JP3369435B2 - Manufacturing method of non-heat treated high strength steel excellent in low temperature toughness - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】この発明は、建築構造物、海
洋構造物、ラインパイプ、船舶、貯槽、土木建設機械等
の用途に好適な非調質高張力鋼材の製造方法に関する。
なお、この発明の非調質高張力鋼材には、厚鋼板、鋼
帯、形鋼あるいは棒鋼が含まれる。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a method for producing a non-heat treated high-strength steel material suitable for use in building structures, marine structures, line pipes, ships, storage tanks, civil engineering construction machines and the like.
The non-heat treated high-strength steel material of the present invention includes thick steel plate, steel strip, shaped steel or steel bar.

【０００２】[0002]

【従来の技術】鋼材の強度、靱性をバランス良く確保す
る方法として、ＴＭＣＰ（ThermoMechanical Control P
rocess）による鋼材の製造方法が知られている。例え
ば、特開平3-223419号公報には、Nbを含有する鋼素材を
（Ａr₃＋150 ℃)以上の再結晶温度域で30％以上の圧下
を施したのち、（Ａr₃＋150 ℃) 〜Ａr₃の温度域で50％
以上の圧下を加える厚鋼板の製造方法が提案されてい
る。この方法では、未再結晶域での強圧下により変形帯
を導入し組織の微細化を図っている。2. Description of the Related Art A TMCP (Thermo Mechanical Control P
A method of manufacturing steel products by rocess) is known. For example, JP-A-3-223419, then subjected to reduction of 30% or more in the steel material containing Nb (Ar ₃ +150 ℃) above the recrystallization temperature region, (Ar ₃ +150 ℃) ~Ar 50% in the temperature range of ₃
A method of manufacturing a thick steel plate to which the above reduction is applied has been proposed. In this method, the deformation zone is introduced by the strong reduction in the non-recrystallized region to refine the structure.

【０００３】また、特公平2-25968 号公報には、Ca、Ti
とNbまたはＶを含有する鋼片を900〜1100℃に加熱し、9
00 ℃以下の圧下量が30％以上で、かつ圧延仕上温度が6
80〜860 ℃の熱間圧延を施したのち、３〜10℃/secの冷
却速度で500 ℃以下まで冷却する厚肉高張力高の製造方
法が提案されている。しかしながら、上記したような未
再結晶温度域での圧延の効果を十分発揮させる。また、
圧延機に多大な負荷が掛かるため、多大のエネルギーを
消費するうえ、厚肉材の場合には十分な圧下率が確保で
きず、また温度調節の待ち時間が増大して圧延能率が低
下するなどの問題が残されていた。また、極厚鋼板のよ
うに低温での高圧下が確保できない場合には、変形帯の
導入が不十分となりフェライト核が減少し組織の微細化
が達成できない。一方、薄肉鋼板の場合には、集合組織
の形成による音響異方性や、500 ℃以下といった低温ま
で冷却されるため残留応力・残留歪が大きいなどの問題
があった。[0003] Further, JP fairness 2-25968, Ca, Ti
And a steel slab containing Nb or V are heated to 900-1100 ° C,
The rolling reduction below 00 ℃ is 30% or more, and the rolling finishing temperature is 6
There has been proposed a thick-walled, high-tension-high manufacturing method in which hot rolling is performed at 80 to 860 ° C and then cooling is performed to 500 ° C or less at a cooling rate of 3 to 10 ° C / sec. However, the effect of rolling in the non-recrystallization temperature range as described above is sufficiently exhibited. Also,
Since a large load is applied to the rolling mill, a large amount of energy is consumed, and in the case of thick-walled materials, a sufficient reduction ratio cannot be secured, and the waiting time for temperature adjustment increases and the rolling efficiency decreases. Problem was left. Further, when it is not possible to secure a high pressure at a low temperature as in the case of an extremely thick steel plate, the introduction of the deformation zone becomes insufficient and the ferrite nuclei decrease, so that the refinement of the structure cannot be achieved. On the other hand, in the case of a thin steel plate, there were problems such as acoustic anisotropy due to the formation of texture and large residual stress and residual strain because it was cooled to a low temperature of 500 ° C or less.

【０００４】一方、上記した方法とは異なり、VNを利用
して、組織を微細化して圧延のままの強度・靱性を向上
させた高強度鋼が、従来から知られている（例えば、鉄
と鋼、vol.77(1991)No.1、p171参照）。また、特開平5-
186848号公報には、Ｖ、ＮおよびTiを添加し、TiN-MnS-
VNの複合析出物を分散させ、フェライト生成核を有効に
作用させ溶接熱影響部（HAZ ）靱性を向上させる技術が
示されている。しかし、これらの技術では、必ずしもVN
の作用が効率良く発揮されておらず、圧延のままの母材
特性は不十分であるという問題を残していた。On the other hand, unlike the above-mentioned method, a high-strength steel in which the structure is refined by using VN and the strength and toughness of the as-rolled steel is improved has been conventionally known (for example, iron and Steel, vol.77 (1991) No.1, p171). In addition, Japanese Patent Laid-Open No. 5-
In Japanese Patent No. 186848, V, N and Ti are added, and TiN-MnS-
A technique for dispersing composite precipitates of VN and effectively acting on ferrite-forming nuclei to improve the weld heat affected zone (HAZ) toughness is shown. However, with these technologies, VN
However, there is a problem that the base metal properties as rolled are insufficient.

【０００５】[0005]

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記した
問題を有利に解決し、高価な元素を多量に添加すること
なく、引張強さ（ＴＳ）490MPa以上の強度を有しかつ低
温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法を提供する
ことを目的とする。DISCLOSURE OF THE INVENTION The present invention advantageously solves the above problems and has a tensile strength (TS) of 490 MPa or more and low temperature toughness without adding a large amount of expensive elements. An object of the present invention is to provide an excellent non-heat treated high strength steel material manufacturing method.

