and Zr are added to the steel material as a single oxide or Although it adjusts so that it may contain as complex oxide, even if it adjusts the composition of the oxide contained in steel materials, a brittle fracture generating characteristic cannot be improved.
そこで本発明者らは、所定の酸化物を含有させて向上させたＨＡＺ靭性を劣化させることなく、脆性破壊発生特性を改善するために検討したところ、厚みｔ（ｍｍ）の鋼材について、圧延方向に平行で且つ鋼材表面に対して垂直な面の金属組織を観察したときに、（１）フェライト面積率が７５％以上で、（２）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下で、（３）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６以下であれば、鋼材の脆性破壊発生特性を改善することができ、上記ＨＡＺ靭性も劣化させないことが明らかになった。以下、このように規定した理由について詳述する。 Therefore, the present inventors have studied in order to improve the brittle fracture occurrence characteristics without deteriorating the HAZ toughness improved by containing a predetermined oxide. When the metal structure of the plane parallel to the surface of the steel material and perpendicular to the steel surface is observed, (1) the ferrite area ratio is 75% or more, and (2) the average equivalent circle diameter of the ferrite grains at the t / 2 position is If the average aspect ratio of ferrite grains at 0.03 μm or less and (3) t / 2 position is 1.6 or less, it is clear that the brittle fracture occurrence characteristics of the steel can be improved and the HAZ toughness is not deteriorated. Became. Hereinafter, the reason for this definition will be described in detail.
本発明に係る鋼材の金属組織は、鋼材の強度を確保するためにフェライトを主体とする。フェライト主体とは、鋼材に占めるフェライト分率が７５体積％以上であることを意味し、鋼材断面の金属組織を観察したときに、フェライトの面積率が７５％以上であればよい。フェライトの面積率は、好ましくは８０％以上であり、より好ましくは８５％以上である。 The metal structure of the steel material according to the present invention is mainly composed of ferrite in order to ensure the strength of the steel material. The ferrite main body means that the ferrite fraction in the steel material is 75% by volume or more, and the ferrite area ratio may be 75% or more when the metal structure of the steel material cross section is observed. The area ratio of ferrite is preferably 80% or more, and more preferably 85% or more.
上記金属組織の残部は、第二相として、パーライトやベイナイト、マルテンサイト等が生成していればよく、その種類は特に限定されない。第二相の面積率は２５％未満であればよく、好ましくは２０％未満、より好ましくは１５％未満である。 The remainder of the metal structure is not particularly limited as long as pearlite, bainite, martensite, or the like is generated as the second phase. The area ratio of the second phase may be less than 25%, preferably less than 20%, more preferably less than 15%.
上記鋼材の金属組織は、フェライトを主体とする他、ＣＴＯＤ特性を改善するには、フェライト粒の円相当径とアスペクト比の両方を適切に調整することが重要である。即ち、本発明者らが、種々実験を繰返した結果、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下で、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６以下である必要がある。 The metal structure of the steel material is mainly composed of ferrite, and in order to improve CTOD characteristics, it is important to appropriately adjust both the equivalent circle diameter and the aspect ratio of the ferrite grains. That is, as a result of repeating various experiments by the present inventors, the average equivalent circle diameter of the ferrite grains at the t / 2 position is 20.0 μm or less, and the average aspect ratio of the ferrite grains at the t / 2 position is 1.6 or less. Need to be.
このことは後述する実施例から明らかであり、図１は、鋼材のｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比とＣＴＯＤ特性の関係を示している。図１中、Ｘ軸はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径、Ｙ軸はＣＴＯＤ特性（δｃ-40℃）を示しており、○はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６以下、●はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６を超えるときの結果を夫々示している。 This is clear from the examples described later, and FIG. 1 shows the relationship between the average equivalent circle diameter, average aspect ratio, and CTOD characteristics of the ferrite grains at the t / 2 position of the steel material. In FIG. 1, the X-axis shows the average equivalent circle diameter of the ferrite grains at the t / 2 position, the Y-axis shows the CTOD characteristics (δc -40 ° C. ), and ◯ shows the average aspect ratio of the ferrite grains at the t / 2 position. 1.6 or less, and ● indicate the results when the average aspect ratio of the ferrite grains at the t / 2 position exceeds 1.6, respectively.
この図１から明らかなように、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が小さくなるほど、ＣＴＯＤ特性が改善される傾向（δｃ-40℃の数値が大きくなる傾向）を示すことが分かる。このときｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下で、且つ平均アスペクト比が１．６以下であれば、δｃ-40℃が０．２０ｍｍ以上となり、ＣＴＯＤ特性を確実に改善できる。 As can be seen from FIG. 1, the smaller the average equivalent circle diameter of the ferrite grains at the t / 2 position, the more the CTOD characteristics tend to be improved (the value of δc −40 ° C. tends to increase). At this time, if the average equivalent circle diameter of the ferrite grains at the t / 2 position is 20.0 μm or less and the average aspect ratio is 1.6 or less, δc −40 ° C. becomes 0.20 mm or more, and the CTOD characteristic is ensured. Can improve.
この理由については次のように考えられる。即ち、脆性破壊では、結晶粒と結晶粒の境界（結晶粒界）が亀裂伝播の抵抗となるため、結晶粒界が密に存在していれば、脆性破壊自体が発生し難くなるし、微小な脆性破壊が発生したとしても亀裂が進展する方向に結晶粒界が密に存在していれば、亀裂の伝播も防止できる。ところがフェライト粒は圧延工程において圧延方向に伸びるため、フェライト粒のアスペクト比は大きくなる。そのため圧延方向にはフェライト粒の長径が揃い、板厚方向には短径が揃い易い。従って板厚方向には結晶粒界が密に存在することになるが、圧延方向における結晶粒界は疎になるため、結晶粒界の密度にバラツキが生じ易く、脆性破壊が発生し易くなる。また、脆性破壊が一旦発生すると、粒界に沿って圧延方向に亀裂が伝播し易くなる。これに対し、フェライト粒の平均円相当径を小さくし、且つ平均アスペクト比を小さくすれば、結晶粒界の密度のバラツキは殆ど無くなるため、脆性破壊は発生し難く、たとえ発生したとしても結晶粒界が抵抗となり亀裂の伝播を防止することができる。 The reason is considered as follows. That is, in brittle fracture, the boundary between crystal grains (crystal grain boundary) serves as resistance to crack propagation. Therefore, if the grain boundaries exist densely, brittle fracture itself is less likely to occur, Even if a brittle fracture occurs, the propagation of cracks can be prevented if the grain boundaries are densely present in the direction in which the cracks propagate. However, since the ferrite grains extend in the rolling direction in the rolling process, the aspect ratio of the ferrite grains increases. Therefore, the major axis of the ferrite grains is aligned in the rolling direction, and the minor axis is easily aligned in the plate thickness direction. Therefore, although the crystal grain boundaries are densely present in the plate thickness direction, the crystal grain boundaries in the rolling direction are sparse, so that the density of the crystal grain boundaries is likely to vary, and brittle fracture is likely to occur. Further, once brittle fracture occurs, cracks easily propagate along the grain boundary in the rolling direction. On the other hand, if the average equivalent circle diameter of the ferrite grains is reduced and the average aspect ratio is reduced, there is almost no variation in the density of the crystal grain boundaries, so that brittle fracture hardly occurs. The boundary acts as a resistance and can prevent crack propagation.
本発明では、フェライト粒の平均円相当径を２０．０μｍ以下とし、フェライト粒の平均アスペクト比を１．６以下とするが、平均円相当径と平均アスペクト比を制御する位置は、鋼材の厚みをｔとしたときｔ／２位置とする。脆性破壊は板厚の中央付近で発生することが一般的に知られているため、ｔ／２位置における組織を適切に制御することによって脆性破壊の発生を抑制できる。 In the present invention, the average equivalent circle diameter of the ferrite grains is 20.0 μm or less and the average aspect ratio of the ferrite grains is 1.6 or less. The position where the average equivalent circle diameter and the average aspect ratio are controlled is the thickness of the steel material. Where t is the t / 2 position. Since it is generally known that brittle fracture occurs near the center of the plate thickness, the occurrence of brittle fracture can be suppressed by appropriately controlling the structure at the t / 2 position.
板厚が厚くなるほど鋼材のｔ／２位置における温度やｔ／２位置に導入される歪みと、鋼材の表面近傍（例えば、ｔ／４位置）における温度や導入される歪みに差が大きくなるため、ｔ／２位置における温度を管理し、ｔ／２位置における組織を適切に制御することによって、脆性破壊亀裂特性を改善できる。 As the plate thickness increases, the difference between the temperature at the t / 2 position of the steel material and the strain introduced at the t / 2 position and the temperature near the surface of the steel material (for example, the t / 4 position) and the introduced strain increase. By controlling the temperature at the t / 2 position and appropriately controlling the structure at the t / 2 position, the brittle fracture crack characteristics can be improved.
上記ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径は、１７．５μｍ以下であることが好ましく、より好ましくは１６μｍ以下である。フェライト粒の平均円相当径の下限は特に規定されず、小さいほど好ましいが、小さくするには限界があるため、通常は７μｍ程度以上（特に１０μｍ以上）である。なお、円相当径とは、フェライト粒を同一面積の円に換算したときの円の直径を意味する。 The average equivalent circle diameter of the ferrite grains at the t / 2 position is preferably 17.5 μm or less, and more preferably 16 μm or less. The lower limit of the average equivalent circle diameter of the ferrite grains is not particularly specified and is preferably as small as possible, but is usually about 7 μm or more (particularly 10 μm or more) because there is a limit to the reduction. The equivalent circle diameter means the diameter of a circle when ferrite grains are converted into a circle having the same area.
一方、上記ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比は、１．５以下であることが好ましく、より好ましくは１．４以下である。なお、フェライト粒のアスペクト比とは、フェライト粒の圧延方向における粒径（Ｄｌ）と板厚方向における粒径（Ｄｔ）の比（Ｄｌ／Ｄｔ）を意味する。 On the other hand, the average aspect ratio of the ferrite grains at the t / 2 position is preferably 1.5 or less, and more preferably 1.4 or less. The aspect ratio of the ferrite grains means the ratio (Dl / Dt) of the grain diameter (Dl) in the rolling direction of the ferrite grains and the grain diameter (Dt) in the plate thickness direction.
上記フェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比は、例えば次に示す手順で算出できる。まず、鋼材のおもて面と裏面を含むと共に、圧延方向に平行で且つ鋼材表面（鋼材のおもて面）に対して垂直な面が露出するようにサンプルを切り出し、この露出面を研磨して鏡面仕上げする。 The average equivalent circle diameter and average aspect ratio of the ferrite grains can be calculated, for example, by the following procedure. First, a sample is cut out so that a surface that includes the front and back surfaces of the steel material is parallel to the rolling direction and is perpendicular to the steel surface (the front surface of the steel material), and this exposed surface is polished. And mirror finish.
露出面の研磨方法は特に限定されず、例えば、＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙を用いて研磨するか、それと同等の機能を有する研磨方法を用いて研磨すればよい。また、鏡面仕上げを行なう際には、ダイヤモンドスラリーなどの研磨剤を用いればよい。 The method for polishing the exposed surface is not particularly limited. For example, polishing may be performed using a wet emery polishing paper of # 150 to # 1000 or a polishing method having an equivalent function. In addition, when performing mirror finish, an abrasive such as diamond slurry may be used.
鏡面仕上げしたサンプルは３％ナイタール溶液を用いて腐食し、フェライト組織の結晶粒界を現出させた後、倍率を１００倍または４００倍として写真撮影し、画像解析装置に取り込む。いずれの倍率においても領域が１ｍｍ×１ｍｍ以上に相当するように画像を取り込む。 The mirror-finished sample is corroded using a 3% nital solution to reveal the grain boundary of the ferrite structure, and then photographed at a magnification of 100 or 400 and taken into an image analyzer. The image is captured so that the area corresponds to 1 mm × 1 mm or more at any magnification.
次に、画像解析装置において、粒界に囲まれたフェライト粒の領域（面積）を同等の面積を有する円に換算し、換算された円の直径をフェライト粒の円相当径と定義して円相当径を測定する。これを全ての観察視野について測定し、結果を平均することで平均円相当径を算出する。 Next, in the image analysis device, the ferrite grain region (area) surrounded by the grain boundary is converted into a circle having an equivalent area, and the diameter of the converted circle is defined as the equivalent circle diameter of the ferrite grain. Measure the equivalent diameter. This is measured for all observation visual fields, and the average is calculated by averaging the results.
一方、フェライト粒のアスペクト比については、上記粒界に囲まれたフェライト粒について、圧延方向の粒径Ｄｌと板厚方向の粒径Ｄｔを測定し、ＤｌとＤｔの比（Ｄｌ／Ｄｔ）をアスペクト比として算出する。これを全ての観察視野について行い、結果を平均することで平均アスペクト比を算出する。 On the other hand, as for the aspect ratio of the ferrite grains, for the ferrite grains surrounded by the grain boundaries, the grain size Dl in the rolling direction and the grain size Dt in the plate thickness direction are measured, and the ratio of Dl to Dt (Dl / Dt) is determined. Calculate as aspect ratio. This is performed for all observation fields, and the average aspect ratio is calculated by averaging the results.
次に、本発明の鋼材（母材）における成分組成について説明する。本発明の鋼材は、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％および／またはＣａ：０．０００３〜０．０２％と、Ｚｒ：０．００１〜０．０５％を含有するところに特徴がある。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。 Next, the component composition in the steel material (base material) of the present invention will be described. The steel material of the present invention is characterized in that it contains REM: 0.001 to 0.1% and / or Ca: 0.0003 to 0.02% and Zr: 0.001 to 0.05%. The reasons for setting these ranges are as follows.
ＲＥＭ、ＣａおよびＺｒは、鋼材中にＲＥＭの単独酸化物やＣａの単独酸化物（ＣａＯ）、Ｚｒの単独酸化物（ＺｒＯ2）、或いはＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとの複合酸化物を形成してＨＡＺの靭性向上に寄与する元素である。本発明の鋼材では、ＲＥＭとＣａは夫々単独で用いても併用してもよい。 REM, Ca, and Zr are REM single oxide, Ca single oxide (CaO), Zr single oxide (ZrO 2 ), or a composite oxide of REM and / or Ca and Zr. It is an element that forms and contributes to the improvement of HAZ toughness. In the steel material of the present invention, REM and Ca may be used alone or in combination.
ＲＥＭを含有させる場合は、０．００１％以上とすべきであり、好ましくは０．００６％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし過剰に添加すると、ＲＥＭの硫化物が生成して母材靭性が劣化するため、０．１％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下とする。なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味であり、これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有させるのがよい。 When REM is contained, it should be 0.001% or more, preferably 0.006% or more, more preferably 0.010% or more. However, if it is added excessively, sulfide of REM is generated and the base material toughness deteriorates, so it should be suppressed to 0.1% or less. Preferably it is 0.09% or less, More preferably, it is 0.08% or less. In the present invention, REM means a lanthanoid element (15 elements from La to Ln) and Sc (scandium) and Y (yttrium). Among these elements, La, Ce and Y It is preferable to contain at least one element selected from the group consisting of, and more preferably La and / or Ce.
Ｃａを含有させる場合は、０．０００３％以上とすべきであり、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上である。しかし過剰に添加すると、粗大なＣａの硫化物が生成して母材靭性が劣化するため、０．０２％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下とする。 When Ca is contained, it should be 0.0003% or more, preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more. However, if excessively added, coarse Ca sulfide is generated and the base metal toughness deteriorates, so it should be suppressed to 0.02% or less. Preferably it is 0.015% or less, More preferably, you may be 0.01% or less.
Ｚｒは、０．００１％以上含有させるべきであり、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上である。しかし過剰に添加すると、粗大なＺｒの炭化物が生成して母材の靭性が劣化するため、０．０５％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下とする。 Zr should be contained in an amount of 0.001% or more, preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more. However, if added excessively, coarse Zr carbide is generated and the toughness of the base material deteriorates, so it should be suppressed to 0.05% or less. Preferably it is 0.04% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
本発明の鋼材は、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒを含むほか、基本元素として、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．４〜１．８％、およびＮ：０．００３〜０．０１％を含むものである。このような範囲を定めた理由は以下の通りである。 In addition to containing REM and / or Ca and Zr, the steel material of the present invention includes C: 0.03 to 0.12%, Si: 0.5% or less (not including 0%), Mn: It includes 1.4 to 1.8% and N: 0.003 to 0.01%. The reason for setting such a range is as follows.
Ｃは、鋼材（母材）の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、こうした効果を発揮させるには、０．０３％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかし０．２％を超えると、溶接時にＨＡＺに島状マルテンサイトを多く生成してＨＡＺ靭性の劣化を招くばかりでなく、溶接性にも悪影響を及ぼす。従ってＣは０．１２％以下、好ましくは０．１１％以下、より好ましくは０．１０％以下に抑える必要がある。 C is an element indispensable for securing the strength of a steel material (base material), and in order to exert such effects, it is necessary to contain 0.03% or more. Preferably it is 0.04% or more, More preferably, it is 0.05% or more. However, if it exceeds 0.2%, a lot of island martensite is generated in the HAZ at the time of welding, leading to deterioration of the HAZ toughness, and also adversely affecting the weldability. Therefore, C must be suppressed to 0.12% or less, preferably 0.11% or less, more preferably 0.10% or less.
Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に鋼材（母材）の強度向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上含有させるのがよい。しかし０．５％を超えると、鋼材（母材）の溶接性や母材靭性が劣化するため、０．５％以下に抑える必要がある。好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４％以下に抑えるのがよい。なお、ＨＡＺの更なる高靭性が求められる場合、Ｓｉは０．３％以下に抑えるのがよい。より好ましくは０．０５％以下であり、更に好ましくは０．０１％以下である。但し、このようにＳｉ含有量を抑えるとＨＡＺの靭性は向上するが、強度は低下する傾向にある。 Si is an element that has a deoxidizing action and contributes to improving the strength of the steel (base material). In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.02% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.1% or more. However, if it exceeds 0.5%, the weldability and base material toughness of the steel (base material) deteriorate, so it is necessary to keep it to 0.5% or less. It is preferably 0.45% or less, and more preferably 0.4% or less. In addition, when the further high toughness of HAZ is calculated | required, it is good to suppress Si to 0.3% or less. More preferably, it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.01% or less. However, if the Si content is suppressed in this way, the toughness of the HAZ is improved, but the strength tends to decrease.
Ｍｎは、鋼材（母材）の強度向上に寄与する元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、１．４％以上含有させる必要がある。好ましくは１．４５％以上、より好ましくは１．５０％以上である。しかし、１．８％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺ靭性が劣化するので、Ｍｎ量は１．８％以下とする。好ましくは１．７５％以下であり、より好ましくは１．７０％以下である。 Mn is an element that contributes to improving the strength of the steel material (base material), and in order to exert such effects effectively, it is necessary to contain 1.4% or more. Preferably it is 1.45% or more, more preferably 1.50% or more. However, if the content exceeds 1.8%, the HAZ toughness deteriorates, so the Mn content is 1.8% or less. Preferably it is 1.75% or less, More preferably, it is 1.70% or less.
Ｎは、窒化物（例えば、ＺｒＮやＴｉＮなど）を析出する元素であり、該窒化物は溶接時にＨＡＺに生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ靭性を向上させるのに寄与する。こうした効果を有効に発揮させるため、０．００３％以上含有させる。好ましくは０．００４％以上である。Ｎは多いほどオーステナイト粒の微細化が促進されるため、ＨＡＺの靭性向上に有効に作用する。しかし０．０１％を超えると、固溶Ｎ量が増大して母材靭性が劣化する。従ってＮは０．０１％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。 N is an element that precipitates nitrides (for example, ZrN and TiN). The nitrides prevent austenite grains formed in the HAZ during welding and promote ferrite transformation, thereby improving HAZ toughness. Contributes to In order to exhibit such an effect effectively, it is contained 0.003% or more. Preferably it is 0.004% or more. The more N, the more refined austenite grains are promoted, which effectively works to improve the toughness of HAZ. However, if it exceeds 0.01%, the amount of solute N increases and the base material toughness deteriorates. Therefore, N must be suppressed to 0.01% or less, preferably 0.009% or less, more preferably 0.008% or less.
本発明の鋼材は、上記元素を含むほか、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）およびＡｌ：０．０１％以下（０％を含まない）を満たすものである。このような範囲を定めた理由は以下の通りである。 The steel material of the present invention contains the above elements, P: 0.02% or less (not including 0%), S: 0.015% or less (not including 0%), and Al: 0.01% or less ( 0% is not included). The reason for setting such a range is as follows.
Ｐは、偏析し易い元素であり、特に鋼材中の結晶粒界に偏析して靭性を劣化させる。従ってＰは０．０２％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下とする。 P is an element that easily segregates, and particularly segregates at a grain boundary in the steel material to deteriorate toughness. Therefore, P must be suppressed to 0.02% or less, preferably 0.018% or less, more preferably 0.015% or less.
Ｓは、Ｍｎと結合して硫化物（ＭｎＳ）を生成し、母材靭性や板厚方向の延性を劣化させる有害な元素である。またＳは、ＬａやＣｅと結合してＬａＳやＣｅＳを生成し、ＲＥＭ酸化物の生成を阻害する。従ってＳは０．０１５％以下に抑えるべきであり、好ましくは０．０１２％以下、より好ましくは０．００８％以下、特に０．００６％以下とする。 S is a harmful element that combines with Mn to generate sulfide (MnS) and degrades the base material toughness and ductility in the thickness direction. S combines with La and Ce to form LaS and CeS, and inhibits the formation of REM oxides. Therefore, S should be suppressed to 0.015% or less, preferably 0.012% or less, more preferably 0.008% or less, and particularly 0.006% or less.