【０００６】[0006]

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を達成するために、鋭意検討した結果、つぎのような知
見を得た。Ｖ、Ｎ量を制御して、VNをオーステナイト
中に析出分散させることにより、これら析出物がフェラ
イトの析出核として作用し、微細なフェライト＋パーラ
イト組織が形成される。また、フェライトの析出核とし
て作用するのは0.02〜0.20μm の大きさのVN粒子であ
る。Means for Solving the Problems The inventors of the present invention have earnestly studied in order to achieve the above-mentioned objects, and have obtained the following findings. By controlling the amounts of V and N to precipitate and disperse VN in austenite, these precipitates act as precipitation nuclei of ferrite, and a fine ferrite + pearlite structure is formed. Also, VN particles with a size of 0.02 to 0.20 μm act as ferrite nuclei.

【０００７】VNの析出量、粒子の大きさは、Ｖ、Ｎ量
に関係する特定温度範囲での加工と冷却速度の調整、等
温保持による特定温度範囲の滞留時間の調整により制御
でき、フェライトの析出核として有効に作用するVNが増
加する温度範囲がある。 VNは、フェライト変態後、フェライト中にも多量に微
細析出するため、強度増加に大きく寄与する。また、VN
は比較的緩冷却でも多量に微細析出するため、鋼板断面
内の強度・靱性のばらつきや、残留応力・残留歪の発生
を抑制できる。The precipitation amount of VN and the size of particles can be controlled by processing in a specific temperature range related to the amounts of V and N, adjusting the cooling rate, and adjusting the residence time in a specific temperature range by maintaining an isothermal temperature. There is a temperature range in which VN effectively acts as a precipitation nucleus. VN contributes greatly to the increase in strength because a large amount of fine VN precipitates in the ferrite after transformation. Also, VN
Since a large amount of fine precipitation occurs even with relatively slow cooling, it is possible to suppress variations in strength and toughness within the cross section of the steel sheet and generation of residual stress and residual strain.

【０００８】粒界フェライトが生成する温度域を加速
冷却すれば、微細粒内フェライトの生成が促進され組織
が一層微細化される。この発明は、上記した知見をもと
に完成させたものである。すなわち、この発明は、重量
％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.80
〜1.80％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：
0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.0050〜0.
0150％を含み、かつＶ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、残部
Feおよび不可避的不純物からなる組成の素材を、1050〜
1250℃に加熱し、1050℃以下 950℃以上の温度範囲で累
積圧下率30％以上の熱間加工を施しほぼ所定の形状とし
たのち、次（１）式 Ｔps≧Ｔ≧Ｔps−100 ……（１） （ここに、Ｔ：温度（℃）、Ｔps（℃）＝｛Ｖ（Ｎ−0.
292 Ti）×10⁵ ＋425 ｝／0.480 、Ｖ、Ｎ、Ti：含有量
（wt％））を満足する温度Ｔ（℃）まで空冷して、該温
度Ｔ（℃）で圧下率：５％以下の熱間加工を施し、つい
で該温度Ｔ（℃）以下Ａr₃点以上の温度範囲で160sec以
上3000sec 以下保持または滞留させ、オーステナイト中
に粒子径0.02〜0.20μm のＶ窒化物を10⁵ 〜10¹⁰個／mm
³ の密度で分散させたのち、室温まで空冷することを特
徴とする低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法
である。If accelerated cooling is performed in the temperature range where grain boundary ferrite is generated, generation of fine intragranular ferrite is promoted and the structure is further refined. The present invention has been completed based on the above findings. That is, in the present invention, C: 0.05 to 0.18%, Si: 0.10 to 0.60%, and Mn: 0.80 in% by weight.
~ 1.80%, P: 0.030% or less, S: 0.015% or less, Al:
0.005-0.050%, V: 0.04-0.15%, N: 0.0050-0.
Including 0150% and satisfying V / N: 4.0-12.0, balance
Material with composition consisting of Fe and unavoidable impurities, 1050 ~
After heating to 1250 ° C and performing hot working with a cumulative reduction of 30% or more in the temperature range of 1050 ° C or less and 950 ° C or more to obtain a nearly predetermined shape, the following formula (1) Tps ≧ T ≧ Tps-100 ...... (1) (where T: temperature (° C), Tps (° C) = {V (N-0.
292 Ti) × 10 ⁵ +425} /0.480, V, N, Ti: content (wt%)) is air-cooled to a temperature T (° C.), and the rolling reduction is 5% or less at the temperature T (° C.). Hot working, and then holding or dwelling in the temperature range of T (° C.) or less and Ar ₃ points or more for 160 seconds or more and 3000 seconds or less , and V nitride having a particle diameter of 0.02 to 0.20 μm in austenite. 10 ⁵ to 10 ¹⁰ pieces / mm
^A method for producing a non-heat treated high-strength steel material excellent in low-temperature toughness, characterized by dispersing at a density of ³ and then air-cooling to room temperature.

【０００９】また、この発明では、前記温度Ｔ（℃）ま
での空冷に代えて、空冷超の冷却速度で加速冷却を施し
てもよい。また、本発明では、前記室温までの空冷に代
えて、空冷超30℃／ｓ以下の冷却速度で（Ａr₃−60）℃
以下600 ℃以上の温度まで冷却するのが好ましい。ま
た、本発明では、前記素材は、重量％で、Ｃ：0.05〜0.
18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.80〜1.80％、Ｐ：0.03
0 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.050 ％、
Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、さら
にNb：0.003〜0.030 ％、Ti：0.005 〜0.030 ％のうち
から選ばれた１種または２種を含有し、かつ（Ｖ＋Ti）
／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、残部Feおよび不可避的不純
物からなる組成の素材とするのが好適であり、また、さ
らにCu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜
0.50％、Mo：0.02〜0.20％のうちから選ばれた１種また
は２種以上、および／またはＢ：0.0003〜0.0020％、RE
M ：0.0010〜0.010 ％、Ca：0.0010〜0.010 ％のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。In the present invention, instead of air cooling to the temperature T (° C.), accelerated cooling may be performed at a cooling rate higher than air cooling. Further, in the present invention, instead of air cooling to the room temperature, a cooling rate of 30 ° C / s or less than air cooling is used (Ar ₃ -60) ° C.
Preferably cooled to 600 ° C. or more temperature below. Further, in the present invention, the material is, by weight%, C: 0.05 to 0.
18%, Si: 0.10 to 0.60%, Mn: 0.80 to 1.80%, P: 0.03
0% or less, S: 0.015% or less, Al: 0.005 to 0.050%,
V: 0.04 to 0.15%, N: 0.0050 to 0.0150% included, and further contains one or two selected from Nb: 0.003 to 0.030% and Ti: 0.005 to 0.030%, and (V + Ti).
/ N: 4.0 to 12.0, and it is preferable to use a material having a composition of balance Fe and unavoidable impurities. Further, Cu: 0.05 to 0.50%, Ni: 0.05 to 0.50%, Cr: 0.05 to
0.50%, Mo: 0.02 to 0.20%, selected from one or more kinds, and / or B: 0.0003 to 0.0020%, RE
You may contain 1 type (s) or 2 or more types selected from M: 0.0010-0.010% and Ca: 0.0010-0.010%.