Ａｌは、脱酸力の強い元素であり、過剰に添加すると酸化物を還元して所望の酸化物を生成し難くなる。従ってＡｌは０．０１％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００９０％以下、より好ましくは０．００８０％以下とする。 Al is an element having a strong deoxidizing power, and when added in excess, the oxide is reduced and it becomes difficult to produce a desired oxide. Therefore, Al must be suppressed to 0.01% or less, preferably 0.0090% or less, more preferably 0.0080% or less.
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、ＭｇやＡｓ，Ｓｅなど）の混入が許容され得る。また、更にＴｉを積極的に含有させることも可能である。 The contained elements defined in the present invention are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities, and as the unavoidable impurities, elements brought in depending on the situation of raw materials, materials, production facilities, etc. (for example, Mg and As , Se, etc.) can be permitted. Further, Ti can be further actively contained.
Ｔｉ：０．０８％以下（０％を含まない）
Ｔｉは、鋼材中にＴｉの酸化物を生成してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００７％以上、更に好ましくは０．０１％以上とする。しかし過剰に添加すると、酸化物が多量に生成し過ぎて鋼材（母材）の靭性を劣化させるため、０．０８％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０６％以下とする。
Ti: 0.08% or less (excluding 0%)
Ti is an element that contributes to the improvement of HAZ toughness by generating an oxide of Ti in the steel material. In order to exert such an effect effectively, Ti is preferably contained in an amount of 0.005% or more, more preferably 0.007% or more, and further preferably 0.01% or more. However, if added excessively, a large amount of oxide is generated and the toughness of the steel (base material) is deteriorated, so it should be suppressed to 0.08% or less. Preferably it is 0.07% or less, More preferably, it is 0.06% or less.
本発明の鋼材には、強度を高めるために、Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含有させることも有効である。こうした範囲を定めた理由は以下の通りである。 In order to increase the strength of the steel material of the present invention, Cu: 2% or less (not including 0%), Ni: 3.5% or less (not including 0%), Cr: 3% or less (0%) Mo: 1% or less (not including 0%), Nb: 0.25% or less (not including 0%), V: 0.1% or less (not including 0%), and B: 0 It is also effective to contain one or more elements selected from the group consisting of 0.005% or less (not including 0%). The reasons for setting these ranges are as follows.
Ｃｕは、鋼材を固溶強化させる元素であり、こうした効果を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。特に０．６％以上含有させると、固溶強化のほか、時効析出強化も発揮し、大幅な強度向上が可能となる。しかし２％を超えて含有させると、鋼材（母材）の靭性が低下するため、Ｃｕは２％以下に抑えるのがよい。好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下とする。 Cu is an element for solid solution strengthening of the steel material, and in order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.05% or more. More preferably, it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.2% or more. In particular, when 0.6% or more is contained, in addition to solid solution strengthening, aging precipitation strengthening is also exhibited, and a significant improvement in strength becomes possible. However, if the content exceeds 2%, the toughness of the steel material (base material) decreases, so Cu should be suppressed to 2% or less. Preferably it is 1.8% or less, More preferably, you may be 1.6% or less.
Ｎｉは、鋼材の強度を高めると共に、鋼材の靭性を向上させるのに有効に作用する元素であり、こうした作用を発揮させるには、０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上とする。Ｎｉは多いほど好ましいが、高価な元素であるため経済的観点から３．５％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは３．３％以下であり、更に好ましくは３％以下とする。 Ni is an element that effectively acts to increase the strength of the steel material and improve the toughness of the steel material. In order to exert such an effect, Ni is preferably contained in an amount of 0.05% or more. More preferably, it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.2% or more. The more Ni, the better. However, since it is an expensive element, it is preferable to suppress it to 3.5% or less from an economical viewpoint. More preferably, it is 3.3% or less, More preferably, it is 3% or less.
Ｃｒを添加して強度を高めるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし３％を超えると溶接性が劣化するため、Ｃｒは３％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは１．５％以下であり、更に好ましくは１％以下である。 In order to increase the strength by adding Cr, the content is preferably 0.01% or more. More preferably it is 0.02% or more, and still more preferably 0.03% or more. However, if it exceeds 3%, weldability deteriorates, so Cr is preferably suppressed to 3% or less. More preferably, it is 1.5% or less, More preferably, it is 1% or less.
Ｍｏを添加して強度を高めるには、０．０１％以上含有させるのが望ましい。より好ましくは０．０２％以上であり、更に好ましくは０．０３％以上含有させるのがよい。但し、１％を超えると溶接性を悪化させるため、Ｍｏは１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．９％以下であり、更に好ましくは０．８％以下に抑えることが推奨される。 In order to increase the strength by adding Mo, it is desirable to contain 0.01% or more. More preferably it is 0.02% or more, and still more preferably 0.03% or more. However, if it exceeds 1%, weldability is deteriorated, so Mo is preferably 1% or less. More preferably, it is 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less.
Ｎｂを添加して強度を高めるには、０．００５％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし０．２５％を超えると炭化物（ＮｂＣ）が析出して母材靭性が劣化するので、Ｎｂは０．２５％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは０．２３％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下とする。 In order to increase the strength by adding Nb, it is preferable to contain 0.005% or more. More preferably, it is 0.01% or more, More preferably, it is 0.03% or more. However, if it exceeds 0.25%, carbide (NbC) precipitates and the base material toughness deteriorates, so Nb is preferably suppressed to 0.25% or less. More preferably, it is 0.23% or less, and still more preferably 0.20% or less.
Ｖを添加して強度を高めるには、０．００５％以上含有させるのが望ましい。より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０３％以上含有させるのがよい。しかし０．１％を超えると、溶接性が悪化すると共に母材靭性が劣化するため、Ｖは０．１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０６％以下に抑えるのがよい。 In order to increase the strength by adding V, it is desirable to contain 0.005% or more. More preferably 0.01% or more, still more preferably 0.03% or more. However, if it exceeds 0.1%, the weldability deteriorates and the base material toughness deteriorates. Therefore, V is preferably 0.1% or less. More preferably, it is 0.08% or less, and more preferably 0.06% or less.
Ｂは、鋼材の強度を高めると共に、溶接時に加熱されたＨＡＺが冷却される過程で鋼中のＮと結合してＢＮを析出し、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進させる。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０００３％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上であり、更に好ましくは０．０００８％以上である。しかし０．００５％を超えると、鋼材（母材）の靭性が劣化するため、Ｂは０．００５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以下であり、更に好ましくは０．００３％以下とするのがよい。 B increases the strength of the steel material and, in the process of cooling the HAZ heated during welding, combines with N in the steel to precipitate BN and promote ferrite transformation from within the austenite grains. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.0003% or more. More preferably, it is 0.0005% or more, More preferably, it is 0.0008% or more. However, if it exceeds 0.005%, the toughness of the steel (base material) deteriorates, so B is preferably 0.005% or less. More preferably, it is 0.004% or less, and further preferably 0.003% or less.
次に、本発明の鋼材を製造するに当たり、好適に採用できる製法について説明する。鋼材中に、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物もしくは複合酸化物として適量含有させるには、後記の実施例から明らかなように、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを添加する直前の溶存酸素量を適切に制御する。即ち、溶存酸素量を適切に制御した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加することが有効である。この方法で製造すれば、ＲＥＭやＣａ、Ｚｒの添加量をある程度多くしても上記酸化物を確実に形成させることができ、結果としてＲＥＭの硫化物やＣａの硫化物、或いはＺｒの炭化物の生成を防止することができるからである。 Next, a production method that can be suitably employed in producing the steel material of the present invention will be described. In order to contain an appropriate amount of REM and / or Ca and Zr as a single oxide or a composite oxide in a steel material, as is apparent from the examples described later, at least one selected from the group consisting of REM and Ca The amount of dissolved oxygen and the amount of dissolved oxygen immediately before adding Zr are appropriately controlled. That is, it is effective to add Zr in combination with at least one element selected from the group consisting of REM and Ca to molten steel in which the amount of dissolved oxygen is appropriately controlled. If manufactured by this method, the oxide can be reliably formed even if the amount of REM, Ca, or Zr added is increased to some extent, and as a result, REM sulfide, Ca sulfide, or Zr carbide can be formed. This is because generation can be prevented.
このとき上記元素を複合添加する前の溶存酸素量は、０．００２０％以上に調整するのがよい。溶存酸素量が０．００２０％未満では、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加しても、酸素量不足になるため、ＨＡＺの靭性向上に寄与する酸化物量を確保することができず、しかも酸化物を形成できなかったＲＥＭやＣａが硫化物を形成したり、Ｚｒが炭化物を形成して母材靭性を劣化するからである。溶存酸素量は、０．００２５％以上に調整することが好ましく、より好ましくは０．００３０％以上である。しかし溶存酸素量が０．０１０％を超えていると、溶鋼中の酸素量が多すぎるため、溶鋼中の酸素と上記元素の反応が激しくなり溶製作業上好ましくない。従って溶存酸素量は０．０１０％以下に抑えるべきであり、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００７％以下とする。 At this time, the amount of dissolved oxygen before the combined addition of the above elements is preferably adjusted to 0.0020% or more. If the amount of dissolved oxygen is less than 0.0020%, even if Zr is added in combination with at least one element selected from the group consisting of REM and Ca, the amount of oxygen becomes insufficient, so that the oxidation contributes to the improvement of HAZ toughness. This is because REM or Ca, which cannot ensure the amount of material and cannot form an oxide, forms a sulfide, or Zr forms a carbide to deteriorate the base material toughness. The dissolved oxygen content is preferably adjusted to 0.0025% or more, more preferably 0.0030% or more. However, if the amount of dissolved oxygen exceeds 0.010%, the amount of oxygen in the molten steel is too large, and the reaction between the oxygen in the molten steel and the above elements becomes violent, which is not preferable for melting work. Therefore, the amount of dissolved oxygen should be suppressed to 0.010% or less, preferably 0.008% or less, more preferably 0.007% or less.
上記ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加した後は、合金元素を添加して鋼材の成分を調整すればよい。 After at least one element selected from the group consisting of REM and Ca and Zr are added in combination, an alloy element may be added to adjust the components of the steel material.
なお、上記溶存酸素量を調整した溶鋼へ上記元素を添加するに当たっては、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加すればよく、例えばＲＥＭとＣａを複合添加する場合には、（ａ）溶存酸素量を調整した溶鋼へＲＥＭとＣａとＺｒを添加した後、合金元素を添加して鋼材の成分を調整してもよいし、（ｂ）溶存酸素量を調整した溶鋼へＲＥＭ（あるいはＣａ）とＺｒを添加した後、Ｃａ（あるいはＲＥＭ）以外の合金元素を添加して鋼材の成分を調整し、次いでＣａ（あるいはＲＥＭ）を添加してもよい。 In addition, when adding the said element to the molten steel which adjusted the amount of dissolved oxygen, what is necessary is just to compound-add at least 1 sort (s) of elements selected from the group which consists of REM and Ca, for example, REM and Ca are compounded. In order to do this, (a) after adding REM, Ca, and Zr to the molten steel in which the amount of dissolved oxygen is adjusted, the alloy elements may be added to adjust the components of the steel material, and (b) the amount of dissolved oxygen is adjusted. After adding REM (or Ca) and Zr to the adjusted molten steel, an alloy element other than Ca (or REM) may be added to adjust the components of the steel material, and then Ca (or REM) may be added.
上記溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加する手順は特に限定されず、例えば（ａ）ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加した後に、Ｚｒを添加してもよいし、（ｂ）Ｚｒを添加した後に、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加してもよいし、（ｃ）ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを同時に複合添加してもよい。ＲＥＭとＣａを複合添加する場合には、（ｄ）ＲＥＭ（あるいはＣａ）を添加した後に、Ｚｒを添加し、次いでＣａ（あるいはＲＥＭ）を添加してもよいし、（ｅ）ＲＥＭとＣａとＺｒを同時に複合添加してもよい。 The procedure for adding at least one element selected from the group consisting of REM and Ca and Zr to the molten steel with the dissolved oxygen content adjusted is not particularly limited. For example, (a) selected from the group consisting of REM and Ca Zr may be added after at least one element is added, or (b) at least one element selected from the group consisting of REM and Ca may be added after adding Zr. (C) At least one element selected from the group consisting of REM and Ca and Zr may be simultaneously added in combination. When REM and Ca are added in combination, (d) REM (or Ca) may be added, then Zr may be added, and then Ca (or REM) may be added. (E) REM and Ca Zr may be combined and added simultaneously.
本発明の鋼材がＴｉを含む場合は、溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加した後に、（ａ）鋼材の成分調整する際に併せてＴｉを添加してもよいし、（ｂ）鋼材の成分調整した後に、Ｔｉを添加してもよい。好ましくは溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、ＴｉとＺｒを添加するのが好ましい。 When the steel material of the present invention contains Ti, after adding Zr in combination with at least one element selected from the group consisting of REM and Ca to the molten steel in which the amount of dissolved oxygen is adjusted, (a) component adjustment of the steel material In addition, Ti may be added together, or (b) after adjusting the components of the steel material, Ti may be added. Preferably, at least one element selected from the group consisting of REM and Ca, and Ti and Zr are added to the molten steel in which the amount of dissolved oxygen is adjusted.
上記Ｔｉを含む場合は、溶存酸素量を調整した溶鋼へ、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とＺｒを添加するに先立って、Ｔｉを添加することが推奨される。溶存酸素量を調整した溶鋼へ、Ｔｉを添加すれば、まずＴｉ2Ｏ3が形成されるが、Ｔｉ2Ｏ3は溶鋼との界面エネルギーが小さいため、形成されたＴｉ2Ｏ3のサイズは微細になる。次いでＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加することによってＲＥＭの酸化物やＣａＯ、ＺｒＯ2が、上記Ｔｉ2Ｏ3を生成核として成長するため、結果的に粒子の個数が増大し、溶接時のＨＡＺにおけるオーステナイト粒の粗大化抑制効果が大きくなる。 When Ti is contained, it is recommended to add Ti prior to adding at least one element selected from the group consisting of REM and Ca and Zr to the molten steel in which the amount of dissolved oxygen is adjusted. If Ti is added to the molten steel in which the amount of dissolved oxygen is adjusted, Ti 2 O 3 is first formed, but since Ti 2 O 3 has a small interface energy with the molten steel, the size of the formed Ti 2 O 3 is It becomes fine. Then, by adding Zr in combination with at least one element selected from the group consisting of REM and Ca, the REM oxide, CaO, and ZrO 2 grow using the Ti 2 O 3 as a production nucleus. In addition, the number of particles increases, and the effect of suppressing the coarsening of austenite grains in the HAZ during welding increases.
ところで、転炉や電気炉で一次精錬された溶鋼中の溶存酸素量は、通常０．０１０％を超えている。そこで本発明の製法では、ＲＥＭおよびＣａよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｚｒを複合添加する前、或いはＴｉを添加する前に、溶鋼中の溶存酸素量を上記範囲に調整する必要がある。溶存酸素量を調整する方法としては、例えばＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて真空Ｃ脱酸する方法や、ＳｉやＭｎ，Ｔｉ，Ａｌなどの脱酸元素を添加する方法などが挙げられ、勿論これらの方法を適宜組み合わせて溶存酸素量を調整しても良い。また、ＲＨ式脱ガス精錬装置の代わりに、取鍋加熱式精錬装置や簡易式溶鋼処理設備などを用いて溶存酸素量を調整しても良い。この場合、真空Ｃ脱酸による溶存酸素量の調整はできないため、溶存酸素量の調整にはＳｉ等の脱酸元素を添加する方法を採用すれば良い。Ｓｉ等の脱酸元素を添加する方法を採用するときは、転炉から取鍋へ出鋼する際に脱酸元素を添加しても構わない。 By the way, the amount of dissolved oxygen in molten steel primarily refined in a converter or electric furnace usually exceeds 0.010%. Therefore, in the manufacturing method of the present invention, the amount of dissolved oxygen in the molten steel is adjusted to the above range before adding Zr in combination with at least one element selected from the group consisting of REM and Ca, or before adding Ti. There is a need. Examples of the method for adjusting the amount of dissolved oxygen include a method of vacuum C deoxidation using an RH type degassing refining device, a method of adding a deoxidation element such as Si, Mn, Ti, Al, etc. The amount of dissolved oxygen may be adjusted by appropriately combining these methods. Moreover, you may adjust the amount of dissolved oxygen using a ladle heating type refining apparatus, a simple molten steel processing facility, etc. instead of the RH type degassing refining apparatus. In this case, since the amount of dissolved oxygen cannot be adjusted by vacuum C deoxidation, a method of adding a deoxidizing element such as Si may be adopted to adjust the amount of dissolved oxygen. When employing a method of adding a deoxidizing element such as Si, the deoxidizing element may be added when steel is removed from the converter to the ladle.
溶鋼へ添加するＲＥＭやＣａ，Ｚｒ，Ｔｉの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａや純Ｃｅ，純Ｙなど、或いは純Ｃａ，純Ｚｒ，純Ｔｉ、更にはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金などのＲＥＭ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金，Ｆｅ−Ｃａ合金，Ｎｉ−Ｃａ合金などのＣａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金などのＲＥＭ−Ｃａ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、セリウム族希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０〜５０％程度，Ｌａを２０〜４０％程度含有している。但し、ミッシュメタルには不純物としてＣａを含むことが多いので、ミッシュメタルがＣａを含む場合は本発明で規定する範囲を満足する必要がある。 The form of REM, Ca, Zr, Ti added to the molten steel is not particularly limited. For example, as REM, pure La, pure Ce, pure Y, or pure Ca, pure Zr, pure Ti, and further Fe-Si- REM alloys such as La alloy, Fe-Si-Ce alloy, Ca alloys such as Fe-Si-Ca alloy, Fe-Ca alloy, Ni-Ca alloy, REM-Ca alloys such as Fe-Si-La-Ce alloy, etc. May be added. Moreover, you may add misch metal to molten steel. Misch metal is a mixture of cerium group rare earth elements, and specifically contains about 40 to 50% of Ce and about 20 to 40% of La. However, since misch metal often contains Ca as an impurity, when the misch metal contains Ca, the range specified in the present invention must be satisfied.
一方、鋼材の金属組織をフェライト主体とすると共に、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径を２０．０μｍ以下とし、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比を１．６以下にするには、鋳造して得られたスラブを１０００〜１２００℃に加熱した後、粗圧延し、次いでオーステナイト未再結晶温度域で仕上げ圧延すればよい。以下、順を追って説明する。 On the other hand, the metal structure of the steel material is mainly ferrite, the average equivalent circle diameter of ferrite grains at the t / 2 position is 20.0 μm or less, and the average aspect ratio of ferrite grains at the t / 2 position is 1.6 or less. The slab obtained by casting may be heated to 1000 to 1200 ° C., then roughly rolled, and then finish rolled in the austenite non-recrystallization temperature range. In the following, description will be given in order.
スラブを加熱する温度は１０００〜１２００℃とするのが好ましい。粗圧延およびそれに続く冷却後（自然放冷あるいは強制水冷）に得られるフェライト組織を微細化するために、オーステナイトを逆変態させるためである。即ち、通常は、９００℃程度に加熱することでフェライトからオーステナイトに逆変態させるが、圧延終了後のフェライト組織を微細化するには、オーステナイト組織を圧延して再結晶させるのが有効である。従ってオーステナイトの再結晶温度の下限は鋼材の化学成分組成にもよるが、通常８５０〜９００℃であるため、この下限温度以上でオーステナイト組織を圧延して再結晶させるために、加熱温度は１０００℃以上とするのがよい。好ましくは１０５０℃以上とする。なお、上記加熱温度は、プロセスコンピュータを用いて鋼材の板厚方向における平均温度（計算値）を算出し、この平均温度で管理するのがよい。 It is preferable that the temperature which heats a slab shall be 1000-1200 degreeC. This is to reversely transform austenite in order to refine the ferrite structure obtained after rough rolling and subsequent cooling (natural cooling or forced water cooling). That is, normally, the ferrite is transformed back to austenite by heating to about 900 ° C., but it is effective to roll and recrystallize the austenite structure in order to refine the ferrite structure after rolling. Therefore, although the lower limit of the recrystallization temperature of austenite depends on the chemical composition of the steel material, it is usually 850 to 900 ° C. Therefore, in order to roll and recrystallize the austenite structure above this lower temperature, the heating temperature is 1000 ° C. It is good to be the above. Preferably it shall be 1050 degreeC or more. In addition, the said heating temperature is good to manage the average temperature (calculated value) in the plate | board thickness direction of steel materials using a process computer, and to manage by this average temperature.
しかし１２００℃を超えて加熱すると、初期のオーステナイト組織が粗大化し過ぎるため、こうしたオーステナイト組織を圧延して再結晶させてもオーステナイト組織を充分に微細化することが困難となる。また、高温での加熱はエネルギー的にも不経済である。従って加熱温度は１２００℃以下とするのがよい。より好ましくは１１００℃以下とする。 However, if the temperature exceeds 1200 ° C., the initial austenite structure becomes too coarse, and it is difficult to sufficiently refine the austenite structure even if the austenite structure is rolled and recrystallized. Also, heating at a high temperature is uneconomical in terms of energy. Therefore, the heating temperature is preferably 1200 ° C. or lower. More preferably, it shall be 1100 degrees C or less.