【００１０】[0010]

【発明の実施の形態】本発明において好適な素材の化学
組成について説明する。 Ｃ：0.05〜0.18％ Ｃは鋼の高度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.05％以上の添加が必要である。しかし、0.18％を超
えて添加すると、母材靱性およびHAZ 部靱性が低下する
ため、Ｃは0.05〜0.18％の範囲に制限した。なお、好ま
しくは0.08〜0.16％である。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The chemical composition of materials suitable for the present invention will be described. C: 0.05 to 0.18% C is an element that increases the altitude of steel, and it is necessary to add 0.05% or more to secure the strength. However, if added in excess of 0.18%, the toughness of the base material and HAZ part will deteriorate, so C was limited to the range of 0.05 to 0.18%. In addition, it is preferably 0.08 to 0.16%.

【００１１】Si：0.10〜0.60％ Siは脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼の強
度を増加させる元素である。この効果を得るためには、
0.10％以上の添加を必要とするが、0.60％を超えると、
HAZ 部靱性を著しく劣化させる。このため、Siは0.10〜
0.60％の範囲とした。なお、好ましくは、0.20〜0.45％
である。Si: 0.10 to 0.60% Si is an element that acts as a deoxidizer and further increases the strength of steel by solid solution strengthening. To get this effect,
It is necessary to add 0.10% or more, but if it exceeds 0.60%,
Remarkably deteriorates HAZ part toughness. Therefore, Si is 0.10 ~
The range was 0.60%. In addition, preferably 0.20 to 0.45%
Is.

【００１２】Mn：0.80〜1.80％ Mnは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
0.80％以上の添加が必要である。しかし、1.80％を超え
ると、組織がフェライト＋パーライトからベイナイトな
どの低温生成物を主体とする組織になり、母材靱性が低
下する。このため、Mnは0.80〜1.80％に限定した。な
お、好ましくは1.00〜1.70％である。Mn: 0.80 to 1.80% Mn is an element that increases the strength of steel.
It is necessary to add 0.80% or more. However, if it exceeds 1.80%, the structure becomes a structure mainly composed of ferrite + pearlite and low-temperature products such as bainite, and the toughness of the base material decreases. Therefore, Mn is limited to 0.80 to 1.80%. In addition, it is preferably 1.00 to 1.70%.

【００１３】Ｐ：0.030 ％以下 Ｐは粒界に偏析し、靱性を低下させる。このため、でき
るだけ低減するのが望ましいが、0.030 ％までは許容で
きる。なお、好ましくは0.020 ％以下である。 Ｓ：0.015 ％以下 Ｓは非金属介在物を形成し、延性・靱性を劣化させるた
め、0.015 ％以下に制限した。なお、好ましくは0.010
％以下である。P: 0.030% or less P segregates at grain boundaries and reduces toughness. Therefore, it is desirable to reduce it as much as possible, but 0.030% is acceptable. The content is preferably 0.020% or less. S: 0.015% or less S forms non-metallic inclusions and deteriorates ductility and toughness, so the content is limited to 0.015% or less. Incidentally, preferably 0.010
% Or less.

【００１４】Al：0.005 〜0.050 ％ Alは脱酸材として作用するが、多量に添加すると非金属
介在物が多くなり、清浄度が低下し靱性が劣化する。ま
た、AlはＮと結合しAlN を形成しやすく、VNの安定析出
を阻害する。このため、Alは0.005 〜0.050 ％の範囲と
した。 Ｖ：0.04〜0.15％ Ｖは、本発明では重要な元素であり、Ｎと結合しＶ窒化
物（VN）を形成し、熱間加工中あるいはその後の冷却中
にオーステナイト中に析出する。このＶ窒化物（VN）は
フェライト析出核として作用し、フェライト結晶粒を微
細化し靱性を向上させる。また、Ｖ窒化物（VN）は、フ
ェライト変態後フェライト中にも微細析出し、冷却時、
強冷を行うことなく母材強度を高めることができ、鋼板
板厚内の特性の均一性、残留応力・残留歪を軽減でき
る。これらの効果を得るためには、0.04％以上の添加を
必要とするが、0.15％を超えて添加すると、母材靱性、
溶接性が劣化する。このため、Ｖは0.04〜0.15％の範囲
に限定した。なお、好ましくは0.04〜0.12％である。Al: 0.005 to 0.050% Al acts as a deoxidizing agent, but if added in a large amount, nonmetallic inclusions increase, cleanliness decreases and toughness deteriorates. In addition, Al easily combines with N to form AlN, which hinders stable precipitation of VN. Therefore, Al is set to the range of 0.005 to 0.050%. V: 0.04 to 0.15% V is an important element in the present invention and is combined with N to form V nitride (VN), which is precipitated in austenite during hot working or cooling thereafter. This V-nitride (VN) acts as a ferrite precipitation nucleus and makes ferrite crystal grains finer to improve toughness. In addition, V-nitride (VN) is finely precipitated in ferrite after ferrite transformation,
The strength of the base material can be increased without performing strong cooling, and the uniformity of properties within the steel plate thickness and residual stress and residual strain can be reduced. To obtain these effects, it is necessary to add 0.04% or more, but if added over 0.15%, the base material toughness,
Weldability deteriorates. Therefore, V is limited to the range of 0.04 to 0.15%. The content is preferably 0.04 to 0.12%.