加熱したスラブは、オーステナイトの再結晶温度域で累積圧下率を４０％以上として粗圧延すればよい。オーステナイトの再結晶温度域で累積圧下率を４０％以上として粗圧延することで、オーステナイト組織を再結晶させることができ、圧延終了後のフェライト組織を微細化できるからである。即ち、オーステナイトの再結晶温度域での累積圧下率が４０％未満であっても後述するオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率を大きくすることで、フェライト粒を微細化できる。しかしオーステナイト未再結晶温度域で圧延を開始する時点でフェライト粒が既に粗大化していると、該オーステナイト未再結晶温度域で適切に圧延しても、最終的に得られる金属組織は、粗大なフェライト粒と微細なフェライト粒が混在した混粒状態となりやすいからである。このように金属組織が混粒状態になるとＣＴＯＤ特性が安定し難くなる傾向がある。従ってオーステナイトの再結晶温度域においてオーステナイト組織を充分に微細化するには、オーステナイト再結晶温度域での累積圧下率を４０％以上とすることが推奨される。好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上である。 The heated slab may be roughly rolled at a cumulative reduction ratio of 40% or more in the austenite recrystallization temperature range. This is because the austenite structure can be recrystallized by rough rolling at a cumulative reduction ratio of 40% or more in the austenite recrystallization temperature region, and the ferrite structure after rolling can be refined. That is, even if the cumulative reduction ratio in the recrystallization temperature range of austenite is less than 40%, the ferrite grains can be refined by increasing the cumulative reduction ratio in the austenite non-recrystallization temperature range described later. However, if the ferrite grains are already coarsened at the time of starting rolling in the austenite non-recrystallization temperature range, the metal structure finally obtained is coarse even if appropriately rolled in the austenite non-recrystallization temperature range. This is because it tends to be in a mixed state in which ferrite grains and fine ferrite grains are mixed. Thus, when the metal structure is in a mixed grain state, the CTOD characteristics tend to be difficult to stabilize. Therefore, in order to sufficiently refine the austenite structure in the austenite recrystallization temperature range, it is recommended that the cumulative rolling reduction in the austenite recrystallization temperature range be 40% or more. Preferably it is 45% or more, more preferably 50% or more.
上記累積圧下率はできるだけ大きくするのが好ましく、累積圧下率の増加に伴ってフェライト粒の円相当径は約２５〜３０μｍ程度にまで微細化できる。しかしオーステナイトの再結晶温度域における累積圧下率を、７０％を超えて大きくしてもその効果はほぼ飽和するため、該累積圧下率は７０％程度以下とすればよい。 The cumulative rolling reduction is preferably as large as possible, and as the cumulative rolling reduction increases, the equivalent circle diameter of the ferrite grains can be reduced to about 25 to 30 μm. However, even if the cumulative reduction rate in the recrystallization temperature range of austenite exceeds 70%, the effect is almost saturated, so the cumulative reduction rate may be about 70% or less.
上記粗圧延を行なう温度域は、オーステナイトの再結晶温度域とするが、この温度域は、鋼材の化学成分組成によって多少変化する。しかしオーステナイトの再結晶温度の下限は通常８５０〜９００℃程度であるため、９００℃以上の温度域における累積圧下率を上記範囲に調整すればよい。但し、圧延温度域を高くし過ぎると、圧延後の再結晶に引き続き、オーステナイト粒の成長が早くなるため、有効に微細化できないことがある。従って圧延開始温度は１０００℃以下とするのがよい。 The temperature range at which the rough rolling is performed is the austenite recrystallization temperature range, but this temperature range varies somewhat depending on the chemical composition of the steel material. However, since the lower limit of the recrystallization temperature of austenite is usually about 850 to 900 ° C., the cumulative rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or higher may be adjusted to the above range. However, if the rolling temperature range is too high, the austenite grains grow faster following the recrystallization after rolling, so that it may not be possible to effectively reduce the size. Therefore, the rolling start temperature is preferably 1000 ° C. or less.
上記累積圧下率は、鋼材のｔ／２位置における温度（計算値）が１０００℃のときの厚みをｔ0、鋼材のｔ／２位置における温度（計算値）が９００℃のときの厚みをｔ1としたとき、下記（ａ）式で算出できる。
累積圧下率（％）＝［（ｔ0−ｔ1）／ｔ0］×１００ …（ａ）
The cumulative reduction rate, t 0 the thickness at the temperature (calculated value) is 1000 ° C. at t / 2 position of the steel material, the thickness at a temperature at t / 2 position of the steel material (calculated value) of 900 ° C. t When set to 1 , it can be calculated by the following equation (a).
Cumulative rolling reduction (%) = [(t 0 −t 1 ) / t 0 ] × 100 (a)
但し、粗圧延開始温度が１０００℃を下回る場合には、粗圧延開始時における鋼材厚みをｔ0とし、粗圧延開始温度が１０００℃を超える場合には、鋼材のｔ／２位置における温度が１０００℃での鋼材厚みをｔ0として上記累積圧下率を算出する。一方、粗圧延終了温度が９００℃に達しない場合（９００℃を超える場合）には、粗圧延終了時における鋼材厚みをｔ1とし、粗圧延終了温度が９００℃より下回る場合には、９００℃での鋼材厚みをｔ1として上記累積圧下率を算出する。 However, when the rough rolling start temperature is lower than 1000 ° C., the steel thickness at the start of the rough rolling is t 0, and when the rough rolling start temperature exceeds 1000 ° C., the temperature at the t / 2 position of the steel is 1000. The cumulative rolling reduction is calculated with the steel material thickness at 0 ° C. as t 0 . On the other hand, when the rough rolling end temperature does not reach 900 ° C. (when it exceeds 900 ° C.), the steel material thickness at the end of rough rolling is t 1, and when the rough rolling end temperature is lower than 900 ° C., 900 ° C. The cumulative rolling reduction is calculated with the steel material thickness at 1 as t 1 .
粗圧延するときの温度は、プロセスコンピュータを用いてｔ／２位置における温度を計算して算出した温度を基準とするのがよい。ｔ／２位置における金属組織を適切に制御するためである。なお、ｔ／２位置の温度（計算値）に比べて鋼板表面の温度（実測値）は、鋼材の厚みが１５０ｍｍの場合には約５０〜７０℃低くなり、鋼材の厚みが１００ｍｍの場合には約４０〜５０℃低くなる。従って上記粗圧延を行なう温度は、こうした温度差を考慮して、鋼板表面の温度（実測値）を基準として用いて温度管理しても構わない。 The temperature at the time of rough rolling is preferably based on the temperature calculated by calculating the temperature at the t / 2 position using a process computer. This is for appropriately controlling the metal structure at the t / 2 position. In addition, compared with the temperature of t / 2 position (calculated value), the temperature of the steel sheet surface (actually measured value) is lower by about 50 to 70 ° C. when the steel material thickness is 150 mm, and when the steel material thickness is 100 mm. Is about 40-50 ° C. lower. Therefore, the temperature at which the rough rolling is performed may be controlled using the temperature of the steel sheet surface (actually measured value) as a reference in consideration of such a temperature difference.
オーステナイトの再結晶温度域で累積圧下率を４０％以上として粗圧延した後は、オーステナイト未再結晶温度域まで冷却し、当該オーステナイト未再結晶温度域で真ひずみを０．５以上として仕上げ圧延することが推奨される。オーステナイト未再結晶温度域で仕上げ圧延することで、フェライト粒を一層微細化できるからである。即ち、オーステナイト再結晶温度域で圧延して得られる金属組織は、平均粒径が約２５〜３０μｍのオーステナイト組織であるため、この鋼材をそのまま空冷するか、或いは強制冷却しても得られるフェライト粒の平均円相当粒径はせいぜい２５μｍ程度にしかならない。そのためＣＴＯＤ特性は充分に改善できない。これに対し、オーステナイト未再結晶温度域で仕上げ圧延してやれば、フェライト粒にひずみが導入されるため、フェライト粒を一段と微細化できる。 After rough rolling with a cumulative reduction ratio of 40% or more in the recrystallization temperature range of austenite, cooling to the austenite non-recrystallization temperature range, and finish rolling to a true strain of 0.5 or more in the austenite non-recrystallization temperature range. It is recommended. This is because the ferrite grains can be further refined by finish rolling in the austenite non-recrystallization temperature range. That is, since the metal structure obtained by rolling in the austenite recrystallization temperature range is an austenite structure having an average particle size of about 25 to 30 μm, ferrite grains obtained by air cooling the steel material as it is or by forced cooling. The average equivalent-circle particle diameter of is no more than about 25 μm. Therefore, CTOD characteristics cannot be improved sufficiently. On the other hand, if the finish rolling is performed in the austenite non-recrystallization temperature range, strain is introduced into the ferrite grains, so that the ferrite grains can be further refined.
この仕上げ圧延では、真ひずみ量を０．５以上として圧延するのがよい。真ひずみ量が０．５未満では、フェライト粒の微細化が不充分になることがあり、ＣＴＯＤ特性を充分に改善できないことがある。真ひずみ量は多くするほど好ましく、多くすればフェライト粒を小さくできる。 In this finish rolling, the true strain is preferably 0.5 or more. If the true strain amount is less than 0.5, the ferrite grains may be insufficiently refined, and the CTOD characteristics may not be sufficiently improved. The larger the true strain amount, the better. The larger the amount, the smaller the ferrite grains.
なお、上記オーステナイト未再結晶温度域とは、鋼材を圧延してもオーステナイト組織が再結晶しない温度域である。この温度域は鋼材の化学成分組成によって多少変化するが、本発明では、鋼材のｔ／２位置における温度が８５０℃以下の領域で導入する真ひずみ量を０．５以上として仕上げ圧延する。但し、仕上げ圧延の温度域が低くなり過ぎると、フェライト粒の扁平率（即ち、アスペクト比）が著しく大きくなり易いため、ＣＴＯＤ特性が劣化する傾向がある。従って仕上げ圧延終了温度は、「Ａｒ3変態点＋１０℃」以上とするのがよい。Ａｒ3変態点の温度は、鋼材に含まれる化学成分の含有量に基づいて下記（ｂ）式で算出できる。但し、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
Ａｒ3変態点（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］＋１９０×［Ｖ］ …（ｂ）
The austenite non-recrystallization temperature range is a temperature range where the austenite structure is not recrystallized even when the steel material is rolled. Although this temperature range varies somewhat depending on the chemical composition of the steel material, in the present invention, finish rolling is performed by setting the true strain amount to be 0.5 or more in the region where the temperature at the t / 2 position of the steel material is 850 ° C. or less. However, if the temperature range of finish rolling becomes too low, the flatness (ie, aspect ratio) of the ferrite grains tends to be extremely large, and the CTOD characteristics tend to deteriorate. Therefore, the finish rolling end temperature is preferably “Ar 3 transformation point + 10 ° C.” or higher. The temperature of the Ar 3 transformation point can be calculated by the following equation (b) based on the content of chemical components contained in the steel material. However, [] has shown content (mass%) of each element.
Ar 3 transformation point (° C.) = 868−369 × [C] + 24.6 × [Si] −68.1 × [Mn] −36.1 × [Ni] −20.7 × [Cu] −24.8 × [Cr] + 190 × [V] (b)
上記真ひずみ量は、鋼材のｔ／２位置における温度（計算値）が８５０℃のときの厚みをｔ2、鋼材のｔ／２位置における温度（計算値）が仕上げ圧延終了温度での厚みをｔ3としたとき、下記（ｃ）式で算出できる。
真ひずみ＝ｌｎ（ｔ2／ｔ3） …（ｃ）
The true strain amount is, t 2 thickness when the temperature (calculated) of 850 ° C. at t / 2 position of the steel material, the thickness of the temperature (calculated value) of the finish rolling end temperature of t / 2 position of the steel material when the t 3, can be calculated by the following equation (c).
True strain = ln (t 2 / t 3 ) (c)
但し、仕上げ圧延開始温度が８５０℃を下回る場合には、仕上げ圧延開始時における鋼材厚みをｔ2とし、仕上げ圧延開始温度が８５０℃を超える場合には、鋼材のｔ／２位置における温度が８５０℃での鋼材厚みをｔ2として上記真ひずみを算出する。一方、仕上げ圧延終了温度が「Ａｒ3変態点＋１０℃」に達しない場合（「Ａｒ3変態点＋１０℃」を超える場合）には、仕上げ圧延終了時における鋼材厚みをｔ3とし、仕上げ圧延終了温度が「Ａｒ3変態点＋１０℃」より下回る場合には、「Ａｒ3変態点＋１０℃」での鋼材厚みをｔ3として上記真ひずみを算出する。 However, when the finish rolling start temperature is lower than 850 ° C., the thickness of the steel material at the start of finish rolling is t 2, and when the finish rolling start temperature exceeds 850 ° C., the temperature at the t / 2 position of the steel material is 850. The true strain is calculated with the steel material thickness at ° C. being t 2 . On the other hand, when the finish rolling end temperature is not reached "Ar 3 transformation point + 10 ° C." (if more than "Ar 3 transformation point + 10 ° C."), the steel thickness during the finish rolling end and t 3, the finish rolling end If the temperature falls below "Ar 3 transformation point + 10 ° C." calculates the true strain steel thickness in the "Ar 3 transformation point + 10 ° C." as t 3.
上記仕上げ圧延するときの温度は、プロセスコンピュータを用いてｔ／２位置における温度を夫々計算して算出した温度を基準とする。 The temperature at which the finish rolling is performed is based on the temperature calculated by calculating the temperature at the t / 2 position using a process computer.
仕上げ圧延するときの温度は、鋼材の厚みをｔ（ｍｍ）としたとき、プロセスコンピュータを用いてｔ／２位置における温度を計算して算出した温度を基準とするのがよい。ｔ／２位置における金属組織を適切に制御するためである。なお、鋼材の厚みが４０〜８０ｍｍ程度の場合には、鋼板内部の温度（ｔ／２位置における温度）と鋼板の表面温度との温度差はせいぜい１０〜４０℃程度であるため、こうした温度差を考慮して、鋼板の表面温度（実測値）を基準として管理しても差し支えない（例えば、「８５０℃−温度差」、「Ａｒ3変態点＋１０℃−温度差」）。 The temperature at the time of finish rolling is preferably based on the temperature calculated by calculating the temperature at the t / 2 position using a process computer when the thickness of the steel material is t (mm). This is for appropriately controlling the metal structure at the t / 2 position. When the thickness of the steel material is about 40 to 80 mm, the temperature difference between the temperature inside the steel plate (temperature at the t / 2 position) and the surface temperature of the steel plate is at most about 10 to 40 ° C. In view of the above, the surface temperature (actually measured value) of the steel sheet may be used as a reference (for example, “850 ° C.−temperature difference”, “Ar 3 transformation point + 10 ° C.−temperature difference”).
仕上げ圧延終了後は、常法に従って冷却すればよい。冷却方法は特に限定されず、空冷してもよいし、強制冷却してもよい。このときの冷却速度も特に限定されないが、４℃／秒以下程度であれば、フェライト粒の大きさに影響を及ぼさないことを本発明者らは確認している。 What is necessary is just to cool in accordance with a conventional method after completion | finish of finish rolling. The cooling method is not particularly limited, and air cooling or forced cooling may be used. The cooling rate at this time is not particularly limited, but the present inventors have confirmed that the size of the ferrite grains is not affected as long as it is about 4 ° C./second or less.
こうして得られる本発明の鋼材は、例えば橋梁や高層建造物、船舶などの構造物の材料として使用でき、小〜中入熱溶接はもとより大入熱溶接（例えば、４０ｋＪ／ｍｍ以上）においても、溶接熱影響部の靭性劣化を防ぐことができると共に、脆性破壊亀裂特性にも優れたものとなる。 The steel material of the present invention thus obtained can be used, for example, as a material for structures such as bridges, high-rise buildings, ships, and the like in small to medium heat input welding as well as large heat input welding (for example, 40 kJ / mm or more), It is possible to prevent toughness deterioration of the weld heat affected zone and to have excellent brittle fracture crack characteristics.
本発明の鋼材の板厚は特に限定されないが、最終製品厚が４０ｍｍ以上（特に５０ｍｍ以上）であっても本発明の鋼材は、溶接熱影響部の靭性劣化を防止でき、脆性破壊亀裂特性にも優れたものとなる。板厚の上限は例えば８０ｍｍ程度である。 The plate thickness of the steel material of the present invention is not particularly limited, but even if the final product thickness is 40 mm or more (especially 50 mm or more), the steel material of the present invention can prevent toughness deterioration of the weld heat affected zone and has brittle fracture crack characteristics. Will also be excellent. The upper limit of the plate thickness is about 80 mm, for example.
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention, and may be implemented with appropriate modifications within a range that can meet the purpose described above and below. These are all possible and are within the scope of the present invention.
実施例１
溶銑を２４０トン転炉で一次精錬した後、該転炉から取鍋へ出鋼し、成分調整および温度調整しながら二次精錬を行った。
Example 1
After the hot metal was first refined in a 240-ton converter, the steel was removed from the converter into a ladle and subjected to secondary refining while adjusting the components and adjusting the temperature.
取鍋では、下記表１に示す脱酸方法で、下記表１に示す溶存酸素量に調整した。その後、下記表１に示す順序で元素を添加した。表１において、ＬａはＦｅ−Ｌａ合金の形態で、ＣｅはＦｅ−Ｃｅ合金の形態で、ＲＥＭはＬａを５０％程度とＣｅを２５％程度含有するミッシュメタルの形態で、ＣａはＮｉ−Ｃａ合金、またはＣａ−Ｓｉ合金、またはＦｅ−Ｃａ圧粉体の形態で、ＺｒはＺｒ単体で、ＴｉはＦｅ−Ｔｉ合金の形態で、夫々添加した。なお、表１におけるＮｏ．１６の溶存酸素量「−」は、定量限界未満であることを示す。 In the ladle, the amount of dissolved oxygen shown in Table 1 was adjusted by the deoxidation method shown in Table 1 below. Thereafter, the elements were added in the order shown in Table 1 below. In Table 1, La is in the form of an Fe-La alloy, Ce is in the form of an Fe-Ce alloy, REM is in the form of a misch metal containing about 50% La and about 25% Ce, and Ca is Ni-Ca. Zr was added in the form of an alloy, Ca—Si alloy, or Fe—Ca green compact, Zr alone, and Ti was added in the form of an Fe—Ti alloy. In Table 1, No. A dissolved oxygen amount “−” of 16 indicates that it is less than the limit of quantification.
次いで必要に応じて残りの合金元素を添加して最終的に下記表２に示す組成（残部は鉄および不可避不純物）に調整した。なお、二次精錬にはＲＨ式脱ガス精錬装置等を用いて脱Ｈや脱Ｓなどを行なった。表２において、「−」は元素を添加していないことを示しており、「未満」は元素を添加していないが不可避的に含まれていたため、検出されたが定量限界未満の範囲であったことを意味している。 Subsequently, the remaining alloying elements were added as necessary to finally adjust to the composition shown in Table 2 below (the balance being iron and inevitable impurities). In the secondary refining, dehydrogenation and desulfurization were performed using an RH type degassing refining apparatus. In Table 2, “-” indicates that no element was added, and “less than” did not add the element but was inevitably contained, so it was detected but was in the range below the limit of quantification. It means that.
成分調整した溶鋼を、連続鋳造機でスラブに鋳造し、得られたスラブを下記表３に示す温度に加熱した後、粗圧延した。表３に示した加熱温度は、圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて測定した実測値（表面温度）である。また、表３には、鋼材のｔ／２位置における温度（計算値）が１０００℃のときの鋼材厚み（ｍｍ）と９００℃のときの鋼材厚み（ｍｍ）を夫々示すと共に、１０００〜９００℃の範囲での累積圧下率を上記（ａ）式を用いて算出し、結果を表３に示す。 The component-adjusted molten steel was cast into a slab with a continuous casting machine, and the resulting slab was heated to the temperature shown in Table 3 below and then roughly rolled. The heating temperature shown in Table 3 is an actual measurement value (surface temperature) measured using a radiation thermometer installed on the rolling line. Table 3 shows the steel thickness (mm) when the temperature (calculated value) at the t / 2 position of the steel is 1000 ° C. and the steel thickness (mm) when the temperature is 900 ° C., respectively, and 1000 to 900 ° C. The cumulative rolling reduction in the range is calculated using the above equation (a), and the results are shown in Table 3.
粗圧延後、仕上げ圧延して表３に示す板厚（製品厚）の熱間圧延鋼板を製作した。表３に仕上げ圧延終了温度（℃）を示す。また、表２と上記（ｂ）式から算出したＡｒ3変態点温度と「Ａｒ3変態点温度＋１０℃」の値を併せて示す。 After rough rolling, finish rolling was performed to produce a hot-rolled steel sheet having a thickness (product thickness) shown in Table 3. Table 3 shows the finish rolling end temperature (° C.). In addition, the Ar 3 transformation point temperature calculated from Table 2 and the above equation (b) and the value of “Ar 3 transformation point temperature + 10 ° C.” are also shown.