【００１５】Ｎ：0.0050〜0.0150％ ＮはＶおよび／またはTiと結合し窒化物を形成し、加熱
時のオーステナイト粒の成長を抑制するとともに、フェ
ライト析出核として作用しフェライト結晶粒を微細化し
靱性を向上させる。これらの効果を得るためには0.0050
％以上の含有を必要とするが、0.0150％を超えると固溶
Ｎ量が増加し、母材靱性、HAZ 部靱性を劣化させる。こ
のため、Ｎは0.0050〜0.0150％の範囲に限定した。な
お、好ましくは0.0060〜0.0120％である。N: 0.0050 to 0.0150% N combines with V and / or Ti to form a nitride, which suppresses the growth of austenite grains during heating and acts as ferrite precipitation nuclei to refine the ferrite crystal grains and toughness. Improve. 0.0050 to obtain these effects
%, But if it exceeds 0.0150%, the amount of solute N increases, and the toughness of the base metal and HAZ part deteriorates. Therefore, N is limited to the range of 0.0050 to 0.0150%. In addition, it is preferably 0.0060 to 0.0120%.

【００１６】Ｖ／Ｎ、（Ｖ＋Ti）／Ｎ：4.0 〜12.0 この発明では、Tiを添加しない場合にはＶ／Ｎで、Tiを
添加する場合には（Ｖ＋Ti）／Ｎで計算する。Tiを添加
しない場合にはＶ、Ｎ量を上記した範囲内とし、さらに
Ｖ／Ｎを4.0 〜12.0の範囲に調整する。Tiを添加する場
合にはＶ、Ti、Ｎ量を上記した範囲内とし、さらに（Ｖ
＋Ti）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲に調整する。Ｖ／Ｎある
いは（Ｖ＋Ti）／Ｎが4.0 未満では、固溶Ｎ量が増加し
歪時効を生じさせ、さらにHAZ 部靱性を劣化させる。ま
た、Ｖ／Ｎあるいは（Ｖ＋Ti）／Ｎが12.0を超えると、
ＶあるいはＶとTiが、Ｃと結合し過剰に炭化物を生成し
母材を低下させる。このため、Ｖ／Ｎあるいは（Ｖ＋T
i）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲とした。なお、好ましくは
5.0 〜10.0である。V / N, (V + Ti) / N: 4.0-12.0 In the present invention, V / N is calculated when Ti is not added, and (V + Ti) / N is calculated when Ti is added. When Ti is not added, the amounts of V and N are set within the above range, and V / N is adjusted within the range of 4.0 to 12.0. When adding Ti, the amount of V, Ti and N should be within the above range, and (V
Adjust + Ti) / N in the range of 4.0 to 12.0. When V / N or (V + Ti) / N is less than 4.0, the amount of solute N increases, causing strain aging and further deteriorating the toughness of the HAZ part. When V / N or (V + Ti) / N exceeds 12.0,
V or V and Ti combine with C to form excessive carbides and lower the base material. Therefore, V / N or (V + T
i) / N was set in the range of 4.0 to 12.0. In addition, preferably
It is 5.0 to 10.0.

【００１７】Nb：0.003 〜0.030 ％、Ti：0.005 〜0.03
0 ％のうちから選ばれた１種または２種 Ti、NbはともにＶ窒化物の析出を促進する作用を有して
いる。Tiは、Ｎと結合しTiN を形成し、加熱時のオース
テナイト粒の成長を抑制するとともに、さらにオーステ
ナイト中に残留あるいは析出し、VNのオーステナイト中
への析出を促進させる作用を有する。この効果を得るた
めには、0.005 ％以上の添加が必要であるが、0.030 ％
を超えると、鋼の清浄度を低下させるとともに、Ｖ窒化
物の析出を抑制し、母材の靱性を劣化させる。このた
め、Tiは0.005 〜0.030 ％の範囲とした。好ましくは、
0.010 〜0.025 ％である。Nb: 0.003 to 0.030%, Ti: 0.005 to 0.03
One or two selected from 0%, Ti and Nb both have the action of promoting the precipitation of V-nitride. Ti combines with N to form TiN, suppresses the growth of austenite grains during heating, and further retains or precipitates in austenite to promote precipitation of VN into austenite. To obtain this effect, it is necessary to add 0.005% or more, but 0.030%
If it exceeds, the cleanliness of the steel is reduced, the precipitation of V nitrides is suppressed, and the toughness of the base material is deteriorated. Therefore, Ti is set to the range of 0.005 to 0.030%. Preferably,
It is 0.010 to 0.025%.