上記ｔ／２位置における温度（計算値）は、下記（１）〜（６）の要領で求めたものである。
（１）プロセスコンピュータを用い、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度、在炉時間に基づき、鋼材の表面から裏面までの板厚方向の任意の位置の加熱温度を算出する。
（２）上記算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置の圧延温度を差分法など計算に適した方法を用いて算出しつつ、圧延する。
（３）鋼板表面温度は、圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する（ただし、プロセスコンピュータ上においても計算する）。
（４）粗圧延開始時、粗圧延終了時および仕上圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板表面温度を、プロセスコンピュータ上の計算温度と照合する。
（５）粗圧延開始時、粗圧延終了時および仕上圧延開始時の計算温度と上記実測温度の差が±３０℃以上の場合は、実測表面温度と計算表面温度が一致する様に再計算し、プロセスコンピュータ上の計算温度とする。
（６）上記計算温度の補正を行って、ｔ／２位置における仕上圧延終了温度を求める。
The temperature (calculated value) at the t / 2 position is obtained in the following manners (1) to (6).
(1) Using a process computer, the heating temperature at an arbitrary position in the thickness direction from the front surface to the back surface of the steel material is calculated based on the atmospheric temperature from the start of heating to the end of heating and the in-furnace time.
(2) Using the calculated heating temperature, calculate the rolling temperature at any position in the plate thickness direction based on the rolling pass schedule during rolling and the cooling method between the passes (water cooling or air cooling). Roll while calculating using a suitable method.
(3) The steel sheet surface temperature is measured using a radiation thermometer installed on the rolling line (however, it is also calculated on the process computer).
(4) The steel plate surface temperature measured at the start of rough rolling, at the end of rough rolling and at the start of finish rolling is collated with the calculated temperature on the process computer.
(5) When the difference between the calculated temperature at the start of rough rolling, at the end of rough rolling and at the start of finish rolling and the above measured temperature is ± 30 ° C or more, recalculate so that the measured surface temperature matches the calculated surface temperature. The calculated temperature on the process computer.
(6) The above calculated temperature is corrected to obtain the finish rolling end temperature at the t / 2 position.
得られた鋼板を用いて、ＥＰＭＡによる介在物組成の調査、ＨＡＺ靭性の評価、金属組織の観察、および脆性破壊亀裂発生特性の評価を、それぞれ下記の要領で実施した。 Using the obtained steel sheet, the investigation of the inclusion composition by EPMA, the evaluation of HAZ toughness, the observation of the metal structure, and the evaluation of the brittle fracture crack generation characteristics were carried out as follows.
〈介在物組成の調査〉
各鋼板のｔ／４位置における横断面からサンプルを切り出した。切り出されたサンプル表面を島津製作所製「ＥＰＭＡ−８７０５（装置名）」を用いて６００倍で観察し、最大径が０．２μｍ以上の析出物について成分組成を定量分析した。観察条件は、加速電圧を２０ｋＶ，試料電流を０．０１μＡ，観察視野面積を１〜５ｃｍ2，分析個数を１００個とし、特性Ｘ線の波長分散分光により析出物中央部での成分組成を定量分析した。分析対象元素は、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｌａ，ＣｅおよびＯとし、既知物質を用いて各元素の電子線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、次いで、前記析出物から得られた電子線強度と前記検量線からその析出物の元素濃度を定量した。
<Investigation of inclusion composition>
A sample was cut out from the cross section at the t / 4 position of each steel plate. The cut sample surface was observed 600 times using “EPMA-8705 (device name)” manufactured by Shimadzu Corporation, and the component composition of the precipitate having a maximum diameter of 0.2 μm or more was quantitatively analyzed. The observation conditions are an acceleration voltage of 20 kV, a sample current of 0.01 μA, an observation visual field area of 1 to 5 cm 2 , and an analysis number of 100, and the component composition at the center of the precipitate is determined by wavelength dispersion spectroscopy of characteristic X-rays. analyzed. The analysis target elements are Al, Mn, Si, Ti, Zr, Ca, La, Ce, and O, and a relationship between the electron beam intensity and the element concentration of each element is obtained in advance using a known substance as a calibration curve. The element concentration of the precipitate was determined from the electron beam intensity obtained from the precipitate and the calibration curve.
得られた定量結果のうち酸素含量が５％以上の析出物を酸化物とし、平均したものを酸化物の平均組成とした。全酸化物の平均組成を下記表４に示した。なお、Ｔｉの酸化物およびＲＥＭの酸化物は、金属元素をＭで表すと、鋼材中にＭ2Ｏ3やＭ3Ｏ5，ＭＯ2の形態で存在するが、これらの酸化物をＭ2Ｏ3に換算して酸化物の組成を算出した。また、一つの介在物から複数の元素が観測された場合には、それらの元素の存在を示すＸ線強度の比から各元素の単独酸化物に換算して酸化物の組成を算出した。なお、表４中の「その他」とは、分析対象としていない元素の酸化物（例えば、ＭｇＯなど）の総量である。 Of the obtained quantitative results, a precipitate having an oxygen content of 5% or more was defined as an oxide, and the average was defined as the average composition of the oxide. The average composition of all oxides is shown in Table 4 below. Note that the oxide of the oxide and REM of Ti, expressed a metal element in M, is present in the form of M 2 O 3 and M 3 O 5, MO 2 in the steel material, these oxides M 2 The oxide composition was calculated in terms of O 3 . When a plurality of elements were observed from one inclusion, the composition of the oxide was calculated in terms of a single oxide of each element from the ratio of X-ray intensity indicating the presence of these elements. Note that “others” in Table 4 is the total amount of oxides of elements not analyzed (for example, MgO).
上記サンプル表面をＥＰＭＡで観察した結果、観察された酸化物は、ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを含む複合酸化物、或いは更にＴｉを含む複合酸化物が大半であったが、単独酸化物としてＲＥＭの酸化物、ＣａＯ、ＺｒＯ2、Ｔｉ2Ｏ3も生成していた。 As a result of observing the surface of the sample with EPMA, most of the observed oxide was a composite oxide containing REM and / or Ca and Zr, or a composite oxide further containing Ti. As a result, oxides of REM, CaO, ZrO 2 and Ti 2 O 3 were also generated.
〈ＨＡＺ靭性の評価〉
次に、溶接時に熱影響を受けるＨＡＺの靭性を評価するために、大入熱溶接（入熱量４０〜６０ｋＪ／ｍｍに相当）を模擬して溶接再現試験を行なった。溶接再現試験は、上記鋼材全体が１４００℃になる様に加熱し、この温度で４０〜６０秒間保持した後、冷却して行った。冷却速度は、８００℃から５００℃への冷却時間（Ｔｃ）が４００秒となるように調整した。下記表５に、溶接再現試験における熱サイクル条件を示す。
<Evaluation of HAZ toughness>
Next, in order to evaluate the toughness of the HAZ that is affected by heat during welding, a welding reproduction test was performed by simulating large heat input welding (corresponding to a heat input of 40 to 60 kJ / mm). The welding reproduction test was performed by heating so that the entire steel material was 1400 ° C., holding at this temperature for 40 to 60 seconds, and then cooling. The cooling rate was adjusted so that the cooling time (Tc) from 800 ° C. to 500 ° C. was 400 seconds. Table 5 below shows thermal cycle conditions in the welding reproduction test.
冷却後の鋼材について、板厚方向の裏面から７ｍｍ位置を中心とした部位から、ＪＩＳＺ２２４２（２００６）で規定されているＶノッチシャルピー試験片を３本採取した。次に、該試験片を用いて−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ-40）を測定し、上記３本の試験片の平均値を求めた。ｖＥ-40が１００Ｊ以上のものをＨＡＺ靭性に優れると評価した。測定結果を下記表５に示す。 About the steel material after cooling, three V notch Charpy test pieces prescribed | regulated by JISZ2242 (2006) were extract | collected from the site | part centering on the 7-mm position from the back surface of a plate | board thickness direction. Next, a Charpy impact test was performed at −40 ° C. using the test piece, the absorbed energy (vE −40 ) was measured, and the average value of the three test pieces was obtained. Those having a vE- 40 of 100 J or more were evaluated as having excellent HAZ toughness. The measurement results are shown in Table 5 below.
〈金属組織の観察（円相当径とアスペクト比の測定手順）〉
鋼板のおもて面と裏面を含むと共に、圧延方向に平行で且つ鋼材表面（鋼材のおもて面）に対して垂直な面が露出するようにサンプルを切り出し、この露出面を研磨して鏡面仕上げした。露出面の研磨には＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙を用いて研磨した後、研磨剤としてダイヤモンドスラリーを用いて鏡面仕上げした。
<Observation of metal structure (measurement procedure of equivalent circle diameter and aspect ratio)>
A sample is cut out so that a surface including the front surface and the back surface of the steel plate is parallel to the rolling direction and perpendicular to the steel surface (the front surface of the steel material), and the exposed surface is polished. Mirror finish. The exposed surface was polished using # 150 to # 1000 wet emery polishing paper and then mirror-finished using diamond slurry as an abrasive.
鏡面仕上げしたサンプルは３％ナイタール溶液を用いて腐食し、フェライト組織の結晶粒界を現出させた後、倍率４００倍で撮影し、６ｃｍ×８ｃｍの写真とした（即ち、４００倍では１５０μｍ×２００μｍに相当する）。写真の６ｃｍの辺は板厚方向に対応し、８ｃｍの辺は圧延方向に対応している。これをいずれの倍率においても領域が１ｍｍ×１ｍｍ以上に相当するように画像解析装置に取り込んだ。 The mirror-finished sample was corroded using a 3% nital solution to reveal the grain boundary of the ferrite structure, and then photographed at a magnification of 400 × to obtain a photograph of 6 cm × 8 cm (that is, 150 μm × 400 ×) Equivalent to 200 μm). The 6 cm side of the photo corresponds to the plate thickness direction, and the 8 cm side corresponds to the rolling direction. This was taken into the image analysis apparatus so that the area corresponds to 1 mm × 1 mm or more at any magnification.
次に、画像解析装置において、粒界に囲まれたフェライト粒の領域（面積）を同等の面積を有する円に換算し、換算された円の直径をフェライト粒の円相当径と定義して円相当径を測定した。これを全ての観察視野について測定し、結果を平均することで平均円相当径を算出した。 Next, in the image analysis device, the ferrite grain region (area) surrounded by the grain boundary is converted into a circle having an equivalent area, and the diameter of the converted circle is defined as the equivalent circle diameter of the ferrite grain. The equivalent diameter was measured. This was measured for all observation visual fields, and the average equivalent circle diameter was calculated by averaging the results.
一方、フェライト粒のアスペクト比については、上記粒界に囲まれたフェライト粒について、圧延方向の粒径Ｄｌと板厚方向の粒径Ｄｔを測定し、ＤｌとＤｔの比（Ｄｌ／Ｄｔ）をアスペクト比として算出した。これを全ての観察視野について行い、結果を平均することで平均アスペクト比を算出した。 On the other hand, as for the aspect ratio of the ferrite grains, for the ferrite grains surrounded by the grain boundaries, the grain size Dl in the rolling direction and the grain size Dt in the plate thickness direction are measured, and the ratio of Dl to Dt (Dl / Dt) is determined. Calculated as aspect ratio. This was performed for all observation visual fields, and the average aspect ratio was calculated by averaging the results.
なお、フェライト粒の円相当径とアスペクト比の測定位置は、鋼材の厚みをｔ（ｍｍ）としたとき、ｔ／２位置とした。また、観察視野数は３５枚とした。 In addition, the measurement position of the circle equivalent diameter and aspect ratio of the ferrite grain was set to the t / 2 position when the thickness of the steel material was t (mm). The number of observation fields was 35.
フェライト粒の平均円相当径とアスペクト比を算出する際に、金属組織に占めるフェライト面積率も併せて測定した。結果を下記表５に併せて示す。 When calculating the average equivalent circle diameter and aspect ratio of the ferrite grains, the ferrite area ratio in the metal structure was also measured. The results are also shown in Table 5 below.
〈脆性破壊亀裂発生特性の評価〉
脆性破壊発生特性は、社団法人日本溶接協会（ＷＥＳ）発行のＷＥＳ１１０８（１９９５年２月１日制定）で規定される「亀裂先端開口変位試験（ＣＴＯＤ試験）」に基づいて亀裂先端開口変位試験を行い、不安定破壊開始時の開口変位（δｃ）を測定し、この結果に基づいて評価した。なお、亀裂先端開口変位試験を行う際には、ＷＥＳ１１０９（１９９５年４月１日制定）で規定される「溶接熱影響部ＣＴＯＤ試験方法に関する指針」も参酌した。
<Evaluation of brittle fracture crack initiation characteristics>
The brittle fracture initiation characteristics are determined based on the crack tip opening displacement test based on the “crack tip opening displacement test (CTOD test)” defined by WES1108 (established on February 1, 1995) issued by the Japan Welding Association (WES). The opening displacement (δc) at the start of unstable fracture was measured and evaluated based on this result. In conducting the crack tip opening displacement test, the “Guidelines for the Weld Heat Affected Zone CTOD Test Method” defined by WES1109 (established on April 1, 1995) was also taken into consideration.
試験片は、ＷＥＳ１１０８（１９９５年２月１日制定）のＰ．６の図６に示されている「標準三点曲げ試験片」を用いた。試験温度は−４０℃とし、δｃ-40℃（ｍｍ）を測定した。本発明では、δｃ-40℃が０．２０ｍｍ以上の場合を合格とする。ＣＴＯＤ試験の結果を下記表５に示す。 The test piece is a P.S. of WES1108 (established on February 1, 1995). 6 “standard three-point bending test piece” shown in FIG. 6 was used. The test temperature was −40 ° C., and δc −40 ° C. (mm) was measured. In this invention, the case where (delta) c- 40 degreeC is 0.20 mm or more is set as a pass. The results of the CTOD test are shown in Table 5 below.
表１〜５から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜１４は、鋼材に酸化物としてＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ2を含有しているため、溶接熱影響部の靭性が良好な鋼材が得られている。また、金属組織も適切に制御されているため、脆性破壊が発生するのを防止できている。 It can consider as follows from Tables 1-5. No. Since Nos. 1 to 14 contain REM oxide and / or CaO and ZrO 2 as oxides in the steel material, steel materials having good toughness in the weld heat affected zone are obtained. Moreover, since the metal structure is also appropriately controlled, it is possible to prevent the occurrence of brittle fracture.
一方、Ｎｏ．１５〜２２は、鋼材に酸化物としてＲＥＭの酸化物および／またはＣａＯと、ＺｒＯ2の何れか一方を含有していないため、溶接熱影響部の靭性が劣っている。Ｎｏ．２３は、Ｍｎ、ＰおよびＡｌが過剰であり、溶存酸素量も少ないため、酸化物の生成量が少なく、ＨＡＺ靭性に劣っている。 On the other hand, no. Since Nos. 15 to 22 do not contain any one of REM oxide and / or CaO and ZrO 2 as oxides in the steel material, the toughness of the weld heat affected zone is inferior. No. In No. 23, Mn, P and Al are excessive and the amount of dissolved oxygen is small, so that the amount of oxide produced is small and the HAZ toughness is poor.
実施例２
上記実施例１のＮｏ．８の例において、連続鋳造機で得られたスラブを熱間圧延するときの条件を下記表６に示す条件に適宜変えて、板厚（製品厚）が６５ｍｍの鋼板を製作した。
Example 2
No. in Example 1 above. In Example 8, a steel plate having a plate thickness (product thickness) of 65 mm was manufactured by appropriately changing the conditions for hot rolling the slab obtained by the continuous casting machine to the conditions shown in Table 6 below.
得られた鋼板を用いて、上記実施例１と同様に、金属組織の観察と脆性破壊亀裂発生特性の評価を行った。結果を下記表６に示す。鋼材のｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比とＣＴＯＤ特性の関係を図１に示す。 Using the obtained steel plate, the metal structure was observed and the brittle fracture crack generation characteristics were evaluated in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 6 below. FIG. 1 shows the relationship between the average equivalent-circle diameter, average aspect ratio, and CTOD characteristics of ferrite grains at the t / 2 position of the steel material.
表６と図１から次のように考察できる。Ｎｏ．３１，３４，３５，３７，３９，４０，４２〜４５は、金属組織が適切に制御されているため、脆性破壊が発生するのを防止できている。一方、Ｎｏ．３２，３３，３６，３８，４１は、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径か平均アスペクト比が本発明で規定する要件を満たしていないため、脆性破壊が発生するのを防止できていない。 It can be considered as follows from Table 6 and FIG. No. 31, 34, 35, 37, 39, 40 and 42 to 45 can prevent brittle fracture from occurring because the metal structure is appropriately controlled. On the other hand, no. Nos. 32, 33, 36, 38, and 41 can prevent brittle fracture from occurring because the average equivalent circle diameter or average aspect ratio of the ferrite grains at the t / 2 position does not satisfy the requirements defined in the present invention. Absent.
Claims (8)
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１．４〜１．８％、および
Ｎ ：０．００３〜０．０１％を含み、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足すると共に、
更に、ＲＥＭ：０．００１〜０．１％および／またはＣａ：０．０００３〜０．０２％と、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５％を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼材であって、
ＲＥＭおよび／またはＣａと、Ｚｒとを単独酸化物もしくは複合酸化物として含有し、且つ
厚みｔ（ｍｍ）の鋼材の圧延方向に平行で且つ鋼材表面に対して垂直な面の金属組織を観察したときに、下記（１）〜（３）を満足することを特徴とする溶接熱影響部の靭性および脆性破壊発生特性に優れた鋼材。
（１）フェライト面積率が７５％以上。
（２）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下。
（３）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．６以下。 C: 0.03 to 0.12% (meaning “mass%”; the same shall apply hereinafter)
Si: 0.5% or less (excluding 0%),
Mn: 1.4-1.8%, and N: 0.003-0.01%,
P: 0.02% or less (excluding 0%),
S: satisfying 0.015% or less (excluding 0%) and Al: 0.01% or less (not including 0%),
Furthermore, REM: 0.001-0.1% and / or Ca: 0.0003-0.02%,
Zr: 0.001 to 0.05% each contained,
The balance is steel consisting of iron and inevitable impurities,
REM and / or Ca and Zr were contained as a single oxide or a composite oxide, and the metal structure of a plane parallel to the rolling direction of the steel material having a thickness t (mm) and perpendicular to the steel material surface was observed. A steel material excellent in toughness and brittle fracture occurrence characteristics of a weld heat-affected zone characterized by satisfying the following (1) to (3).
(1) The ferrite area ratio is 75% or more.
(2) The average equivalent circle diameter of the ferrite grains at the t / 2 position is 20.0 μm or less.
(3) The average aspect ratio of the ferrite grains at the t / 2 position is 1.6 or less.
Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：３．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）、および
Ｂ ：０．００５％以下（０％を含まない）
よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材。 The steel material is still another element,
Cu: 2% or less (excluding 0%),
Ni: 3.5% or less (excluding 0%),
Cr: 3% or less (excluding 0%),
Mo: 1% or less (excluding 0%),
Nb: 0.25% or less (excluding 0%),
V: 0.1% or less (not including 0%), and B: 0.005% or less (not including 0%)
The steel material according to any one of claims 1 to 4, comprising at least one element selected from the group consisting of:
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| JP2011080102A (en) * | 2009-10-05 | 2011-04-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Continuous casting steel and method of manufacturing the same |
| EP2977479A4 (en) * | 2013-03-22 | 2016-11-30 | Kobe Steel Ltd | Steel material having superior toughness at welding heat affected zone |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5896818A (en) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of hot-rolled steel material having high strength and excellent low temperature toughness |
| JPH03202422A (en) * | 1989-12-29 | 1991-09-04 | Nippon Steel Corp | Production of thick high tensile steel plate excellent in toughness in weld heat-affected zone |
| JPH03236419A (en) * | 1990-02-13 | 1991-10-22 | Nippon Steel Corp | Production of thick steel plate excellent in toughness in weld heat-affected zone and lamellar tear resistance |
| JPH06299286A (en) * | 1993-04-13 | 1994-10-25 | Nippon Steel Corp | Steel controlled oxide grain and its production |
| JP2000001718A (en) * | 1998-06-17 | 2000-01-07 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of low carbon steel |
| JP2003342670A (en) * | 2002-05-24 | 2003-12-03 | Nippon Steel Corp | Non-heat treated high tensile steel having excellent toughness |
| JP2006193817A (en) * | 2005-01-17 | 2006-07-27 | Nippon Steel Corp | Steel sheet superior in toughness, weldability and producibility, and manufacturing method therefor |
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2006
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Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5896818A (en) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of hot-rolled steel material having high strength and excellent low temperature toughness |
| JPH03202422A (en) * | 1989-12-29 | 1991-09-04 | Nippon Steel Corp | Production of thick high tensile steel plate excellent in toughness in weld heat-affected zone |
| JPH03236419A (en) * | 1990-02-13 | 1991-10-22 | Nippon Steel Corp | Production of thick steel plate excellent in toughness in weld heat-affected zone and lamellar tear resistance |
| JPH06299286A (en) * | 1993-04-13 | 1994-10-25 | Nippon Steel Corp | Steel controlled oxide grain and its production |
| JP2000001718A (en) * | 1998-06-17 | 2000-01-07 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of low carbon steel |
| JP2003342670A (en) * | 2002-05-24 | 2003-12-03 | Nippon Steel Corp | Non-heat treated high tensile steel having excellent toughness |
| JP2006193817A (en) * | 2005-01-17 | 2006-07-27 | Nippon Steel Corp | Steel sheet superior in toughness, weldability and producibility, and manufacturing method therefor |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011080102A (en) * | 2009-10-05 | 2011-04-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Continuous casting steel and method of manufacturing the same |
| EP2977479A4 (en) * | 2013-03-22 | 2016-11-30 | Kobe Steel Ltd | Steel material having superior toughness at welding heat affected zone |
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