【００１８】Nbは、細粒化と析出硬化により強度および
靱性を向上させ、Tiと同様Ｖ窒化物の析出を促進させ
る。これら効果を得るためには0.003 ％以上の添加が必
要であるが、0.030 ％を超えると溶接性およびHAZ 部靱
性を劣化させる。このため、Nbは0.003 〜0.030 ％の範
囲に限定する。 Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.20％のうちから選ばれた１種または２
種以上 Cu、Ni、Cr、Moはいずれも焼入れ性を向上させ、強度を
増加させるのに有効な元素であり、１種または２種以上
添加できる。このような効果を発揮させるためにはCu、
Ni、Crはそれぞれ0.05％以上、Moは0.02％以上の添加を
必要とする。しかし、Cu、Niは0.50％を超えて添加して
も効果が飽和し、経済的にも高価となる。このため、C
u、Niとも0.05〜0.50％に限定した。Cr、Moはそれぞれ
0.50％、0.20％を超えると溶接性、靱性が劣化する。こ
のため、Crは0.05〜0.50％、Moは0.02〜0.20％に限定し
た。Nb improves the strength and toughness through grain refinement and precipitation hardening, and promotes the precipitation of V nitrides like Ti. To obtain these effects, 0.003% or more must be added, but if it exceeds 0.030%, the weldability and HAZ part toughness deteriorate. Therefore, Nb is limited to the range of 0.003 to 0.030%. Cu: 0.05 to 0.50%, Ni: 0.05 to 0.50%, Cr: 0.05 to 0.50
%, Mo: 0.02 to 0.20%, one or two selected from
At least one of Cu, Ni, Cr, and Mo is an element effective for improving the hardenability and increasing the strength, and one or more of them can be added. In order to exert such effects, Cu,
Ni and Cr must be added in 0.05% or more, respectively, and Mo in 0.02% or more. However, even if Cu and Ni are added in excess of 0.50%, the effect will be saturated and the cost will be high economically. Therefore, C
Both u and Ni were limited to 0.05 to 0.50%. Cr and Mo are respectively
If it exceeds 0.50% or 0.20%, the weldability and toughness deteriorate. Therefore, Cr is limited to 0.05 to 0.50% and Mo is limited to 0.02 to 0.20%.

【００１９】Ｂ：0.0003〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.
010 ％、Ca：0.0010〜0.010 ％のうちから選ばれた１種
または２種以上 Ｂ、REM 、Caはいずれもフェライト粒の微細化に寄与す
る作用を有しており必要に応じ１種または２種以上添加
できる。Ｂは粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの析
出を抑制し、フェライト粒の微細化に寄与する。この効
果を得るためには、0.0003％以上の添加を必要とする
が、0.0020％を超えるて添加すると、靱性を低下させ
る。このため、Ｂは0.0003〜0.0020％に限定した。B: 0.0003 to 0.0020%, REM: 0.0010 to 0.
010%, Ca: 1 or 2 or more selected from 0.0010 to 0.010% B, REM, and Ca all have the action of contributing to the refining of ferrite grains, and if necessary, 1 or 2 More than one species can be added. B segregates at grain boundaries, suppresses precipitation of coarse grain boundary ferrite, and contributes to miniaturization of ferrite grains. To obtain this effect, it is necessary to add 0.0003% or more, but if added over 0.0020%, the toughness decreases. Therefore, B is limited to 0.0003 to 0.0020%.

【００２０】REM 、Caは高温においても安定な酸化物を
形成し微細に鋼中に分散し、オーステナイト粒の成長を
抑制し、圧延後のフェライト粒を微細化する。また、HA
Z 部の組織を微細化し、HAZ 部靱性を向上させる効果も
有している。0.0010％未満ではその効果が少なく、0.01
0 ％を超えて添加すると酸化物量が増加し、清浄度が低
下し靱性を害する。このため、REM Caともに、0.0010〜
0.010 ％に限定した。REM and Ca form stable oxides even at high temperatures and are finely dispersed in steel to suppress the growth of austenite grains and to refine ferrite grains after rolling. Also HA
It also has the effect of refining the structure of the Z part and improving the toughness of the HAZ part. If less than 0.0010%, the effect is small, 0.01
If added in excess of 0%, the amount of oxides increases, the cleanliness decreases, and the toughness is impaired. Therefore, both REM Ca and 0.0010 ~
Limited to 0.010%.

【００２１】その他、残部Feおよび不可避的不純物であ
る。上記に規定した元素以外の元素では、Ｏ：0.010 ％
以下、Zr：0.02％以下、Mg：0.02％以下の含有が許容さ
れる。つぎに、製造方法の限定理由について説明する。
上記した組成の鋼の溶製は、転炉、電気炉等通常公知の
溶製方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はな
い。溶製された溶鋼は、連続鋳造法あるいは造塊法によ
り凝固され加工用素材とされる。In addition, the balance is Fe and inevitable impurities. For elements other than those specified above, O: 0.010%
Below, Zr: 0.02% or less and Mg: 0.02% or less are allowed to be contained. Next, the reasons for limiting the manufacturing method will be described.
For the melting of the steel having the above composition, any commonly known melting method such as a converter or an electric furnace can be applied, and it is not particularly limited. The melted molten steel is solidified by a continuous casting method or an ingot making method to be a processing material.

【００２２】素材は1050〜1250℃に加熱される。加熱温
度が1050℃未満では、Ｖ、Nb等の析出元素が十分に固溶
せず、これら元素の効果を十分に発揮することが困難な
うえに、変形抵抗の増加により、所定の圧下量の確保が
困難となる。一方、1250℃を超えると、結晶粒が粗大化
するとともに、スケールロス量の増加や炉の改修頻度の
増加を招く。このため、素材の加熱温度は1050〜1250℃
の範囲に限定した。The material is heated to 1050-1250 ° C. If the heating temperature is less than 1050 ° C, the precipitation elements such as V and Nb do not form a solid solution sufficiently, and it is difficult to sufficiently exert the effects of these elements, and the deformation resistance increases, so It will be difficult to secure. On the other hand, when the temperature exceeds 1250 ° C, the crystal grains become coarse, and the scale loss amount and the furnace repair frequency increase. For this reason, the heating temperature of the material is 1050-1250 ℃
Limited to the range.

【００２３】加熱された素材は、1050℃以下 950℃以上
の温度範囲で累積圧下率30％以上の熱間加工を施され、
ほぼ所定の形状とされる。1050℃以下950 ℃以上の温度
範囲で累積圧下率30％以上の熱間加工により、オーステ
ナイトは再結晶細粒化される。累積圧下率30％未満で
は、オーステナイトの細粒化が不十分であり、また、加
工温度が1050℃を超えるか、950 ℃未満ではオーステナ
イトの細粒化が不十分となる。The heated material is subjected to hot working with a cumulative rolling reduction of 30% or more in a temperature range of 1050 ° C or lower and 950 ° C or higher,
It has a substantially predetermined shape. Austenite is recrystallized into fine grains by hot working with a cumulative reduction of 30% or more in the temperature range of 1050 ° C or lower and 950 ° C or higher. If the cumulative rolling reduction is less than 30%, the austenite is not sufficiently refined, and if the processing temperature is higher than 1050 ° C or lower than 950 ° C, the austenite is not sufficiently refined.

【００２４】950 ℃以上で熱間加工を施しほぼ所定の形
状とされた素材は、ついで、次（１）式 Ｔps≧Ｔ≧Ｔps−100 ……（１） （ここに、Ｔ：温度（℃）、Ｔps（℃）＝｛Ｖ（Ｎ−0.
292 Ti）×10⁵ ＋425 ｝／0.480 、Ｖ、Ｎ、Ti：含有量
（wt％））を満足する温度Ｔ（℃）で、圧下率：５％以
上の熱間加工を施し、ついで該温度Ｔ（℃）以下Ａr₃点
以上の温度範囲で160sec以上、3000sec 以下保持または
滞留させるＶ窒化物の析出処理を施す。The material that has been subjected to hot working at 950 ° C. or higher and has a substantially predetermined shape is then subjected to the following equation (1) Tps ≧ T ≧ Tps-100 (1) (where T: temperature (° C. ), Tps (° C) = {V (N-0.
292 Ti) × 10 ⁵ +425} /0.480, V, N, Ti: content (wt%)) at a temperature T (° C.) and a rolling reduction of 5% or more. Precipitation treatment of V-nitride is carried out for holding or staying for 160 seconds or more and 3000 seconds or less within a temperature range of T (° C.) or less and Ar ₃ points or more.

【００２５】これにより、オーステナイト中に粒子径0.
02〜0.20μm のＶ窒化物が10⁵ 〜10¹⁰個／mm³ の密度で
分散する。なお、950 ℃以上での熱間加工後、この温度
Ｔまでの冷却条件は空冷とするか、あるいは空冷超の冷
却速度で加速冷却してもよい。組織の微細化に有効なＶ
窒化物は粒子径0.02〜0.20μm のＶ窒化物である。粒子
径が0.02μm 未満のＶ窒化物は、微細すぎてフェライト
析出核となりにくく、また、0.20μm を超えるＶ窒化物
は、破壊の基点となり靱性を劣化させる。しかし、この
ような粒子径のＶ窒化物が析出していても、その析出密
度が10⁵ 個／mm³ 未満では組織微細化効果が少なく、ま
た10¹⁰個／mm³ を超えると過度の析出物の存在により靱
性が劣化する。As a result, the particle size in austenite is 0.
V-nitrides of 02 to 0.20 μm are dispersed at a density of 10 ⁵ to 10 ¹⁰ pieces / mm ³ . After hot working at 950 ° C. or higher, the cooling condition up to this temperature T may be air cooling or accelerated cooling at a cooling rate higher than air cooling. V which is effective for the refinement of structure
The nitride is a V-nitride having a particle size of 0.02 to 0.20 μm. V-nitrides having a particle size of less than 0.02 μm are too fine to form ferrite precipitation nuclei, and V-nitrides of more than 0.20 μm serve as a base point of fracture and deteriorate toughness. However, even if V-nitride having such a particle size is deposited, if the precipitation density is less than 10 ⁵ particles / mm ³ , the microstructure refinement effect is small, and if it exceeds 10 ¹⁰ particles / mm ³ , excessive precipitation occurs. The toughness deteriorates due to the presence of a substance.

【００２６】加工温度Ｔ（℃）が、Ｔps−100 未満、あ
るいはＴpsを超えると、その後の等温保持あるいはＡr₃
点以上の温度範囲での滞留によってもフェライト析出核
となりうるＶ窒化物の析出が少なく、組織の微細化が不
十分となる。また、温度Ｔでの圧下量が５％未満では、
フェライト析出核となり得るＶ窒化物の析出密度が少な
い。温度Ｔでの圧下量は析出を有効に促進させ、板厚方
向に均一な加工を加える点から10％以上とするのが好ま
しい。The processing temperature T (° C.) is less than Tps -100, or exceeds T ps, subsequent isothermal holding or Ar ₃
Even if the powder stays in the temperature range above the point, the precipitation of V-nitride that can become ferrite precipitation nuclei is small, and the refinement of the structure becomes insufficient. Further, if the reduction amount at the temperature T is less than 5%,
The precipitation density of V-nitride that can become ferrite precipitation nuclei is low. The amount of reduction at the temperature T is preferably 10% or more from the viewpoint of effectively promoting precipitation and applying uniform processing in the plate thickness direction.

【００２７】このようなＶ窒化物析出促進のための加工
後、鋼材をその加工温度Ｔ（℃）以下Ａr₃点以上の温度
範囲で等温保持あるいは滞留させる。等温保持とは、上
記した温度範囲内の一定温度で保持する処理をいい、滞
留とは、上記した温度範囲内で所定時間経過させること
をいう。その等温保持時間あるいは滞留時間が160sec未
満では、フェライト析出核となりうるＶ窒化物の析出が
少なく、一方、3000sec を超えるとＶ窒化物が凝集・粗
大化して析出密度の低下により組織微細化の効果少なく
なるうえ、粗大な析出物の存在により靱性が劣化する。After the work for promoting the precipitation of V-nitride, the steel material is kept isothermally or retained in the temperature range of the working temperature T (° C.) or less and the Ar ₃ point or more. Isothermal holding means a process of holding at a constant temperature within the above temperature range, and retention means allowing a predetermined time to elapse within the above temperature range. If the isothermal holding time or residence time is less than 160 seconds, the precipitation of V-nitride that can become ferrite precipitation nuclei is small. On the other hand, if it exceeds 3000 seconds, the V-nitride agglomerates and coarsens, and the precipitation density decreases and the effect of microstructure refinement is achieved. Besides, the toughness deteriorates due to the presence of coarse precipitates.

【００２８】本発明では、Ａr₃点は、次の（２）式で定
義される値を用いる。 Ａr₃（℃）＝910-230C+25Si-74Mn-56Ni-16Cr-9Mo-5Cu-1620Nb ……（２） 鋼材は温度Ｔ（℃）以下Ａr₃点以上の温度範囲で所定時
間、等温保持または滞留させられたのち室温まで空冷さ
れる。空冷のような緩冷却を施すことにより強度・靱性
のばらつき、残留応力・残留歪が軽減される。In the present invention, the value defined by the following equation (2) is used as the Ar ₃ point. Ar ₃ (℃) = 910-230C + 25Si-74Mn-56Ni-16Cr-9Mo-5Cu-1620Nb …… (2) Steel materials are kept at temperature T (℃) or less and at a temperature range of Ar ₃ points or more for a predetermined time or After being retained, it is air-cooled to room temperature. By performing mild cooling such as air cooling, variations in strength and toughness, residual stress and residual strain are reduced.

【００２９】また、本発明では、室温までの空冷に代え
て、空冷超30℃／ｓ以下の冷却速度で（Ａr₃−60）℃以
下600 ℃以上の温度まで加速冷却するのが好ましい。こ
れにより、粒界フェライトの生成が抑制され、オーステ
ナイトが過冷されＶ窒化物を核とする粒内フェライトの
生成による組織微細化効果が顕著となる。しかし、冷却
速度が30℃／ｓを超えると板厚方向の温度差が顕著とな
り強度・靱性のばらつき、残留応力・残留歪の発生が顕
著となる。[0029] In the present invention, instead of the air-cooled to room temperature, air-cooled ultra 30 ° C. / s or less cooling rate (Ar ₃ -60) ℃ preferable to accelerated cooling to 600 ° C. or more temperature below. As a result, the generation of grain boundary ferrite is suppressed, the austenite is overcooled, and the effect of grain refinement due to the generation of intragranular ferrite having V nitride as a nucleus becomes remarkable. However, if the cooling rate exceeds 30 ° C./s, the temperature difference in the plate thickness direction becomes significant, and variations in strength / toughness and residual stress / strain become significant.

【００３０】また、加速冷却を（Ａr₃−60）℃を超える
温度で停止すると、加速冷却の効果が認められない。一
方、加速冷却を600 ℃未満の温度まで行うと、ベイナイ
ト等の低温生成物が多量に生成し、靱性が劣化する。な
お、本発明で規定する温度、冷却速度は鋼材の板厚中心
での値である。Further, when the accelerated cooling is stopped at a temperature exceeding (Ar ₃ -60) ° C., the effect of the accelerated cooling is not recognized. On the other hand, if accelerated cooling is performed to a temperature of less than 600 ° C, a large amount of low-temperature products such as bainite are produced and the toughness deteriorates. The temperature and cooling rate specified in the present invention are values at the center of the steel sheet thickness.

【００３１】[0031]

【実施例】表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳
造法で240 〜310mm 厚のスラブとした。ついで、これら
スラブを表２に示す温度に加熱し、熱間圧延によりほぼ
所定の形状の厚鋼板としたのち、表２に示す条件でＶ窒
化物の析出処理を施し、室温まで冷却した。EXAMPLES Steels having the compositions shown in Table 1 were melted in a converter and made into a slab having a thickness of 240 to 310 mm by a continuous casting method. Next, these slabs were heated to the temperatures shown in Table 2 and hot-rolled into thick steel plates having a substantially predetermined shape. Then, V nitride precipitation treatment was performed under the conditions shown in Table 2, and the plates were cooled to room temperature.

【００３２】これら厚鋼板について、板厚中央部から試
験片を採取し、母材の引張特性、靱性を調査した。その
結果を表２に示す。With respect to these thick steel plates, test pieces were sampled from the central portion of the plate thickness, and the tensile properties and toughness of the base material were investigated. The results are shown in Table 2.

【００３３】[0033]

【表１】 [Table 1]

【００３４】[0034]

【表２】 [Table 2]

【００３５】[0035]

【表３】 [Table 3]

【００３６】表２から、本発明例では、引張強さ（Ｔ
Ｓ）が500MPa以上で、vE_-20 が 210Ｊ以上と強度・靱性
ともに優れている。これに対し、本発明を外れる比較例
は、強度が不足するか、組織の微細化が不十分で靱性が
劣化している。From Table 2, the tensile strength (T
S) is 500 MPa or more and vE- ₂₀ is 210 J or more, which is excellent in strength and toughness. On the other hand, in the comparative examples that deviate from the present invention, the strength is insufficient, or the micronization of the structure is insufficient and the toughness is deteriorated.

【００３７】[0037]

【発明の効果】この発明によれば、強度・靱性ともに優
れた引張強さ490MPa以上の非調質高張力鋼材を、高価な
元素を多量添加することなく、また低温での強圧下を施
すこともなく工業的に容易に製造でき産業上多大な効果
を奏する。According to the present invention, a non-heat treated high-strength steel material having a tensile strength of 490 MPa or more, which is excellent in both strength and toughness, is subjected to strong reduction at a low temperature without adding a large amount of expensive elements. It can be easily manufactured industrially and has a great industrial effect.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 川端 文丸 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内 (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内 (56)参考文献 特開 平５−186848（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−17122（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−68016（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−88232（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−88231（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−142826（ＪＰ，Ａ) 特公 昭62−50548（ＪＰ，Ｂ１) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C21D 9/00 C22C 38/00 - 38/60 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (72) Fumaru Kawabata 1-chome, Mizushima Kawasaki-dori, Kurashiki City, Okayama Prefecture (without street number) Kawasaki Steel Co., Ltd. Mizushima Works (72) Inventor Shinichi Amano Mizushima Kawasaki, Kurashiki City, Okayama Prefecture 1st Street (no address) Kawasaki Steel Co., Ltd. Inside Mizushima Works (56) References JP-A-5-186848 (JP, A) JP-A-6-17122 (JP, A) JP-A-10-68016 (JP , A) JP-A-10-88232 (JP, A) JP-A-10-88231 (JP, A) JP-A-56-142826 (JP, A) JP-B-62-50548 (JP, B1) (58) Fields investigated (Int.Cl. ⁷ , DB name) C21D 8/00-8/10 C21D 9/00 C22C 38/00-38/60

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.10〜0.60％、 Mn：0.80〜1.80％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.050 ％、 Ｖ：0.04〜0.15％、 Ｎ：0.0050〜0.0150％ を含み、かつ Ｖ／Ｎ：4.0 〜12.0 を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の
素材を、1050〜1250℃に加熱し、1050℃以下950 ℃以上
の温度範囲で累積圧下率30％以上の熱間加工を施しほぼ
所定の形状としたのち、下記（１）式を満足する温度Ｔ
（℃）まで空冷して、該温度Ｔ（℃）で圧下率：５％以
上の熱間加工を施し、ついで該温度Ｔ（℃）以下Ａr₃点
以上の温度範囲で160sec以上3000sec 以下保持または滞
留させ、オーステナイト中に粒子径0.02〜0.20μm のＶ
窒化物を10⁵ 〜10¹⁰個／mm³ の密度で分散させたのち、
室温まで空冷することを特徴とする低温靱性に優れた非
調質高張力鋼材の製造方法。 記 Ｔps≧Ｔ≧Ｔps−100 ……（１） ここに、Ｔ：温度（℃） Ｔps（℃）＝｛Ｖ（Ｎ−0.292 Ti）×10⁵ ＋425 ｝／0.480 Ｖ、Ｎ、Ti：含有量（wt％）1. By weight%, C: 0.05 to 0.18%, Si: 0.10 to 0.60%, Mn: 0.80 to 1.80%, P: 0.030% or less, S: 0.015% or less, Al: 0.005 to 0.050%, V : 0.04 to 0.15%, N: 0.0050 to 0.0150%, and V / N: 4.0 to 12.0 are satisfied, and a material having a composition consisting of balance Fe and inevitable impurities is heated to 1050 to 1250 ° C and heated to 1050 ° C. After performing hot working with a cumulative rolling reduction of 30% or more in a temperature range of 950 ° C or more to obtain a substantially predetermined shape, a temperature T that satisfies the following expression (1)
Air-cooled to (° C), subjected to hot working at a temperature T (° C) of a reduction ratio of 5% or more, and then maintained at 160 ° C or more and 3000sec or less in a temperature range of ₃ ° C or more of Ar or less than T (° C) or Vs with a particle size of 0.02 to 0.20 μm in austenite
After dispersing the nitride at a density of 10 ⁵ to 10 ¹⁰ pieces / mm ³ ,
A method for producing a non-heat treated high-strength steel excellent in low temperature toughness, characterized by cooling to room temperature. Note Tps ≧ T ≧ Tps-100 (1) where T: temperature (° C) Tps (° C) = {V (N-0.292 Ti) × 10 ⁵ +425} /0.480 V, N, Ti: content (Wt%) 【請求項２】 前記温度Ｔ（℃）までの空冷に代えて、
空冷超の冷却速度で加速冷却を施すことを特徴とする請
求項１記載の非調質高張力鋼材の製造方法。2. Instead of air cooling to the temperature T (° C.),
The method for producing a non-heat treated high strength steel material according to claim 1, wherein accelerated cooling is performed at a cooling rate higher than air cooling. 【請求項３】 前記室温までの空冷に代えて、空冷超30
℃／ｓ以下の冷却速度で（Ａr₃−60）℃以下600 ℃以上
の温度まで冷却することを特徴とする請求項１または２
記載の非調質高張力鋼材の製造方法。3. Instead of air-cooling to room temperature, an air-cooled super 30
At a cooling rate of ℃ / s or less (Ar ₃ -60) ℃ or less 600 ℃
Claim 1 or 2, characterized in that cooling to temperature of
A method for producing a non-heat treated high-strength steel as described. 【請求項４】 前記素材が、重量％で、 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.10〜0.60％、 Mn：0.80〜1.80％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.050 ％、 Ｖ：0.04〜0.15％、 Ｎ：0.0050〜0.0150％ を含み、さらに Nb：0.003 〜0.030 ％、Ti：0.005 〜0.030 ％のうちか
ら選ばれた１種または２種を含有し、かつ （Ｖ＋Ti）／Ｎ：4.0 〜12.0 を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の
素材であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれ
かに記載の非調質高張力鋼材の製造方法。4. The weight percentage of the material is C: 0.05 to 0.18%, Si: 0.10 to 0.60%, Mn: 0.80 to 1.80%, P: 0.030% or less, S: 0.015% or less, Al: 0.005 to. 0.050%, V: 0.04 to 0.15%, N: 0.0050 to 0.0150%, Nb: 0.003 to 0.030%, Ti: 0.005 to 0.030%, and 1 or 2 kinds selected from, and ( V + Ti) / N: 4.0 to 12.0, a material having a composition of balance Fe and unavoidable impurities, and a method for producing a non-heat treated high strength steel material according to any one of claims 1 to 3. . 【請求項５】 前記素材が、さらに重量％で、 Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.20％のうちから選ばれた１種または２
種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし４の
いずれかに記載の非調質高張力鋼材の製造方法。5. The weight percentage of the material is Cu: 0.05 to 0.50%, Ni: 0.05 to 0.50%, Cr: 0.05 to 0.50.
%, Mo: 0.02 to 0.20%, one or two selected from
The method for producing a non-heat treated high strength steel material according to any one of claims 1 to 4, further comprising at least one kind. 【請求項６】 前記素材が、さらに重量％で、 Ｂ：0.0003〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.010 ％、Ca：
0.0010〜0.010 ％のうちから選ばれた１種または２種以
上を含有することを特徴とする請求項１ないし５のいず
れかに記載の非調質高張力鋼材の製造方法。6. The material further comprises, by weight%, B: 0.0003 to 0.0020%, REM: 0.0010 to 0.010%, and Ca:
The method for producing a non-heat treated high strength steel material according to any one of claims 1 to 5, further comprising one or more selected from 0.0010 to 0.010%.